JP2999355B2

JP2999355B2 - 低熱膨張率強靱サーメットの製造法

Info

Publication number: JP2999355B2
Application number: JP5287295A
Authority: JP
Inventors: 啓史大内; 義夫内山; 正勝山根
Original assignee: Toyo Kohan Co Ltd
Current assignee: Toyo Kohan Co Ltd
Priority date: 1993-10-25
Filing date: 1993-10-25
Publication date: 2000-01-17
Anticipated expiration: 2015-01-17
Also published as: JPH07118775A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、低熱膨張率と靱性、耐
摩耗性を必要とする工具材料、軽量かつ熱衝撃抵抗を必
要とする熱間圧延用ロール材料等に好適なサーメットの
製造法に関する。

【０００２】

【従来の技術】ＴｉＣ基サーメットは、ＴｉＣを硬質相
主成分とし、鉄族金属を結合相とした液相焼結で製造さ
れるが、鉄族金属といっても、結合相金属の主成分に、
Ｆｅを使用して、高強度の得られた事例はなく、高強度
サーメットの結合相金属の主成分には、Ｎｉが使用さ
れ、Ｍｏ、またはＭｏ₂ Ｃを同時添加することによっ
て、ＴｉＣとの濡れを良くすることにより、高抗折力を
得ている。このサーメットの硬度、抗折力は超硬合金に
近い特性を有するが、熱膨張率は８〜９×１０^-6／℃
で、超硬合金の約６×１０^-6／℃に比べて大きい。超硬
合金より軽く、硬度、抗折力が超硬合金に近く、かつ熱
膨張率の小さいＴｉＣ基サーメット、例えば、密度が１
０ｇ／ｃｍ³ 以下、ロックウェルＡスケール硬度が８８
以上、抗折力が２００ｋｇ／ｍｍ² 以上で、かつ熱膨張
率が８×１０^-6／℃以下であるようなＴｉＣ基のサーメ
ットを、従来のサーメットの中に見出だすことはできな
い。結合相をＮｉでなく、Ｆｅ−３６％Ｎｉ等の低熱膨
張率の合金とすれば、熱膨張率を低くできるはずである
が、Ｆｅ−Ｎｉ合金を結合相としたＴｉＣ基サーメット
で、高強度を得られる製造技術が、まだ見出だされてい
ない。

【０００３】ＴｉＣ基サーメットではないが、ＷＣ基超
硬合金の場合は、Ｆｅ−Ｎｉ合金を結合相とする合金が
研究されており、「超硬合金と焼結硬質材料」（鈴木壽
編集、昭和６１年、丸善株式会社発行）２９０頁には、
結合相をＦｅ−３６Ｎｉからなる不変鋼組成とし、特に
低熱膨張率の超硬合金を得る方法が提唱されている。し
かし、「粉体および粉末冶金」第１４巻第７号３０８頁
〜３１３頁によれば、Ｆｅ−Ｎｉ結合相合金の強度は、
ＮｉやＣｏを結合相とする合金に、到底及ばないと述べ
られている。

【０００４】「粉末冶金・溶接」（吾妻潔他編集、昭和
３４年、朝倉書店発行）１４０頁には、第二次世界大戦
中のドイツで、超硬合金の代用品として、ＴｉＣ基サー
メットが試作され、その中に６５％ＴｉＣ−２５％ＶＣ
−３％Ｃｒ₃ Ｃ₂ −２％Ｎｉ−５％Ｆｅがあるが、これ
は、靱性に欠け、脆いと述べられている。本発明者等が
試作して調査したところ、抗折力１００ｋｇ／ｍｍ² 以
下であった。

【０００５】特開平５−１５６３０１号公報には、不変
鋼組成のＦｅ−Ｎｉ合金粉末とセラミック粉末を重量比
７５：２５〜２５：７５で焼結した低熱膨張合金が開示
されているが、この方法では、単に、低熱膨張が得られ
るだけであり、ロックウェルＡスケール硬度が８８以上
で、抗折力が２００ｋｇ／ｍｍ² 以上の高硬度、高靱性
の得られる方法は開示されていない。また、結合相量が
２５重量％以上であるので、結合相量が多すぎ、この点
からも、本発明が目的とする特性は得られない。該公報
には、アルミナと有機バインダーを混合し、射出成形に
より低強度の低熱膨張焼結体を得る方法しか記述されて
おらず、実施例に示された焼結体の強度も、３０ｋｇ／
ｍｍ² 程度で、本発明が目的とする高強度ＴｉＣ基サー
メットを得る方法を、見出だすことはできない。

