JPH02185941A - 高硬度及び高靭性焼結合金 - Google Patents
高硬度及び高靭性焼結合金Info
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- JPH02185941A JPH02185941A JP627989A JP627989A JPH02185941A JP H02185941 A JPH02185941 A JP H02185941A JP 627989 A JP627989 A JP 627989A JP 627989 A JP627989 A JP 627989A JP H02185941 A JPH02185941 A JP H02185941A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
本発明は、切削−「具用材料又は耐摩耗工具用材料とし
て適する焼結合金に関し、具体的には。
て適する焼結合金に関し、具体的には。
特に耐熱合金や■１合金などの難削材料を切削するため
の切削１貝用材料として適する焼結合金に関するもので
ある。
の切削１貝用材料として適する焼結合金に関するもので
ある。
（従来の技術）
ＷＣを１己成分とする硬質相とＣｏを１ミ成分とする結
合相とからなる焼結合金の代表的なものに、ＪＩＳ ｌ
目１０４の使用分類記号で分類された超硬合金がある。
合相とからなる焼結合金の代表的なものに、ＪＩＳ ｌ
目１０４の使用分類記号で分類された超硬合金がある。
これらの超硬合金には、鋼切削用超硬合金とされている
肛−ＴｉＣ−１°ａＣ−Ｃｏ系超硬合金と鋳物切削用又
はダイス、センタ川超硬合金とされているＷＣ−Ｃｏ系
超硬合金がある。これらの超硬合金の内、ＷＣ−ＴｉＣ
−ＴａＣ−Ｃｏ系超硬合金は、゛「ＩＣｒ ａ Ｃの含
有により高温における硬さが高く、高温での耐摩耗性、
耐塑性変形性及び耐熱性にすぐれているのに対し、ＷＣ
−Ｃｏ系超硬合金は１強度及び破壊靭性Ｖ目こすぐれて
いるという傾向がある。
肛−ＴｉＣ−１°ａＣ−Ｃｏ系超硬合金と鋳物切削用又
はダイス、センタ川超硬合金とされているＷＣ−Ｃｏ系
超硬合金がある。これらの超硬合金の内、ＷＣ−ＴｉＣ
−ＴａＣ−Ｃｏ系超硬合金は、゛「ＩＣｒ ａ Ｃの含
有により高温における硬さが高く、高温での耐摩耗性、
耐塑性変形性及び耐熱性にすぐれているのに対し、ＷＣ
−Ｃｏ系超硬合金は１強度及び破壊靭性Ｖ目こすぐれて
いるという傾向がある。
このＩＩｃ −１１Ｃ−’ｒａＣ−Ｃｏ系超硬合金と’
ＰＣ−Ｃｏ系超硬合金との両方の長所を兼ね備なえた合
金の開発が試みられ、その代表的なものとして、特開昭
５１−１２４６０７号公報、特開昭６１−１９５９６１
号公報及び特開昭６１−２０７５４４号公報で提案され
ている。
ＰＣ−Ｃｏ系超硬合金との両方の長所を兼ね備なえた合
金の開発が試みられ、その代表的なものとして、特開昭
５１−１２４６０７号公報、特開昭６１−１９５９６１
号公報及び特開昭６１−２０７５４４号公報で提案され
ている。
（発明が解決しようとする問題点）
特開昭５１−１２４６０７号公報は、Ｃｏ４〜１３ＶＯ
Ｗ％、炭化チタン、炭化タンタル、炭化ニオブ及び炭化
