JP2003277873A - 超硬合金 - Google Patents
超硬合金Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 特に高温にて高い硬度と靭性を有し、切削時
に切刃部が部分的に高温に曝されるような過酷な環境化
においても高い耐欠損性と耐摩耗性をともに維持できる
超硬合金を提供する。 【解決手段】 鉄属金属の結合材マトリックス中に、Ｗ
Ｃ粒子と、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種以上の金属元素の炭化物、窒化
物および／または炭窒化物のうちの１種以上からなる固
溶体相を分散せしめてなる超硬合金において、上記固溶
体相が原子比で０．７≦Ｔｉ／（Ｔｉ＋Ｚｒ）≦０．９
の第１固溶体相と、０．４≦Ｔｉ／（Ｔｉ＋Ｚｒ）≦
０．６の第２固溶体相の２種からなるとともに、上記第
１固溶体と前記結合材マトリックスとの間に前記第２固
溶体相が介在するように隣接して共存する超硬合金を作
製する。
に切刃部が部分的に高温に曝されるような過酷な環境化
においても高い耐欠損性と耐摩耗性をともに維持できる
超硬合金を提供する。 【解決手段】 鉄属金属の結合材マトリックス中に、Ｗ
Ｃ粒子と、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種以上の金属元素の炭化物、窒化
物および／または炭窒化物のうちの１種以上からなる固
溶体相を分散せしめてなる超硬合金において、上記固溶
体相が原子比で０．７≦Ｔｉ／（Ｔｉ＋Ｚｒ）≦０．９
の第１固溶体相と、０．４≦Ｔｉ／（Ｔｉ＋Ｚｒ）≦
０．６の第２固溶体相の２種からなるとともに、上記第
１固溶体と前記結合材マトリックスとの間に前記第２固
溶体相が介在するように隣接して共存する超硬合金を作
製する。
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
れる超硬合金に関し、特に高硬度かつ高靭性で優れた耐
酸化性を有し、炭素鋼、合金鋼などの鋼や鋳鉄のみなら
ず、ステンレス鋼をはじめとする難削材の切削に適する
超硬合金に関する。
れる超硬合金に関し、特に高硬度かつ高靭性で優れた耐
酸化性を有し、炭素鋼、合金鋼などの鋼や鋳鉄のみなら
ず、ステンレス鋼をはじめとする難削材の切削に適する
超硬合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来より、超硬合金は、ＷＣ（炭化タン
グステン）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、もしくはこれに
周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭化物、窒化物、
炭窒化物等のいわゆるＢ−１型固溶体相を分散せしめた
系が知られており、金属の切削加工や耐摩耗材等に広く
用いられ、中でも切削工具としては炭素鋼・合金鋼など
の鋼や鋳鉄の切削に主に利用されているが、最近ではス
テンレス鋼等の難削材の切削も進められている。
グステン）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、もしくはこれに
周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭化物、窒化物、
炭窒化物等のいわゆるＢ−１型固溶体相を分散せしめた
系が知られており、金属の切削加工や耐摩耗材等に広く
用いられ、中でも切削工具としては炭素鋼・合金鋼など
の鋼や鋳鉄の切削に主に利用されているが、最近ではス
テンレス鋼等の難削材の切削も進められている。
【０００３】また、例えば、特許第２９４３８９５号に
よれば、Ｚｒを主体とする硬質相とＴｉを主体とする硬
質相を共存させることにより、合金の強度維持と硬度不
足の解消を両立できることが記載されている。
よれば、Ｚｒを主体とする硬質相とＴｉを主体とする硬
質相を共存させることにより、合金の強度維持と硬度不
足の解消を両立できることが記載されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記従
来の超硬合金では、特に高温強度が低下することによ
り、過酷な条件での切削中に切刃にチッピングが生じた
り、変形したりする恐れがあり、強度のさらなる向上が
要求されているのが現状である。
来の超硬合金では、特に高温強度が低下することによ
り、過酷な条件での切削中に切刃にチッピングが生じた
り、変形したりする恐れがあり、強度のさらなる向上が
要求されているのが現状である。
【０００５】本発明は上記課題を解決するためになされ
たもので、その目的は、特に高温にて高い硬度と靭性を
有し、切削時に切刃部が部分的に高温に曝されるような
過酷な環境下においても高い耐欠損性と耐摩耗性をとも
に維持できる超硬合金を提供することにある。
たもので、その目的は、特に高温にて高い硬度と靭性を
有し、切削時に切刃部が部分的に高温に曝されるような
過酷な環境下においても高い耐欠損性と耐摩耗性をとも