【０００６】また、日本チック株式会社のカタログに、
鉄合金中にＴｉＣを体積で、約５０％分散させた焼結材
料が示されているが、これでは、鉄合金の量が多すぎ、
本発明の目的とする高硬度は得られない。

【０００７】以上述べたように、Ｆｅ−Ｎｉ合金結合相
からなるＴｉＣ基サーメットで、ロックウェルＡスケー
ル硬度が８８以上、抗折力が２００ｋｇ／ｍｍ² 以上
の、高強度が得られた事例は、従来技術の中には見られ
ず、また、ＷＣ基超硬合金での例にも、そのような可能
性を示唆する事例はない。Ｆｅ−Ｎｉ合金結合相からな
るＴｉＣ基サーメットで、高強度が得にくい理由につい
ては、不明な点も多いが、ＦｅとＴｉＣの濡れ性から、
一つの推察ができる。ＦｅとＷＣとの濡れ角は、０°
であるのに対し、ＦｅとＴｉＣとの濡れ角は４１°であ
る。Ｆｅと濡れのよいＷＣ基の超硬合金の場合でも、Ｆ
ｅ−Ｎｉ結合相合金は、Ｎｉ結合相合金よりも強度が劣
るのであるから、濡れがよくないＴｉＣ基のサーメット
では、通常の方法で製造した場合、それ以上に強度が劣
るものと考えられる。この他、Ｆｅ系炭化物の析出によ
る強度劣化もある。また、本発明者等が独自に調査した
ところによると、例えば、汎用的なＴｉＣＮ−Ｍｏ₂ Ｃ
−Ｎｉ型サーメットの結合相を、不変鋼組成のＦｅ−Ｎ
ｉ合金に変えて焼結すると、焼結組織中に、Ｍｏを多く
含む金属間化合物が生成しやすく、これも強度劣化の一
因である。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】超硬合金は、高硬度、
高靱性を有し、多くの用途に使用されているが、その欠
点は密度が大きいことで、そのため回転重量物等では、
これに代わり、軽量で、高硬度、高靱性を有するものが
望まれている。硬度、抗折力の点で超硬合金を代替しう
る硬質合金は、ＴｉＣＮ−Ｍｏ₂ Ｃ−Ｎｉのような、Ｔ
ｉＣ基サーメットしかないが、熱膨張率が大きいために
代替を果たせない場合が多い。しかし、熱膨張率の小さ
いＦｅ−Ｎｉ合金を結合相としたＴｉＣ基サーメットで
は、高抗折力を得る製造技術が、まだ見出だされていな
い。この課題を解決するため、本発明は、密度、硬度、
抗折力は従来サーメットなみの値を有し、熱膨張率の低
いサーメットの製造法を提供することを目的とする。

【０００９】

【課題を解決するための手段】従来の代表的な高硬度、
高靱性サーメットであるＴｉＣＮ−Ｍｏ₂ Ｃ−Ｎｉ型サ
ーメットの結合相組成のみを、不変鋼に近いＦｅ−Ｎｉ
合金組成に変え、通常の焼結方法でサーメットを製造し
た場合、焼結体の組織中にＭｏを多く含む脆い金属間化
合物が生成しやすいが、この原因は十分明らかではない
ものの、硬質相成分のＭｏ₂ Ｃと、結合相主成分のＦｅ
が原因の一つであることは間違いない。そこで、Ｍｏ₂
Ｃを含有しないサーメットを考え、使用粉末の種類、配
合量、および粒径とくに、混合粉末中のＦｅ粉末の粒径
に着目して、多くの実験を行い、密度が１０ｇ／ｃｍ³
以下、ロックウェルＡスケール硬度が８８以上、抗折力
が２００ｋｇ／ｍｍ² 以上でかつ熱膨張率が８×１０^-6
／℃以下である低熱膨張率強靱サーメットの得られる条
件をつきとめた。以下に、この条件の限定理由について
詳細に説明する。