バナジウムのうちの１種又は２種以」二１０〜６Ｄｖｏ
Ａ％、炭化タングステン及び不可避不純物：残り、かう
なる組成を有する炭化タングステン基超硬合金において
、分散相たる炭化タングステンは、その平均粒径が３μ
ｍ以下にして粒径５μｍを越えたものが存在せず、かつ
同じ（分散相たる固溶体炭化物は、その平均粒径が０．
７μｍ以Ｆにして粒径１μｍを越えたものが存在しない
ことを特徴とする切削工具用強靭性炭化タングステン基
超硬合金が開示されている。この公報に開示されている
超硬合金は、本来相反する性質である耐摩耗性と、耐衝
撃性及び耐熱衝撃性との両特性を具備せしめたすぐれた
合金であるけれども、強度、特に破壊靭性値から判断し
た強度不足から。
Ｗ％、炭化チタン、炭化タンタル、炭化ニオブ及び炭化
バナジウムのうちの１種又は２種以」二１０〜６Ｄｖｏ
Ａ％、炭化タングステン及び不可避不純物：残り、かう
なる組成を有する炭化タングステン基超硬合金において
、分散相たる炭化タングステンは、その平均粒径が３μ
ｍ以下にして粒径５μｍを越えたものが存在せず、かつ
同じ（分散相たる固溶体炭化物は、その平均粒径が０．
７μｍ以Ｆにして粒径１μｍを越えたものが存在しない
ことを特徴とする切削工具用強靭性炭化タングステン基
超硬合金が開示されている。この公報に開示されている
超硬合金は、本来相反する性質である耐摩耗性と、耐衝
撃性及び耐熱衝撃性との両特性を具備せしめたすぐれた
合金であるけれども、強度、特に破壊靭性値から判断し
た強度不足から。
例えば変形応力が大きく、加二［硬化しやすい耐熱合金
を切削加工するための切削工具として使用した場合には
切刃に亀裂が生じ欠損しゃずいという問題がある。
を切削加工するための切削工具として使用した場合には
切刃に亀裂が生じ欠損しゃずいという問題がある。
特開昭６１−１９５９５１号公報は、炭化タングステン
を主成分とし、硬質相として炭化バナジウム又は′窒化
ジルコニウムを０．２〜０． ＢｗＬ％含有し結合相と
してコバルト４〜２０ｗｔ％とからなる超硬合金におい
て、該炭化タングステンの粒度が０６μｍ以下であり、
ロックウェル硬度Ｉ＋ 、、Ａ ９１以上でかつ抗折力
が３５０ｋ）４７ｍｍ”以上であることを特徴とする高
靭性超硬合金が開示されている。この公報に開示されて
いる超硬合金は、高硬度でかつ高抗折力にすることによ
り靭性な高めたというものであるけれども、炭化タング
ステンの粒度が微細なために高温での硬度が低く、シか
も破壊靭性値も低いことから、例えば鋼や耐熱合金を切
削加工するだめの切削工具として使用した場合には耐熱
性及びクラック伝播抵抗の不足から短寿命になるという
問題がある。
を主成分とし、硬質相として炭化バナジウム又は′窒化
ジルコニウムを０．２〜０． ＢｗＬ％含有し結合相と
してコバルト４〜２０ｗｔ％とからなる超硬合金におい
て、該炭化タングステンの粒度が０６μｍ以下であり、
ロックウェル硬度Ｉ＋ 、、Ａ ９１以上でかつ抗折力
が３５０ｋ）４７ｍｍ”以上であることを特徴とする高
靭性超硬合金が開示されている。この公報に開示されて
いる超硬合金は、高硬度でかつ高抗折力にすることによ
り靭性な高めたというものであるけれども、炭化タング
ステンの粒度が微細なために高温での硬度が低く、シか