に維持できる超硬合金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
対し超硬合金母材の構成について検討した結果、超硬合
金のＷＣ粒子とともに含有される固溶体相を、原子比で
０．７≦Ｔｉ／（Ｔｉ＋Ｚｒ）≦０．９の第１固溶体相
と、０．４≦Ｔｉ／（Ｔｉ＋Ｚｒ）≦０．６の第２固溶
体相の２種とし、かつ前記第１固溶体相と前記結合材マ
トリックスとの間に前記第２固溶体相が介在するように
隣接して共存することにより、超硬合金の特に高温にお
ける強度および靭性を高めることができ、切削時に切刃
部が部分的に高温に曝されるような過酷な環境下におい
ても高い耐欠損性と耐摩耗性をともに向上できることを
知見した。
対し超硬合金母材の構成について検討した結果、超硬合
金のＷＣ粒子とともに含有される固溶体相を、原子比で
０．７≦Ｔｉ／（Ｔｉ＋Ｚｒ）≦０．９の第１固溶体相
と、０．４≦Ｔｉ／（Ｔｉ＋Ｚｒ）≦０．６の第２固溶
体相の２種とし、かつ前記第１固溶体相と前記結合材マ
トリックスとの間に前記第２固溶体相が介在するように
隣接して共存することにより、超硬合金の特に高温にお
ける強度および靭性を高めることができ、切削時に切刃
部が部分的に高温に曝されるような過酷な環境下におい
ても高い耐欠損性と耐摩耗性をともに向上できることを
知見した。
【０００７】すなわち、本発明の超硬合金は、鉄属金属
の結合材マトリックス中に、ＷＣ粒子と、周期律表第４
ａ、５ａ、６ａ族金属の群から選ばれる少なくとも１種
以上の金属元素の炭化物、窒化物および／または炭窒化
物のうちの１種以上からなる固溶体相を分散せしめてな
る超硬合金において、前記固溶体相が原子比で０．７≦
Ｔｉ／（Ｔｉ＋Ｚｒ）≦０．９の第１固溶体相と、０．
４≦Ｔｉ／（Ｔｉ＋Ｚｒ）≦０．６の第２固溶体相の２
種からなるとともに、前記第１固溶体相と前記結合材マ
トリックスとの間に前記第２固溶体相が介在するように
隣接して共存することを特徴とするものである。
の結合材マトリックス中に、ＷＣ粒子と、周期律表第４
ａ、５ａ、６ａ族金属の群から選ばれる少なくとも１種
以上の金属元素の炭化物、窒化物および／または炭窒化
物のうちの１種以上からなる固溶体相を分散せしめてな
る超硬合金において、前記固溶体相が原子比で０．７≦
Ｔｉ／（Ｔｉ＋Ｚｒ）≦０．９の第１固溶体相と、０．
４≦Ｔｉ／（Ｔｉ＋Ｚｒ）≦０．６の第２固溶体相の２
種からなるとともに、前記第１固溶体相と前記結合材マ
トリックスとの間に前記第２固溶体相が介在するように
隣接して共存することを特徴とするものである。
【０００８】ここで、前記固溶体相中に、原子比で０．
２≦Ｎｂ／（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｚｒ）≦０．７のＮｂを含有
すること、前記超硬合金の耐酸化性が０．０１ｍｇ／ｍ
ｍ2以下であることが望ましい。
２≦Ｎｂ／（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｚｒ）≦０．７のＮｂを含有
すること、前記超硬合金の耐酸化性が０．０１ｍｇ／ｍ
ｍ2以下であることが望ましい。
【０００９】また、前記第１固溶体相の平均粒径が０．
５〜４μｍで、かつ前記第２固溶体相の平均粒径が５０
〜１０００ｎｍであることが望ましい。
５〜４μｍで、かつ前記第２固溶体相の平均粒径が５０
〜１０００ｎｍであることが望ましい。
【００１０】
【発明の実施の形態】本発明の超硬合金は、鉄属金属の
結合材マトリックス中に、ＷＣ粒子と、周期律表第４
ａ、５ａ、６ａ族金属の群から選ばれる少なくとも１種
以上の金属元素の炭化物、窒化物および／または炭窒化
物のうちの１種以上からなる固溶体相を分散せしめてな
るものである。
結合材マトリックス中に、ＷＣ粒子と、周期律表第４
ａ、５ａ、６ａ族金属の群から選ばれる少なくとも１種
以上の金属元素の炭化物、窒化物および／または炭窒化
物のうちの１種以上からなる固溶体相を分散せしめてな
るものである。
【００１１】本発明によれば、その一例についての透過
電子顕微鏡写真（ＴＥＭ像）である図１に示すように、
前記固溶体相が原子比で０．７≦Ｔｉ／（Ｔｉ＋Ｚｒ）
≦０．９の第１固溶体相Ｂ、Ｅと、０．４≦Ｔｉ／（Ｔ
ｉ＋Ｚｒ）≦０．６の第２固溶体相Ｃの２種からなると
ともに、前記第１固溶体Ｂと前記結合材マトリックスＤ
との間に前記第２固溶体相Ｃが介在するように隣接して
共存することが大きな特徴である。
電子顕微鏡写真（ＴＥＭ像）である図１に示すように、
前記固溶体相が原子比で０．７≦Ｔｉ／（Ｔｉ＋Ｚｒ）
≦０．９の第１固溶体相Ｂ、Ｅと、０．４≦Ｔｉ／（Ｔ
ｉ＋Ｚｒ）≦０．６の第２固溶体相Ｃの２種からなると
ともに、前記第１固溶体Ｂと前記結合材マトリックスＤ
との間に前記第２固溶体相Ｃが介在するように隣接して
共存することが大きな特徴である。
【００１２】これによって、超硬合金の高温強度を高め
て過酷な条件の切削に対しても耐欠損性および耐摩耗性
を向上させることができることから、炭素鋼・合金鋼な
どの鋼や鋳鉄のみならず、ステンレス鋼等難削材の切削