【００１０】ＷＣ粉末は、熱膨張率低減、靱性向上のた
め添加するもので、５重量％以下では効果が少なく、３
５重量％をこえると密度が大きくなりすぎる。

【００１１】Ｃｒ₃ Ｃ₂ 粉末は、組織微細化のため添加
するが、０．５重量％以下ではその効果が小さく、５重
量％以上では、結合相への固溶Ｃｒ量が多くなり、熱膨
張率が大きくなる。

【００１２】ＴｉＣＮ粉末または（Ｔｉ，Ｗ）Ｃ粉末
は、硬質相主成分であるＴｉＣの供給源である。ＴｉＣ
を、ＴｉＣ粉末の形で使用すると、２００ｋｇ／ｍｍ²
以上の抗折力は得にくい。この理由は十分明らかでない
が、ＴｉＣ粉末の形で使用すると、上記固溶体粉末の形
で使用した場合に比べ、焼結後の組織中にＴｉＣ単独相
が多く残存しやすく、組織の不均一性が大きくなるため
と思われる。このことはＮｉ結合相の場合よりも、Ｆｅ
−Ｎｉ結合相の場合特に顕著であったので、本発明で
は、ＴｉＣの供給源として、ＴｉＣＮ粉末または（Ｔ
ｉ，Ｗ）Ｃ粉末を使用することに限定した。

【００１３】Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ粉末の配合量は、Ｆｅ、
Ｎｉ、Ｃｏの組成を種々変えて、多くの実験を行い、ロ
ックウェルＡスケールで８８以上の高硬度で、２００ｋ
ｇ／ｍｍ² 以上の抗折力が得られ、かつ熱膨張率が８×
１０^-6／℃以下となるような条件から決定した。Ｃｏを
含まない、不変鋼組成でも熱膨張率は低下するが、Ｃｏ
を含む超不変鋼の方が、２００ｋｇ／ｍｍ² 以上の抗折
力を得やすいので、Ｃｏを含むものとした。硬質相にＷ
Ｃを含むので、Ｆｅ−Ｎｉ結合相より、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃ
ｏ結合相の方が、濡れ性がよく、高抗折力を得やすい。

【００１４】Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ量の総和が、２５重量％
以上では硬度が不足し、また１４．５重量％以下では、
結合相量が少なすぎて高抗折力が得られない。即ち、Ｆ
ｅ、Ｎｉ、Ｃｏ量の総和は、１４．５〜２５重量％でな
ければならず、この条件下で、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏの配
合比を、超不変鋼組成に近い範囲で変えて、熱膨張率
が８×１０^-6／℃以下となる組成を実験で求めた結果、
Ｆｅ粉末：１０〜１５重量％、Ｎｉ粉末：４〜８重量
％、Ｃｏ粉末：０．５〜２重量％が、目的とする特性を
得るのに、最も好適な範囲であったので、この範囲に限
定した。

【００１５】さらに、本発明法の特徴は、これらの使用
粉末の粒径を、Ｆｅ粉末のみ粒径２〜４μｍとし、その
他は、０．１〜１μｍとすることにある。具体的には、
Ｆｅ以外の粉末のみを先に平均粒径０．１〜１μｍとな
るように粉砕、混合したのち、Ｆｅ粉末をＦｅ濃度が１
０〜１５重量％となるように混合し、Ｆｅ粉末の粒径が
平均２〜４μｍであるような混合粉末をつくり、プレス
成形、焼結に供する。実際の作業では、Ｆｅ以外の粉末
のみを、先にアトライターなどの混合粉砕機で、平均粒
径０．１〜１μｍとなるように粉砕後、粒径２〜４μｍ
のＦｅ粉末を追加投入し、あまり粉砕せず、混合のみを
主に行わせてアトライター作業を終了すればよい。即
ち、通常は、全ての粉末を同時に投入し、同時に終了、
即ち、１段階で処理するところ、本発明法を実施するに
あたっては、Ｆｅ粉末のみ、時間を遅らせて投入し、２
段階でアトライター作業を行えばよい。