も破壊靭性値も低いことから、例えば鋼や耐熱合金を切
削加工するだめの切削工具として使用した場合には耐熱
性及びクラック伝播抵抗の不足から短寿命になるという
問題がある。
特開昭６１−２０７５４４号公報は、 ＷＣを主成分と
する硬質相９３〜９７ｆｒｆｌＪ％（ただし、ＴａＣ，
ＮｂＣのＩ Ｐ！ｉ又は２種でＯ１１〜５ｖｔ％置換可
能）をＣｏ及びＮｉからなる結合相３〜７ｗＬ％で結合
し、このＣｏとＮｉの比Ｃｏ／Ｎｉを １／９〜９／１
にしたことを特徴とする超硬合金が開示されている。
する硬質相９３〜９７ｆｒｆｌＪ％（ただし、ＴａＣ，
ＮｂＣのＩ Ｐ！ｉ又は２種でＯ１１〜５ｖｔ％置換可
能）をＣｏ及びＮｉからなる結合相３〜７ｗＬ％で結合
し、このＣｏとＮｉの比Ｃｏ／Ｎｉを １／９〜９／１
にしたことを特徴とする超硬合金が開示されている。
この公報に開示されている超硬合金は、硬さを下げずに
靭性な向上させ。
靭性な向上させ。
切削工具として用いた場合に機械的、熱的な繰り返し応
力に強い刃先をイｉするようにしたものであるけれども
、破壊靭性値が従来の超硬合金と殆んど同じで、かつ高
温における硬度が低いことから鋼や耐熱合金を切削ｈ１
ト［するための切削工具としては使用できないという問
題がある。
力に強い刃先をイｉするようにしたものであるけれども
、破壊靭性値が従来の超硬合金と殆んど同じで、かつ高
温における硬度が低いことから鋼や耐熱合金を切削ｈ１
ト［するための切削工具としては使用できないという問
題がある。
本発明は、Ｌ記のような問題点を解決したもので、具体
的には、ＷＣ−Ｃｏ系超硬合金の長所の１つである高い
破壊靭性値とれ−ＴｉＣ−ＴａＣ−Ｃｏ系超硬合金の長
所の１つである高温における高硬度という合金特性を韮
ね備なえて、特にｌ１ｉ４熱合金や゛「１合金などの難
削材を切削油−ｒするための切削工具として適する焼結
合金の提供を目的とするものである。
的には、ＷＣ−Ｃｏ系超硬合金の長所の１つである高い
破壊靭性値とれ−ＴｉＣ−ＴａＣ−Ｃｏ系超硬合金の長
所の１つである高温における高硬度という合金特性を韮
ね備なえて、特にｌ１ｉ４熱合金や゛「１合金などの難
削材を切削油−ｒするための切削工具として適する焼結
合金の提供を目的とするものである。
（問題点を解決するための手段）
本発明者らは、切削］二具でもって、変形応力が大きく
て加１硬化しやすいインコネルなどの耐熱合金を切削油
Ｔする場合、切削時に、切削工具の切刃から刃先部まで
が相当高温になり、そのために他の被削材の場合に比べ
て、切刃の塑性変形及び被削材との溶着などが生じやす
くなるという問題を解決すべく検討していた所、 第１に、切削［具における耐塑性変形性を高めるには１
例えば超硬合金の場合には、炭化タングステンは１１１
粒にし、周期律表の４ａ、 ５ａ、 ６ａ族金属の炭化
物、炭窒化物及びこれらの少な（とも１種の１γ方品系
化合物を含イ１した、所謂ｉ９Ｃ−ＴｉＣ−ＴａＣＣｏ
系超硬合金が好ましいこと、又被削材との−・１溶着性
を高めるには、η方晶系化合物を含イｉさせ、Ｃｏなど
の結合相量を少なくすることが好ましいこと、これらの
耐塑性変形性及び被削材との耐溶着性を高めるための１
１安として、高温における硬度が高いことが好ましいと