等のように高温環境下で作動させるような場合において
も優れた耐欠損性と耐摩耗性を有し、特に切削加工用の
切削工具として最適な超硬合金が得られる。
て過酷な条件の切削に対しても耐欠損性および耐摩耗性
を向上させることができることから、炭素鋼・合金鋼な
どの鋼や鋳鉄のみならず、ステンレス鋼等難削材の切削
等のように高温環境下で作動させるような場合において
も優れた耐欠損性と耐摩耗性を有し、特に切削加工用の
切削工具として最適な超硬合金が得られる。
【００１３】すなわち、本発明によれば、Ｔｉの含有量
が多い第１固溶体相Ｂと結合相Ｄとの間にＺｒの含有量
の多い第２固溶体相Ｃが介在することにより、主体とな
る第１固溶体相Ｂが高温に晒されても変質しないように
安定化を図りつつ、第１固溶体相Ｂと結合相との中間の
熱膨張係数を有する第２固溶体相Ｄを間に介在させるこ
とにより、第１固溶体相Ｂと結合相Ｄとの結合力を高め
て超硬合金の高温強度を高めることができる。
が多い第１固溶体相Ｂと結合相Ｄとの間にＺｒの含有量
の多い第２固溶体相Ｃが介在することにより、主体とな
る第１固溶体相Ｂが高温に晒されても変質しないように
安定化を図りつつ、第１固溶体相Ｂと結合相との中間の
熱膨張係数を有する第２固溶体相Ｄを間に介在させるこ
とにより、第１固溶体相Ｂと結合相Ｄとの結合力を高め
て超硬合金の高温強度を高めることができる。
【００１４】なお、第２固溶体相Ｃは第１固溶体相Ｂと
結合相Ｄとの間すべてに存在してもよいが、本発明によ
れば必ずしもすべての数および長さ領域にわたって存在
する必要はなく、例えば、図１に示すように第１固溶体
相Ｂと結合相Ｄとの一部のみの数および長さ領域に存在
しても十分に高温強度を高める働きをなす。
結合相Ｄとの間すべてに存在してもよいが、本発明によ
れば必ずしもすべての数および長さ領域にわたって存在
する必要はなく、例えば、図１に示すように第１固溶体
相Ｂと結合相Ｄとの一部のみの数および長さ領域に存在
しても十分に高温強度を高める働きをなす。
【００１５】ここで、第１固溶体相において、Ｔｉ／
（Ｔｉ＋Ｚｒ）が０．７より小さいと、焼結性が低下す
るために部分的に硬度が著しく低下して耐摩耗性および
耐塑性変形性が低下する。逆に、０．９より大きいと、
耐塑性変形性が低下し、特に高温域で連続的に使用する
と母材の表面が変質してチッピングが発生しやすくな
る。
（Ｔｉ＋Ｚｒ）が０．７より小さいと、焼結性が低下す
るために部分的に硬度が著しく低下して耐摩耗性および
耐塑性変形性が低下する。逆に、０．９より大きいと、
耐塑性変形性が低下し、特に高温域で連続的に使用する
と母材の表面が変質してチッピングが発生しやすくな
る。
【００１６】また、第２固溶体相において、Ｔｉ／（Ｔ
ｉ＋Ｚｒ）が０．４より小さいと、第１固溶体相と第２
固溶体相との結合力が低下し、逆に、Ｔｉ／（Ｔｉ＋Ｚ
ｒ）が０．６より大きいと、第２固溶体相と結合相との
結合力が低下して、いずれの場合でも第１固溶体相と結
合相との間の結合力を向上できず高温強度が低下して耐
塑性変形性が低下し、特に高温域で連続的に使用すると
切刃における塑性変形が生じやすく耐摩耗性の低下を招
く。
ｉ＋Ｚｒ）が０．４より小さいと、第１固溶体相と第２
固溶体相との結合力が低下し、逆に、Ｔｉ／（Ｔｉ＋Ｚ
ｒ）が０．６より大きいと、第２固溶体相と結合相との
結合力が低下して、いずれの場合でも第１固溶体相と結
合相との間の結合力を向上できず高温強度が低下して耐
塑性変形性が低下し、特に高温域で連続的に使用すると
切刃における塑性変形が生じやすく耐摩耗性の低下を招
く。
【００１７】なお、本発明における各相（ＷＣ粒子、固
溶体相、結合相）中の金属元素の含有比率は、合金の任
意位置における透過型電子顕微鏡写真（ＴＥＭ像）か
ら、エネルギー分散型Ｘ線分光分析（ＥＤＳ）によって
求めることができる。
溶体相、結合相）中の金属元素の含有比率は、合金の任
意位置における透過型電子顕微鏡写真（ＴＥＭ像）か
ら、エネルギー分散型Ｘ線分光分析（ＥＤＳ）によって
求めることができる。
【００１８】さらに、本発明によれば、耐酸化性を高め
て高温切削時に超硬合金が変質して塑性変形を生じるこ
とを防止できる点で、０．２≦Ｎｂ／（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｚ
ｒ）≦０．７、特に、第１固溶体相および第２固溶体相
はともにＮｂの含有量が最も多く、かつ０．４≦Ｎｂ／
（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｚｒ）≦０．７を満足することが望まし
い。
て高温切削時に超硬合金が変質して塑性変形を生じるこ
とを防止できる点で、０．２≦Ｎｂ／（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｚ
ｒ）≦０．７、特に、第１固溶体相および第２固溶体相
はともにＮｂの含有量が最も多く、かつ０．４≦Ｎｂ／
（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｚｒ）≦０．７を満足することが望まし
