JP2003191109A - 超硬合金およびそれを用いた切削工具 - Google Patents
超硬合金およびそれを用いた切削工具Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 超硬合金の耐衝撃性を高め、難削材の切削や
高速・高送り切削に対しても優れた耐欠損性を有する切
削工具を提供する。 【解決手段】 炭化タングステン粒子間を少なくとも１
種の鉄属金属を主成分として含有する結合相にて結合し
てなる超硬合金であって、該超硬合金内部の走査型電子
顕微鏡観察において、前記炭化タングステン粒子のう
ち、長径２μｍ以上の概略多角形状粗粒子が占める面積
比率が前記炭化タングステンに対して５〜３０％である
とともに、前記概略多角形状粗粒子のうち、長径に対し
てなす２つの角部の曲率半径が０．１μｍ以上の丸みを
呈する粒子が前記概略多角形状粗粒子全体に対して５０
％以上であることを特徴とする超硬合金を作成する。
高速・高送り切削に対しても優れた耐欠損性を有する切
削工具を提供する。 【解決手段】 炭化タングステン粒子間を少なくとも１
種の鉄属金属を主成分として含有する結合相にて結合し
てなる超硬合金であって、該超硬合金内部の走査型電子
顕微鏡観察において、前記炭化タングステン粒子のう
ち、長径２μｍ以上の概略多角形状粗粒子が占める面積
比率が前記炭化タングステンに対して５〜３０％である
とともに、前記概略多角形状粗粒子のうち、長径に対し
てなす２つの角部の曲率半径が０．１μｍ以上の丸みを
呈する粒子が前記概略多角形状粗粒子全体に対して５０
％以上であることを特徴とする超硬合金を作成する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、切削工具等に使用
される高強度かつ高靭性を有し、難削材の切削や高送り
切削などの衝撃の大きい条件下での切削に優れた性能を
発揮する超硬合金およびそれを用いた切削工具に関す
る。
される高強度かつ高靭性を有し、難削材の切削や高送り
切削などの衝撃の大きい条件下での切削に優れた性能を
発揮する超硬合金およびそれを用いた切削工具に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】従来より、金属の切削加工に広く用いら
れている超硬合金は、六方晶形からなり、断面が三角形
や四角形等の多角形形状をなす角ばった炭化タングステ
ン粒子を主体とする硬質相と、コバルト等の鉄族金属の
結合相からなるＷＣ−Ｃｏ系合金、もしくは上記ＷＣ−
Ｃｏ系に周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭化物、
窒化物、炭窒化物等の固溶体相を分散せしめた系が知ら
れている。
れている超硬合金は、六方晶形からなり、断面が三角形
や四角形等の多角形形状をなす角ばった炭化タングステ
ン粒子を主体とする硬質相と、コバルト等の鉄族金属の
結合相からなるＷＣ−Ｃｏ系合金、もしくは上記ＷＣ−
Ｃｏ系に周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭化物、
窒化物、炭窒化物等の固溶体相を分散せしめた系が知ら
れている。
【０００３】これらの超硬合金は、切削工具として、主
に鋳鉄や炭素鋼等の切削に利用されているが、最近では
ステンレス鋼といった難削材の加工や、切削の更なる効
率化を求めて高速切削・高送り切削への利用も進められ
ている。
に鋳鉄や炭素鋼等の切削に利用されているが、最近では
ステンレス鋼といった難削材の加工や、切削の更なる効
率化を求めて高速切削・高送り切削への利用も進められ
ている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、ステン
レス鋼等の難削材や、切削効率の高い高速・高送り切削
等過酷な条件での切削を行う場合、切削工具には高い耐
衝撃性が要求されるため、上記従来の切削工具を用いて
切削した場合には工具寿命が短くなるという問題があっ
た。
レス鋼等の難削材や、切削効率の高い高速・高送り切削
等過酷な条件での切削を行う場合、切削工具には高い耐
衝撃性が要求されるため、上記従来の切削工具を用いて
切削した場合には工具寿命が短くなるという問題があっ
た。
【０００５】したがって、本発明の目的は、耐衝撃性に
優れた超硬合金を提供すること、かつこれを用いて、難
削材の切削や高送り切削に対しても優れた耐欠損性を有
する切削工具を提供することにある。
優れた超硬合金を提供すること、かつこれを用いて、難
削材の切削や高送り切削に対しても優れた耐欠損性を有