いう知見を得たものである。
て加１硬化しやすいインコネルなどの耐熱合金を切削油
Ｔする場合、切削時に、切削工具の切刃から刃先部まで
が相当高温になり、そのために他の被削材の場合に比べ
て、切刃の塑性変形及び被削材との溶着などが生じやす
くなるという問題を解決すべく検討していた所、 第１に、切削［具における耐塑性変形性を高めるには１
例えば超硬合金の場合には、炭化タングステンは１１１
粒にし、周期律表の４ａ、 ５ａ、 ６ａ族金属の炭化
物、炭窒化物及びこれらの少な（とも１種の１γ方品系
化合物を含イ１した、所謂ｉ９Ｃ−ＴｉＣ−ＴａＣＣｏ
系超硬合金が好ましいこと、又被削材との−・１溶着性
を高めるには、η方晶系化合物を含イｉさせ、Ｃｏなど
の結合相量を少なくすることが好ましいこと、これらの
耐塑性変形性及び被削材との耐溶着性を高めるための１
１安として、高温における硬度が高いことが好ましいと
いう知見を得たものである。
第２に、耐熱合金などの難削材を切削加工した場合にお
ける工具の欠損状態を観察した結果、工具の境界損傷部
に発生した亀裂が徐々に進展して欠１１１に至るという
こと２この亀裂の進展を防止するためには破壊靭性値を
高くする必要があること、破壊靭性値を高くするには１
例えば超硬合金の場合には、炭化タングステンは粗粒に
することが好ましいが、３′Ｌ方、１系化合物ｍは少な
く、結合札話１は多くすることが好ましいという第１の
知見とは相反する知見を得たものである。
ける工具の欠損状態を観察した結果、工具の境界損傷部
に発生した亀裂が徐々に進展して欠１１１に至るという
こと２この亀裂の進展を防止するためには破壊靭性値を
高くする必要があること、破壊靭性値を高くするには１
例えば超硬合金の場合には、炭化タングステンは粗粒に
することが好ましいが、３′Ｌ方、１系化合物ｍは少な
く、結合札話１は多くすることが好ましいという第１の
知見とは相反する知見を得たものである。
この第１及び第２の知見を基に、さらに炭化タングステ
ンの粒径、立方品系化合物晴及び結合相ｉｎを含めた合
金組織及び組成の最適化を検討することにより、高温に
おける高い硬度と高い破壊靭ｆｌ値とを有する本発明の
合金を完成するに至ったものである。
ンの粒径、立方品系化合物晴及び結合相ｉｎを含めた合
金組織及び組成の最適化を検討することにより、高温に
おける高い硬度と高い破壊靭ｆｌ値とを有する本発明の
合金を完成するに至ったものである。
すなわち、本発明の高硬度及び高靭性焼結合金は、周期
律表の４ａ、 ５ａ、 ６ａ族金属の炭化物、炭窒化物
及びこれらの相−ｒ７Ｈ固溶体の中の少なくとも１種の
硬質相と、Ｃｏ及び／又はＮ１を主成分とする結合相と
不ｉｊＩ Ｉ不純物とからなる焼結合金であって、該焼
結合金は破壊靭性値がＩｎ、 ３ＭＮ−ｍ−３／２以上
で、かつ１０００℃におけるマイロクビッカース硬さが
４２０以−Ｌであることを特徴とするものである。
律表の４ａ、 ５ａ、 ６ａ族金属の炭化物、炭窒化物
及びこれらの相−ｒ７Ｈ固溶体の中の少なくとも１種の
硬質相と、Ｃｏ及び／又はＮ１を主成分とする結合相と
不ｉｊＩ Ｉ不純物とからなる焼結合金であって、該焼
結合金は破壊靭性値がＩｎ、 ３ＭＮ−ｍ−３／２以上