【００１６】この方法により、２００ｋｇ／ｍｍ² 以上
の抗折力のサーメットが容易に得られる。この理由は、
十分には明らかでないが、Ｆｅ粉末のみを粗粉とすれ
ば、Ｆｅ粉末の表面積は、より微粉末の表面積より小さ
くなるので、硬質相粉末とＦｅ粉末との接触面積が、よ
り微粉化したＮｉやＣｏとの接触面積よりも小さくな
り、液相生成や濡れ性が改善されるためと推定される。
また大きなＦｅ粉末の周囲を、微細なＮｉやＣｏの粉末
が被覆した形でＴｉＣＮ等の硬質セラミック粉末と接触
すれば、ＴｉＣＮ−Ｎｉ，Ｃｏ系に近い機構で焼結が進
行することも一因と考えられる。ＮｉやＣｏとの液相
が、空隙に侵入し、緻密化を進めた後、Ｆｅが合金化し
て、超不変鋼組成の結合相を形成する機構が考えられ
る。

【００１７】粉末の表面積は、その粒径の２乗に比例す
るので、粒径が２μｍあれば、粒径１μｍの粉末の４倍
の表面積を有するから、Ｆｅ粉末の平均粒径は、２μｍ
以上であれば十分な効果がある。４μｍ以上であると、
組織が不均一となり、抗折力が低下する。

【００１８】Ｆｅ以外の粉末の平均粒径は０．１〜１μ
ｍが適当である。高靱性を得るには、一般に組織を微細
化することが好ましく、Ｆｅ粉等、特別な理由のあるも
のを除けば、１μｍ以下とするのが好ましい。また、
０．１μｍ以下の超微粉では、成形性が劣り、実用に供
し得なくなる。

【００１９】なお、本発明サーメットの製造に当たり、
粉末の混合方法、成形および焼結方法は、従来のサーメ
ットの製造方法に準拠して行えばよく、焼結後の熱間静
水圧プレス焼結処理も同様に行えばよい。

【００２０】

【実施例】以下、本発明の実施例および比較例について
説明する。

【００２１】実施例１ＴｉＣＮ粉末をＴｉＣの供給源とし、表１に示す各種の
配合組成（重量％）で、Ｍｏ₂ Ｃ量および結合金属組成
を変え、４種の混合粉末を作製した。粉末の粉砕、混合
は、アトライターで行い、その作業は、「１段階」、
「２段階」の２種類で行った。表１のアトライター作業
欄で「２段階」とあるのは、Ｆｅ粉末のみ終了約１時
間前に投入し、あまり粉砕せず、混合だけ行わせて終了
し、混合粉末中のＦｅ粉末の粒径のみを２〜４μｍとし
たものである。「１段階」とあるのは、通常通り、全
ての粉末を同時に投入し、同時に混合粉砕を終了し、
粉砕後の粉末の平均粒径を０．１〜１μｍとしたもの
である。両者とも、全アトライター作業時間は約８時間
とした。ＴｉＣＮ粉末は、ＴｉＣ／ＴｉＮの重量組成比
が７／３からなるものを使用した。原料粉末、即ち、粉
砕前の粉末の平均粒径は、Ｆｅ粉末：３．５μｍ、Ｔｉ
ＣＮ、Ｍｏ₂Ｃ、ＷＣ、Ｃｒ₃ Ｃ₂ 粉末：１．６μｍ、
Ｎｉ粉末：２．２μｍ、Ｃｏ粉末：１．８μｍであっ
た。上記、「１段階」、「２段階」の粉砕作業後の粉末
粒径は、あらかじめ、各粉末ごとに調査したアトライタ
ー作業時間と粉末粒径の関係から、推定して求めた。

【００２２】これらの混合粉末を１ｔｏｎ／ｃｍ² で、
３０×６０×１０ｍｍの板状にプレス成形し、１４３０
℃で１時間、真空中で焼結し、ついで１４００℃で１時
間、１０００ｋｇ／ｃｍ² で熱間静水圧プレス焼結を行
った。