する切削工具を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者は、上記課題に
対して検討した結果、角部のない丸みのある比較的大き
な粒径の粒子を所定量超硬合金中に分散せしめた組織と
することによって、衝撃がかかった際でも角部にクラッ
クが生じることなく、衝撃を粒子全体で吸収することが
できることから、耐衝撃性に優れた超硬合金となること
を知見した。
対して検討した結果、角部のない丸みのある比較的大き
な粒径の粒子を所定量超硬合金中に分散せしめた組織と
することによって、衝撃がかかった際でも角部にクラッ
クが生じることなく、衝撃を粒子全体で吸収することが
できることから、耐衝撃性に優れた超硬合金となること
を知見した。
【０００７】すなわち、本発明の超硬合金は、炭化タン
グステン相と少なくとも１種の鉄属金属を主成分として
含有する結合相とからなり、前記炭化タングステン粒子
のうち、長径２μｍ以上の概略多角形状粗粒子が占める
面積比率が前記炭化タングステンに対して５〜３０％で
あるとともに、前記概略多角形状粗粒子のうち、長径に
対してなす２つの角部の曲率半径が０．１μｍ以上の丸
みを呈する粒子が前記概略多角形状粗粒子全体に対して
５０％以上であることを特徴とするものである。
グステン相と少なくとも１種の鉄属金属を主成分として
含有する結合相とからなり、前記炭化タングステン粒子
のうち、長径２μｍ以上の概略多角形状粗粒子が占める
面積比率が前記炭化タングステンに対して５〜３０％で
あるとともに、前記概略多角形状粗粒子のうち、長径に
対してなす２つの角部の曲率半径が０．１μｍ以上の丸
みを呈する粒子が前記概略多角形状粗粒子全体に対して
５０％以上であることを特徴とするものである。
【０００８】ここで、前記平均粒径０．５μｍ以下の炭
化タングステン微粒子が占める面積比率が５〜２０％で
あることが望ましい。
化タングステン微粒子が占める面積比率が５〜２０％で
あることが望ましい。
【０００９】また、周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属
の群から選ばれる少なくとも１種の炭化物、窒化物およ
び炭窒化物からなるＢ−１型固溶体粒子を含み、該Ｂ−
１型固溶体粒子の平均長径が０．５〜２μｍであること
により、高温特性に優れた超硬合金が得られる。
の群から選ばれる少なくとも１種の炭化物、窒化物およ
び炭窒化物からなるＢ−１型固溶体粒子を含み、該Ｂ−
１型固溶体粒子の平均長径が０．５〜２μｍであること
により、高温特性に優れた超硬合金が得られる。
【００１０】なお、前記周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族
金属のうちのＴａの含有量が、全量中、ＴａＣ換算で１
重量％以下であっても優れた工具特性を有する超硬合金
となる。
金属のうちのＴａの含有量が、全量中、ＴａＣ換算で１
重量％以下であっても優れた工具特性を有する超硬合金
となる。
【００１１】さらに、前記炭化タングステン相を６０〜
９５体積％の比率で含有すること、前記結合相を１〜２
０体積％の比率で含有することが望ましい。
９５体積％の比率で含有すること、前記結合相を１〜２
０体積％の比率で含有することが望ましい。
【００１２】また、本発明の切削工具は、上記超硬合金
からなり、特に、該超硬合金の表面に、周期律表第４
ａ、５ａ、６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物、Ｔ
ｉＡｌＮ、ＴｉＺｒＮ、ダイヤモンドおよびＡｌ2Ｏ3の
群から選ばれる少なくとも１種の被覆層を単層または複
数層形成してなることが望ましい。
からなり、特に、該超硬合金の表面に、周期律表第４
ａ、５ａ、６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物、Ｔ
ｉＡｌＮ、ＴｉＺｒＮ、ダイヤモンドおよびＡｌ2Ｏ3の
群から選ばれる少なくとも１種の被覆層を単層または複
数層形成してなることが望ましい。
【００１３】
【発明の実施の形態】本発明の超硬合金について、その
模式図である図１を基に説明する。図１によれば、超硬
合金１は、炭化タングステン相２と、周期律表第４ａ、
５ａ、６ａ族金属の群から選ばれる少なくとも１種の炭
化物、窒化物および炭窒化物の固溶体相３とからなる硬
質相４と、少なくとも１種の鉄属金属を主成分として含
有する結合相５とから構成されている。
模式図である図１を基に説明する。図１によれば、超硬
合金１は、炭化タングステン相２と、周期律表第４ａ、
５ａ、６ａ族金属の群から選ばれる少なくとも１種の炭
化物、窒化物および炭窒化物の固溶体相３とからなる硬
