JP3123067B2 - 靭性に優れたwc基超硬合金および硬質層被覆超硬合金 - Google Patents
靭性に優れたwc基超硬合金および硬質層被覆超硬合金Info
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Description
などの苛酷な断続切削に用いても欠損を起しにくく、使
用寿命の長い切削工具を製造することのできるWC基超硬
合金および硬質層被覆超硬合金に関するものである。
−(Ti,Ta,W)C−Co系超硬合金などが知られており、
上記WC−Co系超硬合金は鋳鉄切削工具部材として、また
上記WC−(Ti,Ta,W)C−Co系超硬合金は鋼切削工具部
材として知られている。
日まで多くの研究が行なわれ、多くの提案がなされてい
る。
Cを主成分とし、TiC,TaC,NbC,VCのうち1種または2種
以上を含有し、結合相としてCoを含有する超硬合金であ
って、WCの平均粒径が3μm以下で5μmを越えたもの
がなく、かつ固溶体炭化物は平均粒径が0.7μm以下で
1μmを越えたものが存在しないWC基超硬合金が記載さ
れている。
N,WCからなり、これら硬質相がFe族金属によって結合さ
れてなる超硬合金が記載されており、この超硬合金組織
中にWC相、(Ti,W)(C,N)相からなる硬質相が存在す
ることが記載されている。
し、TiNと、TaC,NbCおよび(Ta,Nb)Cのうち1種また
は2種以上と、Coからなり、かつ硬質相の組織がWCと平
均粒径:2μm以下の(TiW,Ta,Nb)(C,N)と、TiNの3
相からなるWC基超硬合金が記載されている。
従来のJIS規格P30の超硬合金に比べて、確かに替欠損性
は向上するが、熱衝撃の激しいフライス切削では十分な
性能を示さず、 また、上記特開昭51−125613号公報の超硬合金は、硬
質相が(Ti,W)CNとWCとからなり、超硬合金中の窒素量
は(Ti,W)CNに含まれる窒素量だけであるので窒素含有
量が少なく、強度的に不十分である。
は、WCと、平均粒径:2μm以下の(Ti,W,Ta,Nb)(C,
N)と、TiNの3相からなる硬質相を含んでいるが、依然
として熱衝撃の激しいフライス切削に対しては十分な性
能を示さなかった。
いフライス切削に対しても十分に耐えることのできる研
削工具用WC基超硬合金を開発すべく研究を行った結果、 WC基超硬合金を構成する硬質相の成分組成および組織
を特定の範囲内に限定することにより耐欠損性の一層向
上したWC基超硬合金が得られるという知見を得たのであ
る。
あって、 (1) WCを主成分とする硬質相Coの結合相からなるWC
基超硬合金において、 上記硬質相は、第1図のWC−TiC−TiN三元系状態図に
おけるA,B,CおよびDを直線で結んで囲まれる範囲内に
ある成分組成を有し、 かつ、平均粒径:0.5〜5.0μmの炭化タングステン
相、平均粒径:0.5〜3.0μmのWとTiの複合固溶炭窒化
物相、および平均粒径:0.5〜3.0μmの窒化チタン相の
3相からなる組織を有する靭性に優れたWC基超硬合金, (2) WCを主成分とする硬質相とCoの結合相からなる
WC基超硬合金において、 上記硬質相は、第1図のWC−TiC−TiN三元系状態図に
おけるA,B,CおよびDを直線で結んで囲まれる範囲内に
ある成分組成に、さらに20重量%以下のM(但し、M
は、TaおよびNbのうち1種または2種を示す)の炭化
物、窒化物および炭窒化物のうち1種または2種以上含
有した成分組成を有し、 かつ、平均粒径:0.5〜5.0μmの炭化タングステン
相、平均粒径:0.5〜3.0μmのWとTiとMの複合固溶炭
窒化物相、および平均粒径:0.5〜3.0μmの窒化チタン
相の3相からなる組織を有する靭性に優れたWC基超硬合
金、 に特徴を有するものである。
CおよびDの各点は、A(WC:85%,TiC:2%,TiN:13
%)、B(WC:45%,TiC:35%,TiN:20%)、C(WC:25
%,TiC:15%,TiN:60%)、D(WC:38%,TiC:2%,TiN:60
%)、(但し、%はモル%)で特定することができる。
し、その表面に、さらに、 Tiの炭化物、窒化物、酸化物、硼化物およびこれらの
固溶体、並びにAl2O3のうち1種または2種以上の硬質
層を被覆することによりこの発明の硬質層被覆超硬合金
を製造することができる。
して、通常のWC粉末、TiN粉末およびCo粉末のほかに、
WとTiの複合固溶炭窒化物粉末〔以下、(W,Ti)(C,
N)粉末と記す〕を用いることが必要であり、(W,Ti)
(C,N)固溶体で添加できる窒素量は、この固溶体の窒
素固溶限以上にはできないが、この固溶体にさらにTiN
を添加した第1図の成分組成の硬質相を有するようにCo
と混合し、100Torr以上の高い窒素雰囲気下で焼結する
と、巣の発生が少なくかつ硬質相の組織が、平均粒径:
0.5〜5.0μmのWC相、平均粒径:0.5〜3.0μmの(W,T