【００２３】

【表１】

【００２４】熱間静水圧プレス焼結後の合金特性を表２
に示す。比較例１は、ＴｉＣＮ−Ｍｏ₂ Ｃ−Ｎｉに若干
のＷＣを添加した汎用的サーメットである。比較例２
は、比較例１の結合相を、Ｎｉから超不変鋼組成に近い
Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏに変えたものである。比較例１の熱膨
張率は８．８×１０^-6／℃と高い値である。比較例２
は、比較例１より熱膨張率が低いが、抗折力も低い。Ｍ
ｏが原因の脆い金属間化合物が生成するためであり、ま
たＭｏが、結合相中に固溶し、結合相組成が超不変鋼組
成からずれるため、熱膨張率の低下も小さい。比較例３
は、比較例２から、Ｍｏ₂Ｃを除いたサーメットで、熱
膨張率の低下も大きく、抗折力も比較例２より高くなっ
ているが、まだ２００ｋｇ／ｍｍ² には到達していな
い。実施例１は、比較例３と同組成で、アトライター作
業を２段階で行い、Ｆｅ粉のみ、粒径２〜４μｍとし
た、本発明法によるサーメットである。熱膨張率、抗折
力とも、目標値に達している。また、材料の熱衝撃抵抗
は抗折力に比例し、熱膨張率に反比例することが学問的
に知られており、比較例１の熱衝撃抵抗を１とした場合
の比較例２、比較例３、実施例１の値は表２最下欄に示
す通りで、実施例１は、熱衝撃抵抗にも優れている。

【００２５】

【表２】

【００２６】実施例２表３に示す配合組成（重量％）で、ＴｉＣの供給源とし
て、（Ｔｉ，Ｗ）Ｃ粉末を使用した実施例２および、Ｔ
ｉＣ粉末を使用した比較例４の、２種の混合粉末を作製
した。アトライター作業、プレス成形、焼結、および、
熱間静水圧プレス焼結等は、全て、実施例１と同様に行
った。

【００２７】

【表３】

【００２８】熱間静水圧プレス焼結後の合金特性を表４
に示す。ＴｉＣの供給源として、ＴｉＣ粉末を使用した
比較例４は、抗折力２００ｋｇ／ｍｍ² に達していない
が、（Ｔｉ，Ｗ）Ｃ粉末を使用した実施例２は十分に高
い抗折力を示す。熱衝撃抵抗も、実施例１における比較
例１の熱衝撃抵抗を１とした場合の値で比較すると、表
４最下欄に示す通り、実施例２の方が優れている。

【００２９】

【表４】

【００３０】

【表５】

【００３１】

【発明の効果】超硬合金と従来のサーメットの特性を示
すと、表５の如く、超硬合金は抗折力が高い点、熱膨張
率が小さい点で、優れており、密度が大きい、即ち重い
点で劣っている。工具の重量が大きければ、大きな駆動
力を要し、また作業性もよくないので、超硬合金工具を
サーメットで代替したいとの要望は多いが、従来のサー
メットは、硬度、抗折力では、ほぼ代替できるものの、
熱膨張率が大きいため、これが障害となって、代替を果
たせない場合が、多々ある。本発明により得られたサー
メットは、密度が１０ｇ／ｃｍ³ 以下、ロックウェルＡ
スケール硬度が８８以上、抗折力が２００ｋｇ／ｍｍ²
以上で、かつ熱膨張率が８×１０^-6／℃以下のものであ
り、従来、超硬合金しか使用できなかった分野での代替
が可能となり、工具の軽量化を図ることができる。

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｎｉ：４〜８重量％，Ｃｏ：０．５〜２
重量％，ＷＣ：５〜３５重量％，Ｃｒ₃ Ｃ₂ ：０．５〜
５重量％，残部ＴｉＣＮまたは（Ｔｉ，Ｗ）Ｃのいずれ
か１種または２種よりなる平均粒径０．１〜１μｍの混
合粉末に平均粒径２〜４μｍのＦｅ粉末をＦｅ濃度が１
０〜１５重量％となるように混合し、プレス成形後焼結
することを特徴とする低熱膨張率強靱サーメットの製造
法。