質相４と、少なくとも１種の鉄属金属を主成分として含
有する結合相５とから構成されている。
【００１４】本発明によれば、超硬合金１内部の走査型
電子顕微鏡観察において、炭化タングステン粒子２のう
ち、長径２μｍ以上の概略多角形状粗粒子７が占める面
積比率が超硬合金１全体に対して５〜３０％、特に１０
〜２０％であるとともに、概略多角形状粗粒子７のう
ち、長径に対してなす２つの角部の曲率半径が０．１μ
ｍ以上の丸みを呈する粒子（以下、角部が丸い粒子と略
す。）８が概略多角形状粗粒子７全体に対して５０％以
上、特に７０％以上、さらに８０％以上であることが大
きな特徴であり、これによって超硬合金１の耐衝撃性を
高めることができ、さらに耐欠損性に優れた切削工具と
なる。
電子顕微鏡観察において、炭化タングステン粒子２のう
ち、長径２μｍ以上の概略多角形状粗粒子７が占める面
積比率が超硬合金１全体に対して５〜３０％、特に１０
〜２０％であるとともに、概略多角形状粗粒子７のう
ち、長径に対してなす２つの角部の曲率半径が０．１μ
ｍ以上の丸みを呈する粒子（以下、角部が丸い粒子と略
す。）８が概略多角形状粗粒子７全体に対して５０％以
上、特に７０％以上、さらに８０％以上であることが大
きな特徴であり、これによって超硬合金１の耐衝撃性を
高めることができ、さらに耐欠損性に優れた切削工具と
なる。
【００１５】すなわち、炭化タングステン粒子２の概略
多角形状粗粒子２ａが占める面積比率が超硬合金１全体
に対して５％よりも少ないと、全体の平均粒径が細かく
なり結合相金属の平均自由工程（結合相厚み）が小さく
なって破壊靭性値が低下する。
多角形状粗粒子２ａが占める面積比率が超硬合金１全体
に対して５％よりも少ないと、全体の平均粒径が細かく
なり結合相金属の平均自由工程（結合相厚み）が小さく
なって破壊靭性値が低下する。
【００１６】ここで、角部が丸い粒子は、前記角部の曲
率半径が０．２μｍ以上である粒子が概略多角形状粗粒
子７全体に対して２０％以上、特に３０％以上、さらに
５０％以上であることが超硬合金１の耐衝撃性および耐
欠損性を高める上で望ましい。
率半径が０．２μｍ以上である粒子が概略多角形状粗粒
子７全体に対して２０％以上、特に３０％以上、さらに
５０％以上であることが超硬合金１の耐衝撃性および耐
欠損性を高める上で望ましい。
【００１７】なお、硬度と靭性の両立のために炭化タン
グステン２量の望ましい範囲は走査型電子顕微鏡観察に
おける面積比率が６０〜９５％、特に８０〜９０％であ
ること、結合相５量の望ましい範囲は１〜２０％であ
る。逆に、概略多角形状粗粒子２ａが占める面積比率が
超硬合金１全体に対して３０％よりも多いと、全体の平
均粒径が粗くなるとともに硬度が著しく低下する。
グステン２量の望ましい範囲は走査型電子顕微鏡観察に
おける面積比率が６０〜９５％、特に８０〜９０％であ
ること、結合相５量の望ましい範囲は１〜２０％であ
る。逆に、概略多角形状粗粒子２ａが占める面積比率が
超硬合金１全体に対して３０％よりも多いと、全体の平
均粒径が粗くなるとともに硬度が著しく低下する。
【００１８】また、概略多角形状粗粒子７のうち、長径
に対してなす２つの角部の曲率半径が０．１μｍ以上の
丸みを呈する粒子８が概略多角形状粗粒子７全体に対し
て５０％より少ないと、概略多角形粗粒子の角部に応力
集中が起こりやすく、切削中にクラックの起点となり欠
損を生じやすくなり超硬合金１の耐衝撃性が低下する恐
れがある。
に対してなす２つの角部の曲率半径が０．１μｍ以上の
丸みを呈する粒子８が概略多角形状粗粒子７全体に対し
て５０％より少ないと、概略多角形粗粒子の角部に応力
集中が起こりやすく、切削中にクラックの起点となり欠
損を生じやすくなり超硬合金１の耐衝撃性が低下する恐
れがある。
【００１９】なお、本発明において、長径とは超硬合金
１の内部断面の走査型電子顕微鏡観察において、炭化タ
ングステン粒子２の内部に引き得る最も長い線分Ｌの長
さを指し、また、長径に対してなす２つの角部の曲率半
径とは、上記線分Ｌの端部、すなわち２つの角部におけ
るそれぞれの曲率半径ｒの平均値を指す。ここで、該曲
率半径ｒが０．１μｍより小さくなると急激に耐衝撃性
が低下する。
１の内部断面の走査型電子顕微鏡観察において、炭化タ
ングステン粒子２の内部に引き得る最も長い線分Ｌの長
さを指し、また、長径に対してなす２つの角部の曲率半
径とは、上記線分Ｌの端部、すなわち２つの角部におけ
るそれぞれの曲率半径ｒの平均値を指す。ここで、該曲
率半径ｒが０．１μｍより小さくなると急激に耐衝撃性
が低下する。
【００２０】また、炭化タングステン粒子２中には、概
略炭化タングステン粗粒子の間隙を埋める役割、および