で、かつ１０００℃におけるマイロクビッカース硬さが
４２０以−Ｌであることを特徴とするものである。
本発明の高硬度及び高靭性焼結合金における硬質相は、
具体的ニハ１例えばＴｉＣ，ＺｒＣ，１ｌｆｃＶＣＮｂ
ＣＴａＣＣｒ、Ｃ７１Ｊｏａｃ、 ｖｙｃ、 ’Ｉ’ｉ
ｆＣ，ＮＩＺｒ（Ｃ，Ｎ１． Ｉｆｆ（Ｃ，Ｎ）、 Ｖ
（Ｃ１Ｎ）、 Ｎｂ（Ｃ，Ｎｌ、 ＴａｆＣ，Ｎ）（Ｊ
’ｒｉｌＣ，ＩＶｌ、Ｚｒ）Ｃ，（Ｔａ、Ｔｉ）Ｃ，ｆ
ｌｌ、Ｔａ、’Ｉ’１ｌＣ９（１１，Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ
１ｃ、 （Ｗ、Ｔｉ） （Ｃ，Ｎ１． （１ｇ、’
ｒａ、Ｔｉｌ ｆｃ、Ｎ１（ＩＩｌ、 Ｔａ、 Ｎｂ、
Ｔ ｉ ｌ （Ｃ，Ｎｌ などを挙げることができる
。
具体的ニハ１例えばＴｉＣ，ＺｒＣ，１ｌｆｃＶＣＮｂ
ＣＴａＣＣｒ、Ｃ７１Ｊｏａｃ、 ｖｙｃ、 ’Ｉ’ｉ
ｆＣ，ＮＩＺｒ（Ｃ，Ｎ１． Ｉｆｆ（Ｃ，Ｎ）、 Ｖ
（Ｃ１Ｎ）、 Ｎｂ（Ｃ，Ｎｌ、 ＴａｆＣ，Ｎ）（Ｊ
’ｒｉｌＣ，ＩＶｌ、Ｚｒ）Ｃ，（Ｔａ、Ｔｉ）Ｃ，ｆ
ｌｌ、Ｔａ、’Ｉ’１ｌＣ９（１１，Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ
１ｃ、 （Ｗ、Ｔｉ） （Ｃ，Ｎ１． （１ｇ、’
ｒａ、Ｔｉｌ ｆｃ、Ｎ１（ＩＩｌ、 Ｔａ、 Ｎｂ、
Ｔ ｉ ｌ （Ｃ，Ｎｌ などを挙げることができる
。
この硬質相は、ＷＣと２例えばＴｉＣ，７，ｒＣ，１Ｉ
ｆｃＶＣ，ＮｂＣ，ＴａＣ，Ｔｉ（Ｃ，Ｎｌ、 Ｔａ（
Ｃ，Ｎ）、 （Ｌ’ｒｉ）Ｃ。
ｆｃＶＣ，ＮｂＣ，ＴａＣ，Ｔｉ（Ｃ，Ｎｌ、 Ｔａ（
Ｃ，Ｎ）、 （Ｌ’ｒｉ）Ｃ。
Ｉｌｌ、’ｌ’ａ、’ｒｉ）Ｃ，（Ｉｌｌ、’ｌ’ａ、
Ｎｂ、Ｔｉ１Ｃ，［Ｗ、ｉ’ａ、’ｒｉ）（Ｃ，Ｎ）な
どの立方晶の結晶構造を有するη方晶系化合物とからな
る場合が好ましく、特に炭化タングステンが全体の７８
〜８９ｖｏ Ｉｌ１％で、η方晶系化合物が全体の３〜
ｌ Ｏｖｏ Ｉｌ１％ｌ１％レイ１る場合は、耐熱合金
などの難削材の切削１貝材料として好ましいものである
。また、この硬質相を構成している炭化タングステンの
結晶粒径は、・［均粒径１〜２５μｍで１粒径０．５μ
ｍ以下の細粒炭化タングステンが炭化タングステン全体
の２％以下で、かつ粒径３５μｍ以りの粗粒炭化タング
ステンが存在しない均一１＊−ｒのものが好ましく、立
方晶系化合物の結晶粒径は、ｉＴ’均拉径粒径５〜１．
０μｍで１粒径１５μｍを超えるη方晶系化合物の存在
しない均・粒子−のちのが好ましいものである。
Ｎｂ、Ｔｉ１Ｃ，［Ｗ、ｉ’ａ、’ｒｉ）（Ｃ，Ｎ）な
どの立方晶の結晶構造を有するη方晶系化合物とからな
る場合が好ましく、特に炭化タングステンが全体の７８
〜８９ｖｏ Ｉｌ１％で、η方晶系化合物が全体の３〜
ｌ Ｏｖｏ Ｉｌ１％ｌ１％レイ１る場合は、耐熱合金
などの難削材の切削１貝材料として好ましいものである
。また、この硬質相を構成している炭化タングステンの
結晶粒径は、・［均粒径１〜２５μｍで１粒径０．５μ
ｍ以下の細粒炭化タングステンが炭化タングステン全体
の２％以下で、かつ粒径３５μｍ以りの粗粒炭化タング
ステンが存在しない均一１＊−ｒのものが好ましく、立