い。
【００１９】また、前記第２固溶体相の結合相の含有量
は第１固溶体相と比べて多いことが望ましく、具体的な
組成としては、第１固溶体相が２０原子％≦Ｔｉ≦６０
原子％、１０原子％≦Ｎｂ≦６０原子％、５原子％≦Ｚ
ｒ≦１０原子％、１０原子％≦Ｗ≦４０原子％、０原子
％≦Ｃｏ≦１．５原子％からなり、前記第２固溶体相が
１０原子％≦Ｔｉ≦２０原子％、４０原子％≦Ｎｂ≦６
０原子％、１２原子％≦Ｚｒ≦４０原子％、０原子％≦
Ｗ≦２０原子％、２原子％≦Ｃｏ≦５原子％であること
が、切削工具としての耐欠損性、耐摩耗性、高温での耐
塑性変形性を高める上で望ましい。
は第１固溶体相と比べて多いことが望ましく、具体的な
組成としては、第１固溶体相が２０原子％≦Ｔｉ≦６０
原子％、１０原子％≦Ｎｂ≦６０原子％、５原子％≦Ｚ
ｒ≦１０原子％、１０原子％≦Ｗ≦４０原子％、０原子
％≦Ｃｏ≦１．５原子％からなり、前記第２固溶体相が
１０原子％≦Ｔｉ≦２０原子％、４０原子％≦Ｎｂ≦６
０原子％、１２原子％≦Ｚｒ≦４０原子％、０原子％≦
Ｗ≦２０原子％、２原子％≦Ｃｏ≦５原子％であること
が、切削工具としての耐欠損性、耐摩耗性、高温での耐
塑性変形性を高める上で望ましい。
【００２０】なお、第１固溶体相−第２固溶体相−結合
相マトリックス間の結合力を高める上では、前記第１固
溶体相の平均粒径が０．５〜４μｍであり、かつ第２固
溶体相の平均粒径は５０〜１０００ｎｍが望ましく、特
に３００〜７００ｎｍが望ましい。
相マトリックス間の結合力を高める上では、前記第１固
溶体相の平均粒径が０．５〜４μｍであり、かつ第２固
溶体相の平均粒径は５０〜１０００ｎｍが望ましく、特
に３００〜７００ｎｍが望ましい。
【００２１】また、本発明によれば、ＷＣ相と第１固溶
体相との結合力を維持するという点で、前記ＷＣ粒子中
に、０原子％≦Ｔｉ＜１原子％、０原子％≦Ｎｂ＜１０
原子％、０原子％≦Ｚｒ＜１０原子％、０原子％≦Ｃｏ
＜１０原子％の金属元素を含有することが望ましい。
体相との結合力を維持するという点で、前記ＷＣ粒子中
に、０原子％≦Ｔｉ＜１原子％、０原子％≦Ｎｂ＜１０
原子％、０原子％≦Ｚｒ＜１０原子％、０原子％≦Ｃｏ
＜１０原子％の金属元素を含有することが望ましい。
【００２２】さらに、結合相と第１固溶体相または第２
固溶体相との結合力を維持するという点では、前記結合
相マトリックスの組成としては、鉄族金属（Ｃｏ，Ｎ
ｉ，Ｆｅ）中に、０原子％≦Ｔｉ＜１０原子％、０原子
％≦Ｎｂ＜１０原子％、０原子％≦Ｚｒ＜１０原子％、
０原子％≦Ｗ＜１０原子％の金属元素を含有することが
望ましい。
固溶体相との結合力を維持するという点では、前記結合
相マトリックスの組成としては、鉄族金属（Ｃｏ，Ｎ
ｉ，Ｆｅ）中に、０原子％≦Ｔｉ＜１０原子％、０原子
％≦Ｎｂ＜１０原子％、０原子％≦Ｚｒ＜１０原子％、
０原子％≦Ｗ＜１０原子％の金属元素を含有することが
望ましい。
【００２３】そして、上記構成からなる本発明の超硬合
金は、耐酸化性が０．０１ｍｇ／ｍｍ2以下の優れた特
性を有するものであり、ステンレス等の難削材を切削す
る際などのように、高温域で安定に作動させて耐摩耗性
および耐欠損性を維持することができる。
金は、耐酸化性が０．０１ｍｇ／ｍｍ2以下の優れた特
性を有するものであり、ステンレス等の難削材を切削す
る際などのように、高温域で安定に作動させて耐摩耗性
および耐欠損性を維持することができる。
【００２４】なお、本発明における耐酸化性とは、硬質
被覆層を被着形成した超硬合金を大気中の８００℃×３
０分の条件で保持する酸化試験を行った場合の試験前後
における酸化増量割合を示す。
被覆層を被着形成した超硬合金を大気中の８００℃×３
０分の条件で保持する酸化試験を行った場合の試験前後
における酸化増量割合を示す。
【００２５】また、本発明によれば、上記超硬合金の表
面に、周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属またはＡｌの
炭化物、窒化物、酸化物、炭窒化物、炭酸化物、窒酸化
物、炭酸窒化物およびダイヤモンドの群から選ばれる少
なくとも１種の単層または複数層からなる被覆層を形成
することもできる。
面に、周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属またはＡｌの
炭化物、窒化物、酸化物、炭窒化物、炭酸化物、窒酸化
物、炭酸窒化物およびダイヤモンドの群から選ばれる少
なくとも１種の単層または複数層からなる被覆層を形成
することもできる。
【００２６】さらにまた、超硬合金（母材）の具体的な
組成は、耐酸化性、耐摩耗性と耐塑性変形性および耐欠
損性を両立するために、ＺｒＣ（炭化ジルコニウム）を
０．０５〜１．５重量％、特に０．０５〜０．８重量
％、さらに０．０５〜０．３重量％、ＮｂＣ（炭化ニオ
ブ）を０．５〜３．５重量％、ＴｉＣ（炭化チタン）を
１〜２．５重量％、ＴａＣ（炭化タンタル）を０〜１重
量％、Ｃｏ（コバルト）を５〜１０重量％の比率で含有
し、残部がＷＣ（炭化タングステン）および不可避不純