硬度向上という点で、炭化タングステン粒子全体がしめ
る総面積に対して、長径０．５μｍ以下の微粒子が占め
る面積比率が５〜２０％、特に５〜１５％となる微粒子
を分散させることが望ましい。
略炭化タングステン粗粒子の間隙を埋める役割、および
硬度向上という点で、炭化タングステン粒子全体がしめ
る総面積に対して、長径０．５μｍ以下の微粒子が占め
る面積比率が５〜２０％、特に５〜１５％となる微粒子
を分散させることが望ましい。
【００２１】また、超硬合金１中には、周期律表第４
ａ、５ａ、６ａ族金属（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、
Ｔａ、Ｎｂ、Ｗ）の群から選ばれる少なくとも１種の炭
化物、窒化物および炭窒化物からなるＢ−１型固溶体３
が１種以上存在することが、超硬合金１の高温特性、特
に高温における耐酸化性を維持する点で望ましく、また
これら固溶体はＢ−１型であるため結晶は粒状になり、
本発明における応力集中による耐欠損性の低下は起こさ
ないという点でも所定量含有することが望ましい。
ａ、５ａ、６ａ族金属（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、
Ｔａ、Ｎｂ、Ｗ）の群から選ばれる少なくとも１種の炭
化物、窒化物および炭窒化物からなるＢ−１型固溶体３
が１種以上存在することが、超硬合金１の高温特性、特
に高温における耐酸化性を維持する点で望ましく、また
これら固溶体はＢ−１型であるため結晶は粒状になり、
本発明における応力集中による耐欠損性の低下は起こさ
ないという点でも所定量含有することが望ましい。
【００２２】なお、高温特性や耐酸化性を高めるととも
に強度を向上させる点で、Ｂ−１型固溶体粒子３の平均
粒径は０．５〜２．０μｍであることが望ましい。ま
た、Ｂ−１型固溶体相３の含有量は、高温における耐酸
化性と超硬合金１の強度および硬度を両立させるという
点で、超硬合金１全量中電子顕微鏡写真の面積比率で１
〜２０％、特に５〜１５％であることが望ましい。
に強度を向上させる点で、Ｂ−１型固溶体粒子３の平均
粒径は０．５〜２．０μｍであることが望ましい。ま
た、Ｂ−１型固溶体相３の含有量は、高温における耐酸
化性と超硬合金１の強度および硬度を両立させるという
点で、超硬合金１全量中電子顕微鏡写真の面積比率で１
〜２０％、特に５〜１５％であることが望ましい。
【００２３】さらに、本発明によれば、超硬合金１全量
中の周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属のうちのＴａの
含有量が、全量中、ＴａＣ換算で１重量％以下、特に
０．２重量％以下、さらには不可避不純物以外の実質上
含有しない場合においても、優れた耐衝撃性および耐欠
損性を維持することができる。
中の周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属のうちのＴａの
含有量が、全量中、ＴａＣ換算で１重量％以下、特に
０．２重量％以下、さらには不可避不純物以外の実質上
含有しない場合においても、優れた耐衝撃性および耐欠
損性を維持することができる。
【００２４】超硬合金１中には、合金強度および耐欠損
性の保持の点で、炭化タングステン相の間に存在する結
合相５としては、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅ等の鉄族金属を主成
分として含有し、電子顕微鏡観察における面積比率が１
〜２０％で含有することが望ましい。
性の保持の点で、炭化タングステン相の間に存在する結
合相５としては、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅ等の鉄族金属を主成
分として含有し、電子顕微鏡観察における面積比率が１
〜２０％で含有することが望ましい。
【００２５】（製造方法）また、上述した超硬合金を製
造するには、まず、例えば平均粒径０．５〜１０μｍの
炭化タングステン粉末を８０〜９０重量％、平均粒径
０．５〜１０μｍの周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属
（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｗ）の炭
化物、窒化物および炭窒化物粉末もしくはこれら金属２
種以上の固溶体粉末を総量で０．１〜１０重量％、平均
粒径０．５〜１０μｍの鉄族金属を５〜１５重量％、さ
らには所望により、金属タングステン（Ｗ）粉末、ある
いはカーボンブラック（Ｃ）を混合する。