i)(C,N)相および平均粒径:0.5〜3.0μmのTiN相の3
相からなる靭性に優れたWC基超硬合金が得られ、この超
硬合金をフライス切削の切削工具に適用すると極めて高
い耐熱衝撃性を有し、かつ耐欠損性にも優れていること
が確認されたのである。
b)C粉末、TaN粉末、NbN粉末、(Ta,Nb)N粉末、TaCN
粉末、NbCN粉末、(Ta,Nb)(C,N)粉末のうち1種また
は2種以上:20重量%以下添加した原料粉末をCo粉末と
ともに100Torr以上の高い窒素雰囲気下で焼結すると、
平均粒径:0.5〜3μmの(W,Ti,M)(C,N)相(但し、
MはTaおよびNbのうち1種または2種)が生じ、耐酸化
性が向上し、性能が一段と向上したWC基超硬合金が得ら
れることが確認された。
炭化物、窒化物、炭窒化物の1種または2種以上を5重
量%以下添加しても性能の低下は認められない。さらに
この発明のWC基超硬合金のCoの50重量%以下をNi,Fe,Al
のうち1種または2種以上で置換しても本質的にこの発
明のWC基超硬合金の特性を損なうものではない。
織を上記の如く限定した理由について説明する。
系状態図のA,B,CおよびDを直線で結んで囲まれた範囲
内としたのは、 (i) 直線ABよりもTiNが少ない範囲では、TiNが単独
で存在しないか、もしくは存在したとしてもTiNの平均
粒度が0.5μm未満になるために切削工具の刃先の耐す
くい面摩耗性が低下する、 (ii)直線CDを越えてTiNが多くなる範囲では、高窒素
雰囲気下で焼結しても、焼結中にTiNの分解が進み、焼
結体中に巣が多数残存し、耐衝撃性が低下する、 (iii)WCの一部は焼結中に(W,Ti)(C,N)およびTiN
と固溶としてWとTiの複合固溶炭窒化物相を形成する
が、直線BCよりもWCが少ない範囲では単独で存在するWC
相が減少し、合金の靭性(耐衝撃性)が低下する、 (iv)直線ADよりもTiCが少ない範囲では、合金の耐摩
耗性が低下する、 などの理由によるものである。
固溶炭窒化物相の平均粒径が0.5〜3.0μmおよびTiN相
の平均粒径が0.5〜0.3μmの範囲内にあるように定めた
のは、 (i) WC相の平均粒径が0.5μm未満では、耐すくい
面摩耗性が低下し、また耐衝撃性が低下するが、5.0μ
mを越えるとかえって耐逃げ面摩耗性が低下する、 (ii)(W,Ti)(C,N)相の平均粒径が0.5μm未満で
は、耐すくい面摩耗性が低下し、3.0μmを越えると耐
衝撃性が低下する、 (iii)TiN相の平均粒径が0.5μm未満では、刃先の耐
すくい面摩耗性が低下し、3.0μmを越えると耐衝撃性
が低下する、 などの理由によるものである。
する。
=56:24:20,重量比)、 平均粒径:2.0μmの(W,Ti)C粉末(WC:TiC=70:30,
重量比)、 平均粒径:1.5μmのTiN粉末、 平均粒径:1.2μmのCo粉末、 平均粒径:1.8μmのTaC粉末、 平均粒径:1.9μmのNbC粉末、 平均粒径:2.0μm(Ta,Nb)C粉末(Ta:Nb=90:10,重
量比)、 平均粒径:1.6μmのTaN粉末、 平均粒径:2.2μmのNbN粉末、 平均粒径:1.5μmのTaCN粉末(TaC:TaN=90:10,重量
比)、 平均粒径:1.8μmの(Ta,Nb)(C,N)粉末(TaC:TaN:
NbC=80:10:10,重量比)、 平均粒径:2.3μmのHfC粉末、 をそれぞれ用意し、これら原料粉末を第1表に示される
ごとく配合し、混合し、第1表に示される条件で焼結し
て、本発明WC基超硬合金1〜18および比較WC基超硬合金
1〜6を製造した。
硬合金1〜6の硬質相の組織を調べその粒径も測定し、
それらの結果を第1表に示した。
基超硬合金1〜6からISO規格のSEEN42AFTN1の形状のス
ローアウェイチップをそれぞれ作製し、これらスローア
ウェイチップを用いて、 被削剤 :SCM440(硬さ,HB220) 切削速度:150m/min.、 送 り:0.3mm/刃、 切込み :3.0mm、 の条件で1つのスローアウェイチップについて2回フラ
イス切削を行ない、欠損を起すまでの時間を測定し、2
回の平均を計算して、これらの結果も第1表に合せて示
した。
たスローアウェイチップを用いて上記の条件で切削試験
を行ない、その結果も第1表に示した。
ウェイチップの表面に、第2表に示す 各種の硬質層を通常のCVD法およびPVD法で被覆し、本発
明硬質層被覆スローアウェイチップ1〜9を製造した。
0超硬合金で作製されたスローアウェイチップの表面
に、第2表に示される硬質層を被覆し、従来硬質層被覆
スローアウェイチップ1〜2を用意した。
て2回フライス切削を行ない、欠損を起すまでの時間を
測定し、2回の平均を計算して、これらの結果を第2表
に示した。
ローアウェイチップは、市販のWC基超 硬合金で作製したスローアウェイチップに比べて、いず
れも耐欠損性が格段にすぐれていることから、本発明WC