物からなることが望ましい。
組成は、耐酸化性、耐摩耗性と耐塑性変形性および耐欠
損性を両立するために、ＺｒＣ（炭化ジルコニウム）を
０．０５〜１．５重量％、特に０．０５〜０．８重量
％、さらに０．０５〜０．３重量％、ＮｂＣ（炭化ニオ
ブ）を０．５〜３．５重量％、ＴｉＣ（炭化チタン）を
１〜２．５重量％、ＴａＣ（炭化タンタル）を０〜１重
量％、Ｃｏ（コバルト）を５〜１０重量％の比率で含有
し、残部がＷＣ（炭化タングステン）および不可避不純
物からなることが望ましい。
【００２７】なお、上記成分のうち、コストの低減のた
めには高価なＴａＣの含有量を０．５重量％以下、特に
０．１重量％以下、さらには実質的に含有させないこと
が望ましい。
めには高価なＴａＣの含有量を０．５重量％以下、特に
０．１重量％以下、さらには実質的に含有させないこと
が望ましい。
【００２８】さらにまた、上記組成範囲の中でも、耐摩
耗性を重視して旋削用切削工具として用いる上では、Ｔ
ｉＣを１．５〜２．０重量％、ＮｂＣを２．０〜３．５
重量％、ＺｒＣを０．０５〜０．３重量％、Ｃｏを５．
０〜７．５重量％含有し、残部がＷＣからなることが望
ましい。
耗性を重視して旋削用切削工具として用いる上では、Ｔ
ｉＣを１．５〜２．０重量％、ＮｂＣを２．０〜３．５
重量％、ＺｒＣを０．０５〜０．３重量％、Ｃｏを５．
０〜７．５重量％含有し、残部がＷＣからなることが望
ましい。
【００２９】（製造方法）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０．１〜
２μｍのＺｒの炭化物、窒化物、炭窒化物粉末またはそ
の固溶体粉末を総量で０．０５〜１．５重量％、平均粒
径０．５〜５μｍのＮｂの炭化物、窒化物、炭窒化物粉
末またはその固溶体粉末を総量で０．１〜１０重量％、
平均粒径０．５〜５μｍの炭化チタン粉末を０．８〜
２．５重量％、Ｔａの炭化物、窒化物、炭窒化物粉末ま
たはその固溶体粉末を０〜１重量％、平均粒径０．５〜
１０μｍの鉄族金属を５〜１５重量％の割合で混合す
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０．１〜
２μｍのＺｒの炭化物、窒化物、炭窒化物粉末またはそ
の固溶体粉末を総量で０．０５〜１．５重量％、平均粒
径０．５〜５μｍのＮｂの炭化物、窒化物、炭窒化物粉
末またはその固溶体粉末を総量で０．１〜１０重量％、
平均粒径０．５〜５μｍの炭化チタン粉末を０．８〜
２．５重量％、Ｔａの炭化物、窒化物、炭窒化物粉末ま
たはその固溶体粉末を０〜１重量％、平均粒径０．５〜
１０μｍの鉄族金属を５〜１５重量％の割合で混合す
る。
【００３０】本発明によれば、上記原料中の炭化チタン
粉末についてはＴｉxＣyとしたときｙ／ｘ＝０．６〜
０．９となる比率に調製した粉末を用いることが重要で
あり、かかる炭素含有比率が低い原料を用いることによ
って異なる金属成分の配合比率からなる第１固溶体相お
よび第２固溶体相の２種の固溶体相を隣接して析出せし
めることができる。
粉末についてはＴｉxＣyとしたときｙ／ｘ＝０．６〜
０．９となる比率に調製した粉末を用いることが重要で
あり、かかる炭素含有比率が低い原料を用いることによ
って異なる金属成分の配合比率からなる第１固溶体相お
よび第２固溶体相の２種の固溶体相を隣接して析出せし
めることができる。
【００３１】さらに、本発明によれば、上記金属化合物
粉末に加えて、炭素（Ｃ）粉末を０．０１〜０．１１重
量％、特に０．０４〜０．１重量％の割合で混合するこ
とが重要であり、かかる炭素量の調整により各金属成分
が各相中に最適な割合で固溶して最適な組成および組織
からなる超硬合金を作製することができる。
粉末に加えて、炭素（Ｃ）粉末を０．０１〜０．１１重
量％、特に０．０４〜０．１重量％の割合で混合するこ
とが重要であり、かかる炭素量の調整により各金属成分
が各相中に最適な割合で固溶して最適な組成および組織
からなる超硬合金を作製することができる。
【００３２】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、１０００℃以上における昇温速度を
０．３〜４℃／分で昇温し、真空度１０-3〜０．０５Ｐ
ａの真空中、１３５０〜１５００℃で０．２〜５時間、
特に０．５〜２時間焼成した後、１２５０℃までの温度
域を０．３〜２℃／分、特に０．５〜２℃／分で降温す
ることによって超硬合金（母材）を作製することができ
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、１０００℃以上における昇温速度を
０．３〜４℃／分で昇温し、真空度１０-3〜０．０５Ｐ
ａの真空中、１３５０〜１５００℃で０．２〜５時間、
特に０．５〜２時間焼成した後、１２５０℃までの温度
域を０．３〜２℃／分、特に０．５〜２℃／分で降温す
ることによって超硬合金（母材）を作製することができ
る。
【００３３】そして、所望により、上記超硬合金（母
材）表面にＣＶＤ法やＰＶＤ法等の公知の薄膜形成法で