造するには、まず、例えば平均粒径０．５〜１０μｍの
炭化タングステン粉末を８０〜９０重量％、平均粒径
０．５〜１０μｍの周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属
（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｗ）の炭
化物、窒化物および炭窒化物粉末もしくはこれら金属２
種以上の固溶体粉末を総量で０．１〜１０重量％、平均
粒径０．５〜１０μｍの鉄族金属を５〜１５重量％、さ
らには所望により、金属タングステン（Ｗ）粉末、ある
いはカーボンブラック（Ｃ）を混合する。
【００２６】本発明によれば、上記混合に際して、メタ
ノール等の有機溶媒を加え、粉砕メディアとして平均粒
径が１０〜２０ｍｍの超硬合金製のボールを用いて、８
〜１５時間振動ミル粉砕すること、あるいは１０〜２０
時間アトライタ粉砕することが重要であり、さらに後述
する工程を経ることによって、上述した所定の大きさを
有するとともに、角の丸い粒子を所定量分散させること
ができる。
ノール等の有機溶媒を加え、粉砕メディアとして平均粒
径が１０〜２０ｍｍの超硬合金製のボールを用いて、８
〜１５時間振動ミル粉砕すること、あるいは１０〜２０
時間アトライタ粉砕することが重要であり、さらに後述
する工程を経ることによって、上述した所定の大きさを
有するとともに、角の丸い粒子を所定量分散させること
ができる。
【００２７】次に、上記混合粉末を用いて、プレス成
形、鋳込成形、押出成形、冷間静水圧プレス成形等の公
知の成形方法によって所定形状に成形した後、０．１〜
１５Ｐａの真空中、１〜２０℃／分で昇温し、１３５０
〜１４２０℃また好ましくは１３５０〜１３９０℃で
０．２〜５時間、特に１〜２時間焼成することによって
上述した超硬合金を得ることができる。
形、鋳込成形、押出成形、冷間静水圧プレス成形等の公
知の成形方法によって所定形状に成形した後、０．１〜
１５Ｐａの真空中、１〜２０℃／分で昇温し、１３５０
〜１４２０℃また好ましくは１３５０〜１３９０℃で
０．２〜５時間、特に１〜２時間焼成することによって
上述した超硬合金を得ることができる。
【００２８】また、上述した本発明の超硬合金は、高強
度、耐衝撃性に優れた機械的特性を有することから、金
型、耐摩耗部材、高温構造材料等に適応可能であり、中
でも切削工具、さらにはステンレス鋼等の難削材の切削
や高速・高送り切削に適した切削工具として好適に使用
可能である。
度、耐衝撃性に優れた機械的特性を有することから、金
型、耐摩耗部材、高温構造材料等に適応可能であり、中
でも切削工具、さらにはステンレス鋼等の難削材の切削
や高速・高送り切削に適した切削工具として好適に使用
可能である。
【００２９】また、本発明の切削工具は、上述した超硬
合金の表面に、周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭
化物、窒化物、炭窒化物、ＴｉＡｌＮ、ＴｉＺｒＮ、ダ
イヤモンドおよびＡｌ2Ｏ3の群から選ばれる少なくとも
１種の被覆層を単層または複数層形成したものであって
もよい。
合金の表面に、周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭
化物、窒化物、炭窒化物、ＴｉＡｌＮ、ＴｉＺｒＮ、ダ
イヤモンドおよびＡｌ2Ｏ3の群から選ばれる少なくとも
１種の被覆層を単層または複数層形成したものであって
もよい。
【００３０】なお、超硬合金に前記被覆層を形成するに
は、所望により、超硬合金の表面を研磨、洗浄した後、
従来公知のＰＶＤ法やＣＶＤ法等の薄膜形成法を用いれ
ばよい。また、被覆層の厚みは０．１〜２０μｍである
ことが望ましい。
は、所望により、超硬合金の表面を研磨、洗浄した後、
従来公知のＰＶＤ法やＣＶＤ法等の薄膜形成法を用いれ
ばよい。また、被覆層の厚みは０．１〜２０μｍである
ことが望ましい。
【００３１】
【実施例】（実施例）表１に示す平均粒径の炭化タング
ステン（ＷＣ）粉末、平均粒径１．２μｍの金属コバル
ト（Ｃｏ）粉末および平均粒径２．０μｍの他炭化物粉
末を表１に示す比率で添加し、溶媒としてメタノール
を、メディアとして表１に示す粒径の超硬合金製ボール
を加えて、表１に示す時間振動ミル混合し、乾燥した
後、プレス成形により切削工具形状（ＳＤＫ４２）に成
形し、焼成温度より５００℃以上低い温度から１０℃／
分の速度で昇温して、表１に示す条件で焼成して超硬合
金を作製した。
ステン（ＷＣ）粉末、平均粒径１．２μｍの金属コバル
ト（Ｃｏ）粉末および平均粒径２．０μｍの他炭化物粉
末を表１に示す比率で添加し、溶媒としてメタノール