基超硬合金は、いずれも靭性にすぐれていることがわか
る。
基超硬合金(この発明の条件から外れている値に※印を
付して示した)で作製したスローアウェイチップは、フ
ライス切削による欠損に至るまでの時間が短いところか
ら、比較WC基超硬合金は靭性が低いことがわかる。
製したスローアウェイチップに硬質層を被覆してなる本
発明硬質層被覆スローアウェイチップは、市販のWC基超
硬合金で作製したスローアウェイチップに硬質層を被覆
してなる従来硬質層被覆スローアウェイチップに比べ
て、いずれも優れた耐欠損性を有することがわかる。
すWC−TiC−TiN三元系状態図である。
Claims (4)
- 【請求項1】WCを主成分とする硬質相が、Coからなる結
合相によって結合されてなるWC基超硬合金において、 上記硬質相の成分組成は、第1図のWC−TiC−TiN三元系
状態図におけるA,B,CおよびDを直線で結んで囲まれる
範囲内にあり、 かつ上記硬質相の組織は、平均粒径:0.5〜5.0μmの炭
化タングステン相、平均粒径:0.5〜3.0μmのWとTiの
複合固溶炭窒化物相、および平均粒径:0.5〜3.0μmの
窒化チタン相の3相からなる、 ことを特徴とする靭性に優れたWC基超硬合金。 但し、上記A,B,CおよびDは、上記第1図のWC−TiC−Ti
N三元系状態図において、A(WC:85%,TiC:2%,TiN:13
%)、B(WC:45%,TiC:35%,TiN:20%)、C(WC:25
%,TiC:15%,TiN:60%)、D(WC:38%,TiC:2%,TiN:60
%)、(以上、モル%)で示される点である。 - 【請求項2】請求項1記載の硬質相に、さらに20重量%
以下のM(但し、Mは、TaおよびNbのうち1種または2
種を示す)の炭化物、窒化物および炭窒化物のうち1種
または2種以上を含有した成分組成を有し、 かつ、平均粒径:0.5〜5.0μmの炭化タングステン相、
平均粒径:0.5〜3.0μmのWとTiとMの複合固溶炭窒化
物相、および平均粒径:0.5〜3.0μmの窒化チタン相の
3相からなる硬質相を有することを特徴とする靭性の優
れたWC基超硬合金。 - 【請求項3】請求項1記載の靭性に優れたWC基超硬合金
の表面に、 Tiの炭化物、窒化物、酸化物、硼化物およびこれらの固
溶体、並びにAl2O3のうち1種または2種以上の硬質層
を被覆してなることを特徴とする靭性に優れた硬質層被
覆超硬合金。 - 【請求項4】請求項2記載の靭性に優れたWC基超硬合金
の表面に、 Tiの炭化物、窒化物、酸化物、硼化物およびこれらの固
溶体、並びにAl2O3のうち1種または2種以上の硬質層
を被覆してなることを特徴とする靭性に優れた硬質層被
覆超硬合金。
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JP02235082A JP3123067B2 (ja) | 1990-09-05 | 1990-09-05 | 靭性に優れたwc基超硬合金および硬質層被覆超硬合金 |
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Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
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JP02235082A Expired - Lifetime JP3123067B2 (ja) | 1990-09-05 | 1990-09-05 | 靭性に優れたwc基超硬合金および硬質層被覆超硬合金 |
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DE102008048967A1 (de) * | 2008-09-25 | 2010-04-01 | Kennametal Inc. | Hartmetallkörper und Verfahren zu dessen Herstellung |
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US10519067B2 (en) * | 2016-05-02 | 2019-12-31 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Cemented carbide and cutting tool |
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1990
- 1990-09-05 JP JP02235082A patent/JP3123067B2/ja not_active Expired - Lifetime
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