硬質被覆層を０．１〜２０μｍ被着形成することも可能
である。
材）表面にＣＶＤ法やＰＶＤ法等の公知の薄膜形成法で
硬質被覆層を０．１〜２０μｍ被着形成することも可能
である。
【００３４】なお、上述した本発明の超硬合金は、高硬
度、高靭性、高強度の優れた機械的特性および高い耐酸
化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、中でも炭素鋼、合金鋼などの鋼
や鋳鉄の加工用切削工具、さらにはステンレス鋼等の難
削材加工用の切削工具として好適に使用可能である。
度、高靭性、高強度の優れた機械的特性および高い耐酸
化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、中でも炭素鋼、合金鋼などの鋼
や鋳鉄の加工用切削工具、さらにはステンレス鋼等の難
削材加工用の切削工具として好適に使用可能である。
【００３５】
【実施例】（実施例１）平均粒径１．５μｍ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の表１に示
す金属元素Ｍ化合物粉末および炭素粉末を表１に示す比
率で添加、混合して、プレス成形で切削工具形状（ＣＮ
ＭＧ１２０４０８）に成形した後、脱バインダ処理を施
し、さらに、１０００℃以上を３℃／分の速度で昇温し
て、０．０１Ｐａの真空中、１４５０℃で１時間焼成し
た後、１２５０℃までを表１に示す降温速度で降温し、
さらに１２５０℃以下を５℃／分で降温して超硬合金を
作製した。
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の表１に示
す金属元素Ｍ化合物粉末および炭素粉末を表１に示す比
率で添加、混合して、プレス成形で切削工具形状（ＣＮ
ＭＧ１２０４０８）に成形した後、脱バインダ処理を施
し、さらに、１０００℃以上を３℃／分の速度で昇温し
て、０．０１Ｐａの真空中、１４５０℃で１時間焼成し
た後、１２５０℃までを表１に示す降温速度で降温し、
さらに１２５０℃以下を５℃／分で降温して超硬合金を
作製した。
【００３６】得られた超硬合金の表面にＣＶＤ法でＴｉ
Ｎを１μｍ、ＴｉＣＮを７μｍ、Ａｌ2Ｏ3を３μｍ、Ｔ
ｉＮを１μｍの順に硬質被覆層を成膜することによって
超硬合金を作製した。
Ｎを１μｍ、ＴｉＣＮを７μｍ、Ａｌ2Ｏ3を３μｍ、Ｔ
ｉＮを１μｍの順に硬質被覆層を成膜することによって
超硬合金を作製した。
【００３７】得られた超硬合金に対して、任意位置にて
透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察を行い、また、透過型
電子顕微鏡写真（ＴＥＭ像）の各相における金属元素の
組成をエネルギー分散型Ｘ線分光分析（ＥＤＳ）によっ
て測定した。なお、図１に表１の試料Ｎｏ．３について
のＴＥＭ像の一例を示すが、組成分析に関しては、Ａ〜
Ｆの各相をそれぞれ任意の５点づつについて測定し、そ
の平均値を算出した。結果は表２に示した。
透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察を行い、また、透過型
電子顕微鏡写真（ＴＥＭ像）の各相における金属元素の
組成をエネルギー分散型Ｘ線分光分析（ＥＤＳ）によっ
て測定した。なお、図１に表１の試料Ｎｏ．３について
のＴＥＭ像の一例を示すが、組成分析に関しては、Ａ〜
Ｆの各相をそれぞれ任意の５点づつについて測定し、そ
の平均値を算出した。結果は表２に示した。
【００３８】また、８００℃の大気圧雰囲気で３０分間
酸化処理し、酸化前後における重量増加量を測定して耐
酸化性とした。結果は表１に示した。
酸化処理し、酸化前後における重量増加量を測定して耐
酸化性とした。結果は表１に示した。
【００３９】
【表１】
【００４０】
【表２】
【００４１】さらに、表１の切削工具を用いて下記の条
件で合金鋼の切削を２５分間行い、切削工具のフランク
摩耗量および先端摩耗量を測定した。なお、切削試験中
にフランク摩耗量あるいは先端摩耗量が０．２ｍｍに達
した場合にはその切削時間を測定した。さらに、溝付き
鋼材で断続試験を行い、欠損したときの衝撃回数を比較
した。その結果を表３に示す。
件で合金鋼の切削を２５分間行い、切削工具のフランク
摩耗量および先端摩耗量を測定した。なお、切削試験中
にフランク摩耗量あるいは先端摩耗量が０．２ｍｍに達
した場合にはその切削時間を測定した。さらに、溝付き
鋼材で断続試験を行い、欠損したときの衝撃回数を比較
した。その結果を表３に示す。
【００４２】（摩耗試験）
被削材 ：合金鋼（ＳＣＭ４３５）
工具形状：ＣＮＭＧ１２０４０８
切削速度：２５０ｍ／分
送り速度：０．３ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：２ｍｍ
その他 ：水溶性切削液使用
（断続試験）
被削材 ：合金鋼（ＳＣＭ４４０）
工具形状：ＣＮＭＧ１２０４０８
切削速度：２００ｍ／分
送り速度：０．４ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：１．５ｍｍ