を、メディアとして表１に示す粒径の超硬合金製ボール
を加えて、表１に示す時間振動ミル混合し、乾燥した
後、プレス成形により切削工具形状（ＳＤＫ４２）に成
形し、焼成温度より５００℃以上低い温度から１０℃／
分の速度で昇温して、表１に示す条件で焼成して超硬合
金を作製した。
【００３２】
【表１】
【００３３】得られた超硬合金の任意断面５箇所につい
て、走査型電子顕微鏡により反射電子像を観察し、２０
μｍ×２０μｍの任意領域について、炭化タングステン
粒子の形状（長径Ｌが２μｍ以上の粗粒子の面積比率、
粗粒子の長径をなす線分Ｌの角部について曲率半径０．
１μｍ以上の丸い粒子の比率）を測定し、また、炭化タ
ングステン粒子および結合相の含有面積比率、固溶体相
の平均粒径をルーゼックス画像解析法によって算出し
た。結果を表２に示す。なお、各試料の組成をＩＣＰ分
析したところ、いずれの試料においてもＴａの含有量は
１０００ｐｐｍ以下であった。
て、走査型電子顕微鏡により反射電子像を観察し、２０
μｍ×２０μｍの任意領域について、炭化タングステン
粒子の形状（長径Ｌが２μｍ以上の粗粒子の面積比率、
粗粒子の長径をなす線分Ｌの角部について曲率半径０．
１μｍ以上の丸い粒子の比率）を測定し、また、炭化タ
ングステン粒子および結合相の含有面積比率、固溶体相
の平均粒径をルーゼックス画像解析法によって算出し
た。結果を表２に示す。なお、各試料の組成をＩＣＰ分
析したところ、いずれの試料においてもＴａの含有量は
１０００ｐｐｍ以下であった。
【００３４】また、得られた各超硬合金の表面に、ＰＶ
Ｄ法により膜厚２μｍのＴｉＮ膜を成膜して切削工具を
作製した。
Ｄ法により膜厚２μｍのＴｉＮ膜を成膜して切削工具を
作製した。
【００３５】そして、この切削工具を用いて下記の条件
により靭性試験として溝付合金鋼の高送りを行い欠損を
生じた時の送りを測定した。これら結果は表２に示し
た。 （耐衝撃性試験） 被削材 ：溝付合金鋼（ＳＣＭ４４０Ｈ） 工具形状：ＳＤＫ４２ 切削速度：８０ｍ／分 送り速度：可変 ０．２〜０．８ｍｍ／刃 切り込み：２ｍｍ その他 ：乾式切削
により靭性試験として溝付合金鋼の高送りを行い欠損を
生じた時の送りを測定した。これら結果は表２に示し
た。 （耐衝撃性試験） 被削材 ：溝付合金鋼（ＳＣＭ４４０Ｈ） 工具形状：ＳＤＫ４２ 切削速度：８０ｍ／分 送り速度：可変 ０．２〜０．８ｍｍ／刃 切り込み：２ｍｍ その他 ：乾式切削
【００３６】
【表２】
【００３７】表１、２の結果より、長径２μｍ以上の概
略多角形状粗粒子が占める面積比率が前記炭化タングス
テンに対して５％より少ない試料Ｎｏ．７、および３０
％より多い試料Ｎｏ．８について、それぞれ耐衝撃性が
悪いものであった。また、長径に対してなす２つの角部
の曲率半径が０．１μｍ以上の丸みを呈する粒子が前記
概略多角形状粗粒子全体に対して５０％より少ない試料
Ｎｏ．６でも耐衝撃性が十分でないものであった。
略多角形状粗粒子が占める面積比率が前記炭化タングス
テンに対して５％より少ない試料Ｎｏ．７、および３０
％より多い試料Ｎｏ．８について、それぞれ耐衝撃性が
悪いものであった。また、長径に対してなす２つの角部
の曲率半径が０．１μｍ以上の丸みを呈する粒子が前記
概略多角形状粗粒子全体に対して５０％より少ない試料
Ｎｏ．６でも耐衝撃性が十分でないものであった。
【００３８】これに対して、本発明に従い、炭化タング
ステン粒子のうち、長径２μｍ以上の概略多角形状粗粒
子が占める面積比率が前記炭化タングステンに対して５
〜３０％であるとともに、前記概略多角形状粗粒子のう
ち、長径に対してなす２つの角部の曲率半径が０．１μ
ｍ以上の丸みを呈する粒子が前記概略多角形状粗粒子全
体に対して５０％以上とした試料Ｎｏ．１〜５について
はいずれも靭性試験において欠損を生じる送りも実用上
十分な０．５ｍｍ／刃 以上と優れた耐衝撃性を有する
ものであった。これらは長径０．５μｍ以下の微粒子が
占める面積比率が５〜１５％であることによって、さら
に耐摩耗性とのバランスも効果的に得られている。
ステン粒子のうち、長径２μｍ以上の概略多角形状粗粒
子が占める面積比率が前記炭化タングステンに対して５
〜３０％であるとともに、前記概略多角形状粗粒子のう
ち、長径に対してなす２つの角部の曲率半径が０．１μ
ｍ以上の丸みを呈する粒子が前記概略多角形状粗粒子全
体に対して５０％以上とした試料Ｎｏ．１〜５について
はいずれも靭性試験において欠損を生じる送りも実用上
十分な０．５ｍｍ／刃 以上と優れた耐衝撃性を有する
ものであった。これらは長径０．５μｍ以下の微粒子が
占める面積比率が５〜１５％であることによって、さら