方晶系化合物の結晶粒径は、ｉＴ’均拉径粒径５〜１．
０μｍで１粒径１５μｍを超えるη方晶系化合物の存在
しない均・粒子−のちのが好ましいものである。
本発明の高硬度及び高靭性焼結合金における結合相は、
具体的には２例えばＣｏ、 Ｎｉ、Ｃｏ−Ｎｉ合金又は
これらに硬質相を構成する４ａ、 ５ａ、 ６ｕ族金属
もしくはトｃが微；Ｕ含有してなる合金からなり、この
結合相１■が全体の８〜１２νｏ９．％含有している場
合が好ましいものである。
具体的には２例えばＣｏ、 Ｎｉ、Ｃｏ−Ｎｉ合金又は
これらに硬質相を構成する４ａ、 ５ａ、 ６ｕ族金属
もしくはトｃが微；Ｕ含有してなる合金からなり、この
結合相１■が全体の８〜１２νｏ９．％含有している場
合が好ましいものである。
本発明の高硬度及び高靭性焼結合金を作製するには、出
発物質の配合から焼結に至るまでの製造上程を従来の方
式で行うことができるけれども、特に出発物質の組成成
分と、出発物質の粒径及び粒度分布、並びに出発物質の
混合粉砕上程における粒径の調製とを合せて厳密に制御
することが重要である。例えば、焼結後に、η方晶系化
合物を形成するための粉末と結合相を形成するだめの粉
末の所定１ｔｔを第１状況合粉砕して、−γ方晶系化合
物を形成するだめの粉末の・ト均粒径を０７〜１．０μ
ｍとし、次いで約２５μｍの・ト均粒径で、粒径３．５
μｍ以上の粗粒を含イ１してない炭化タングステン粉末
を追加して短時間で第２状況合粉砕し、炭化タングステ
ン粉末の粉砕を抑えると共に均混合するという方法にす
ると、本発明の高硬度及び高靭性焼結合金が容易にｉ′
１られやすいことから好ましいことである。勿論、本発
明の高硬度及び高靭性焼結合金を作製するには、従来の
超硬合金又はサーメットと同様に、含イＴ炭素量、含右
窒累；１＃、及び不可避不純物、例えば含イ１゛酸素量
、ＣａＯ，！１ｔＣａＳｊ１ｉなどの制御を行い、得ら
れる焼結合金のイｉ孔度も厳密に制御する必要がある。
発物質の配合から焼結に至るまでの製造上程を従来の方
式で行うことができるけれども、特に出発物質の組成成
分と、出発物質の粒径及び粒度分布、並びに出発物質の
混合粉砕上程における粒径の調製とを合せて厳密に制御
することが重要である。例えば、焼結後に、η方晶系化
合物を形成するための粉末と結合相を形成するだめの粉
末の所定１ｔｔを第１状況合粉砕して、−γ方晶系化合
物を形成するだめの粉末の・ト均粒径を０７〜１．０μ
ｍとし、次いで約２５μｍの・ト均粒径で、粒径３．５
μｍ以上の粗粒を含イ１してない炭化タングステン粉末
を追加して短時間で第２状況合粉砕し、炭化タングステ
ン粉末の粉砕を抑えると共に均混合するという方法にす
ると、本発明の高硬度及び高靭性焼結合金が容易にｉ′
１られやすいことから好ましいことである。勿論、本発
明の高硬度及び高靭性焼結合金を作製するには、従来の
超硬合金又はサーメットと同様に、含イＴ炭素量、含右
窒累；１＃、及び不可避不純物、例えば含イ１゛酸素量
、ＣａＯ，！１ｔＣａＳｊ１ｉなどの制御を行い、得ら
れる焼結合金のイｉ孔度も厳密に制御する必要がある。
（作用）
本発明の高硬度及び高靭性焼結合金は、硬質相が主とし
て１０００℃における焼結合金の硬さを高める作用をし