その他 ：水溶性切削液使用
【００４３】
【表３】
【００４４】表１および表３の結果より、炭化チタン
（ＴｉxＣy）原料としてｙ／ｘ＝１．０の原料を用い、
いずれも第１固溶体相（第１β相）中および／または第
２固溶体相（第２β相）中のＴｉ／（Ｔｉ＋Ｚｒ）が所
定の範囲より外れ、かつこれらが独立して存在した試料
Ｎｏ．１、２では、高温強度が低くなり切削性能が低下
した。
（ＴｉxＣy）原料としてｙ／ｘ＝１．０の原料を用い、
いずれも第１固溶体相（第１β相）中および／または第
２固溶体相（第２β相）中のＴｉ／（Ｔｉ＋Ｚｒ）が所
定の範囲より外れ、かつこれらが独立して存在した試料
Ｎｏ．１、２では、高温強度が低くなり切削性能が低下
した。
【００４５】また、焼成温度から１２５０℃までの温度
域における降温速度が２℃／分より速く、第１および第
２固溶体相中のＴｉ／（Ｔｉ＋Ｚｒ）が所定の範囲より
外れ、かつこれらが独立して存在した試料Ｎｏ．７で
も、高温強度が低くなり切削性能が低下した。
域における降温速度が２℃／分より速く、第１および第
２固溶体相中のＴｉ／（Ｔｉ＋Ｚｒ）が所定の範囲より
外れ、かつこれらが独立して存在した試料Ｎｏ．７で
も、高温強度が低くなり切削性能が低下した。
【００４６】これに対して、第１および／または第２固
溶体相中のＴｉ／（Ｔｉ＋Ｚｒ）が所定の範囲からな
り、かつこれらが隣接して存在する試料Ｎｏ．３〜６、
８では、いずれも耐酸化性に優れるとともに、硬度、靭
性とも高く、優れた切削性能を有するものであった。
溶体相中のＴｉ／（Ｔｉ＋Ｚｒ）が所定の範囲からな
り、かつこれらが隣接して存在する試料Ｎｏ．３〜６、
８では、いずれも耐酸化性に優れるとともに、硬度、靭
性とも高く、優れた切削性能を有するものであった。
【００４７】
【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、超硬合金のＷＣ粒子とともに含有される固溶
体相を、原子比で０．７≦Ｔｉ／（Ｔｉ＋Ｚｒ）≦０．
９の第１固溶体相と、０．４≦Ｔｉ／（Ｔｉ＋Ｚｒ）≦
０．６の第２固溶体相の２種とし、かつ上記第１固溶体
と鉄族金属の結合材マトリックスとの間に上記第２固溶
体相が介在するように隣接して共存することにより、超
硬合金の特に高温における強度および靭性を高めること
ができ、切削時に切刃部が部分的に高温に曝されるよう
な過酷な環境化においても高い耐欠損性と耐摩耗性をと
もに向上できる。
によれば、超硬合金のＷＣ粒子とともに含有される固溶
体相を、原子比で０．７≦Ｔｉ／（Ｔｉ＋Ｚｒ）≦０．
９の第１固溶体相と、０．４≦Ｔｉ／（Ｔｉ＋Ｚｒ）≦
０．６の第２固溶体相の２種とし、かつ上記第１固溶体
と鉄族金属の結合材マトリックスとの間に上記第２固溶
体相が介在するように隣接して共存することにより、超
硬合金の特に高温における強度および靭性を高めること
ができ、切削時に切刃部が部分的に高温に曝されるよう
な過酷な環境化においても高い耐欠損性と耐摩耗性をと
もに向上できる。
【図１】本発明の超硬合金の任意位置におけるＴＥＭ
（透過型電子顕微鏡）像である。
（透過型電子顕微鏡）像である。
Ａ：ＷＣ粒子、Ｂ：第１固溶体相、Ｃ：第２固溶体相、
Ｄ：結合剤マトリックス、Ｅ：第１固溶体相、Ｆ：ＷＣ
粒子
Ｄ：結合剤マトリックス、Ｅ：第１固溶体相、Ｆ：ＷＣ
粒子
Claims (4)
- 【請求項１】 鉄属金属の結合材マトリックス中に、Ｗ
Ｃ粒子と、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種以上の金属元素の炭化物、窒化
物および／または炭窒化物のうちの１種以上からなる固
溶体相を分散せしめてなる超硬合金において、前記固溶
体相が原子比で０．７≦Ｔｉ／（Ｔｉ＋Ｚｒ）≦０．９
の第１固溶体相と、０．４≦Ｔｉ／（Ｔｉ＋Ｚｒ）≦
０．６の第２固溶体相の２種からなるとともに、前記第
１固溶体と前記結合材マトリックスとの間に前記第２固
溶体相が介在するように隣接して共存することを特徴と
する超硬合金。 - 【請求項２】 前記固溶体相中に、原子比で０．２≦Ｎ
ｂ／（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｚｒ）≦０．７のＮｂを含有するこ
とを特徴とする請求項１記載の超硬合金。 - 【請求項３】 前記超硬合金の耐酸化性が０．０１ｍｇ
／ｍｍ2以下である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】 前記第１固溶体相の平均粒径が０．５〜
４μｍであり、かつ前記第２固溶体相の平均粒径が５０
〜１０００ｎｍであることを特徴とする請求項１乃至３
のいずれか記載の超硬合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002081865A JP4126451B2 (ja) | 2002-03-22 | 2002-03-22 | 超硬合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002081865A JP4126451B2 (ja) | 2002-03-22 | 2002-03-22 | 超硬合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003277873A true JP2003277873A (ja) | 2003-10-02 |