に耐摩耗性とのバランスも効果的に得られている。
【００３９】
【発明の効果】以上詳述したとおり、本発明の超硬合金
によれば、角部のない丸みのある比較的大きな粒径の粒
子を所定量超硬合金中に分散せしめた組織とすることに
よって、衝撃がかかった際でも角部にクラックが生じる
ことなく、衝撃を粒子全体で吸収することができること
から、耐衝撃性に優れた超硬合金となり、これを切削工
具として用いることによって、ステンレス鋼等の難削材
の切削や高送り切削等の過酷な切削条件に対しても優れ
た耐欠損性を有する切削工具を得ることができる。
によれば、角部のない丸みのある比較的大きな粒径の粒
子を所定量超硬合金中に分散せしめた組織とすることに
よって、衝撃がかかった際でも角部にクラックが生じる
ことなく、衝撃を粒子全体で吸収することができること
から、耐衝撃性に優れた超硬合金となり、これを切削工
具として用いることによって、ステンレス鋼等の難削材
の切削や高送り切削等の過酷な切削条件に対しても優れ
た耐欠損性を有する切削工具を得ることができる。
【図１】本発明の超硬合金の一例を示す模式図である。
１ 超硬合金
２ 炭化タングステン粒子
３ Ｂ−１型固溶体粒子
４ 硬質相
５ 結合相
７ 概略多角形状粗粒子
８ 角部が丸い粒子
Ｌ 長径２μｍ以上の炭化タングステン粒子の内部
に引きうる最も長い線分 ｒ 線分Ｌに対してなす角部の曲率半径
に引きうる最も長い線分 ｒ 線分Ｌに対してなす角部の曲率半径
Claims (9)
- 【請求項１】 炭化タングステン粒子間を少なくとも１
種の鉄属金属を主体とする結合相にて結合してなる超硬
合金であって、該超硬合金（内部）の走査型電子顕微鏡
観察において、前記炭化タングステン粒子のうち、長径
２μｍ以上の概略多角形状粗粒子が占める面積比率が前
記炭化タングステンに対して５〜３０％であるととも
に、前記概略多角形状粗粒子のうち、長径に対してなす
２つの角部の曲率半径が０．１μｍ以上の丸みを呈する
粒子が前記概略炭化タングステン粒子全体に対して５０
％以上であることを特徴とする超硬合金。 - 【請求項２】 前記炭化タングステン粒子全体が占める
面積に対して、長径０．５μｍ以下の微粒子が占める面
積比率が５〜２０％であることを特徴とする請求項１記
載の超硬合金。 - 【請求項３】 さらに、周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族
金属の群から選ばれる少なくとも１種の炭化物、窒化物
および炭窒化物からなるＢ−１型固溶体粒子を含むこと
を特徴とする請求項１または２記載の超硬合金。 - 【請求項４】 前記Ｂ−１型固溶体粒子の平均粒径が
０．５〜２μｍであることを特徴とする請求項３記載の
超硬合金。 - 【請求項５】 前記周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属
のうちのＴａの含有量が、全量中、ＴａＣ換算で１重量
％以下であることを特徴とする請求項１乃至４のいずれ
か記載の超硬合金。 - 【請求項６】 前記超硬合金（内部）の走査型電子顕微
鏡観察において、全量中に占める前記炭化タングステン
粒子の総面積比率が６０〜９５％の比率であることを特
徴とする請求項１乃至５のいずれか記載の超硬合金。 - 【請求項７】 前記超硬合金（内部）の走査型電子顕微
鏡観察において、全量中に占める前記結合相の面積比率
が１〜２０％の比率であることを特徴とする請求項１乃
至６のいずれか記載の超硬合金。 - 【請求項８】 請求項１乃至７のいずれか記載の超硬合
金からなる切削工具。 - 【請求項９】 表面に、周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族
金属の炭化物、窒化物、炭窒化物、ＴｉＡｌＮ、ＴｉＺ
ｒＮ、ダイヤモンドおよびＡｌ2Ｏ3の群から選ばれる少
なくとも１種の被覆層を単層または複数層形成してなる
ことを特徴とする請求項８記載の切削工具。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001392268A JP2003191109A (ja) | 2001-12-25 | 2001-12-25 | 超硬合金およびそれを用いた切削工具 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001392268A JP2003191109A (ja) | 2001-12-25 | 2001-12-25 | 超硬合金およびそれを用いた切削工具 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003191109A true JP2003191109A (ja) | 2003-07-08 |