| JP4126451B2 JP4126451B2 (ja) | 2008-07-30 |
Family
ID=29230323
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2002081865A Expired - Lifetime JP4126451B2 (ja) | 2002-03-22 | 2002-03-22 | 超硬合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4126451B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005213651A (ja) * | 2004-01-26 | 2005-08-11 | Sandvik Ab | 超硬合金工具及びそれらの超硬合金 |
| WO2019189774A1 (ja) * | 2018-03-29 | 2019-10-03 | 京セラ株式会社 | 超硬合金及びこれを用いた被覆工具、切削工具 |
| WO2019189775A1 (ja) * | 2018-03-29 | 2019-10-03 | 京セラ株式会社 | 超硬合金、被覆工具及び切削工具 |
Citations (4)
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| JPH04263038A (ja) * | 1990-04-06 | 1992-09-18 | Hitachi Metals Ltd | 超硬合金 |
| JPH10168537A (ja) * | 1996-12-11 | 1998-06-23 | Kyocera Corp | 切削工具用被覆サーメット |
-
2002
- 2002-03-22 JP JP2002081865A patent/JP4126451B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (4)
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| WO2019189774A1 (ja) * | 2018-03-29 | 2019-10-03 | 京セラ株式会社 | 超硬合金及びこれを用いた被覆工具、切削工具 |
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| KR20200121884A (ko) | 2018-03-29 | 2020-10-26 | 교세라 가부시키가이샤 | 초경합금, 피복공구 및 절삭공구 |
| KR20200121885A (ko) * | 2018-03-29 | 2020-10-26 | 교세라 가부시키가이샤 | 초경합금 및 이것을 사용한 피복공구, 절삭공구 |
| CN111918978A (zh) * | 2018-03-29 | 2020-11-10 | 京瓷株式会社 | 硬质合金、涂层刀具和切削刀具 |
| CN112004954A (zh) * | 2018-03-29 | 2020-11-27 | 京瓷株式会社 | 硬质合金和使用它的涂层刀具、切削刀具 |
| US11421306B2 (en) | 2018-03-29 | 2022-08-23 | Kyocera Corporation | Cemented carbide, coated tool, and cutting tool |
| CN111918978B (zh) * | 2018-03-29 | 2022-11-25 | 京瓷株式会社 | 硬质合金、涂层刀具和切削刀具 |
| US11618936B2 (en) | 2018-03-29 | 2023-04-04 | Kyocera Corporation | Cemented carbide, coated tool using same, and cutting tool |
| KR102530858B1 (ko) * | 2018-03-29 | 2023-05-10 | 교세라 가부시키가이샤 | 초경합금, 피복공구 및 절삭공구 |
| KR102586369B1 (ko) * | 2018-03-29 | 2023-10-10 | 교세라 가부시키가이샤 | 초경합금 및 이것을 사용한 피복공구, 절삭공구 |
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|---|---|
| JP4126451B2 (ja) | 2008-07-30 |
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