Family
ID=27599643
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001392268A Pending JP2003191109A (ja) | 2001-12-25 | 2001-12-25 | 超硬合金およびそれを用いた切削工具 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2003191109A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008238337A (ja) * | 2007-03-27 | 2008-10-09 | Kyocera Corp | ロウ付けｃＢＮ工具 |
| JP2012166299A (ja) * | 2011-02-14 | 2012-09-06 | Kyocera Corp | 切削工具 |
| JP2016052696A (ja) * | 2014-09-03 | 2016-04-14 | 三菱マテリアル株式会社 | 炭窒化チタン基サーメット粉末の製造方法及び炭窒化チタン基サーメット焼結体、炭窒化チタン基サーメット製切削工具 |
| RU178165U1 (ru) * | 2016-11-23 | 2018-03-26 | федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Нижегородский государственный технический университет им. Р.Е. Алексеева" (НГТУ) | Режущая пластина |
| RU217099U1 (ru) * | 2022-12-07 | 2023-03-16 | федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Нижегородский государственный технический университет им. Р.Е. Алексеева" (НГТУ) | Режущая пластина с многослойным покрытием |
| JP7406322B2 (ja) | 2019-07-31 | 2023-12-27 | マニー株式会社 | 歯科用ダイヤモンドバー |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05311313A (ja) * | 1992-05-11 | 1993-11-22 | Hitachi Tool Eng Ltd | Ｗｃ基超硬合金 |
| JPH07252579A (ja) * | 1994-03-11 | 1995-10-03 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 切削工具用の被覆超硬合金 |
| JPH1148004A (ja) * | 1997-07-30 | 1999-02-23 | Hitachi Tool Eng Co Ltd | 被覆スローアウェイチップ |
| JP2000015514A (ja) * | 1998-06-30 | 2000-01-18 | Hitachi Tool Engineering Ltd | 超硬合金製ツイストドリル |
| JP2000514874A (ja) * | 1996-07-19 | 2000-11-07 | サンドビック アクティエボラーグ | 耐磨耗性の向上した超硬合金体 |
-
2001
- 2001-12-25 JP JP2001392268A patent/JP2003191109A/ja active Pending
Patent Citations (5)
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| RU217099U1 (ru) * | 2022-12-07 | 2023-03-16 | федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Нижегородский государственный технический университет им. Р.Е. Алексеева" (НГТУ) | Режущая пластина с многослойным покрытием |
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