、結合相が主として破壊靭性値を高める作用をしている
のであるが、実質的には、焼結合金の組成成分と硬質相
の粒径と硬質相看と結合相Ｍとの要因の制御が相反する
合金特性である１０００℃における硬さと破壊靭性値と
を同時に高めるという作用を可能にしたものである。
て１０００℃における焼結合金の硬さを高める作用をし
、結合相が主として破壊靭性値を高める作用をしている
のであるが、実質的には、焼結合金の組成成分と硬質相
の粒径と硬質相看と結合相Ｍとの要因の制御が相反する
合金特性である１０００℃における硬さと破壊靭性値と
を同時に高めるという作用を可能にしたものである。
（実施例）
実施例１
粒径 ２５〜３μｍの均一なＷＣ粉末（ａＷＣ） 、粒
径１μｍ以下のＴｉＣ扮末、 １’ ａ Ｃ１０）末
及びほぼ１μｍのＣｏ粉末を用いて、第１表に示したそ
れぞれの試料を配合した。これらの配合粉末の内、’ｒ
ｉＣ，’ｒａＣ及びＣｏ粉末を６φの超硬合金欠ボール
とアセトンと共にステンレス製容器に入れて４８時間の
第１状況合粉砕をしたあと、 ＷＣ粉末を追加して、史
に１５時間の第２状況合粉砕をして混合粉末を得た。こ
の混合粉末を乾燥後、パラフィンを添加し、金型を用い
てＩ Ｌｏｎ／ｃｍ″の圧力で加圧して成形体を得た。
径１μｍ以下のＴｉＣ扮末、 １’ ａ Ｃ１０）末
及びほぼ１μｍのＣｏ粉末を用いて、第１表に示したそ
れぞれの試料を配合した。これらの配合粉末の内、’ｒ
ｉＣ，’ｒａＣ及びＣｏ粉末を６φの超硬合金欠ボール
とアセトンと共にステンレス製容器に入れて４８時間の
第１状況合粉砕をしたあと、 ＷＣ粉末を追加して、史
に１５時間の第２状況合粉砕をして混合粉末を得た。こ
の混合粉末を乾燥後、パラフィンを添加し、金型を用い
てＩ Ｌｏｎ／ｃｍ″の圧力で加圧して成形体を得た。
この成形体中のパラフィンを加熱気散させた後、ｔｏ−
Ｌｏｒｒの真空中、 １４２０℃の温度、１時間保持の
条件で焼結して本発明品１゜２、：Ｓを得た。
Ｌｏｒｒの真空中、 １４２０℃の温度、１時間保持の
条件で焼結して本発明品１゜２、：Ｓを得た。
比較として、平均粒径１μｍのＷＣ粉宋（【）−ｗｃ）
、 ・）を均粒径２．８ｕｍのＷＣ粉末（Ｃ−冑Ｃ）
、″Ｖ−均粒径３．５μｍのＷＣ粉末（ｄ−１１Ｃ）と
、他に上述のｒｉＣ，ＴａＣ，Ｃｏの各粉末を用いて、
第冒表に示したそれぞれの試料を配合した。これらの配
合粉末を６φの超硬合金製ボールとアセトンと共にステ
ンレス製容２；に入れて６３時間混合粉砕して混合粉末
を得た。この混合粉末を上述の本発明品と同様に、成形
、焼結して比較品ｌ〜６を得た。
、 ・）を均粒径２．８ｕｍのＷＣ粉末（Ｃ−冑Ｃ）
、″Ｖ−均粒径３．５μｍのＷＣ粉末（ｄ−１１Ｃ）と
、他に上述のｒｉＣ，ＴａＣ，Ｃｏの各粉末を用いて、
第冒表に示したそれぞれの試料を配合した。これらの配
合粉末を６φの超硬合金製ボールとアセトンと共にステ
ンレス製容２；に入れて６３時間混合粉砕して混合粉末
を得た。この混合粉末を上述の本発明品と同様に、成形
、焼結して比較品ｌ〜６を得た。
こうして得た本発明品１，２．３及び比較品１．２，３
，４．５．６のそれぞれを金属顕微鏡で硬質相の粒径を
観察し、さらに室温での硬さ。
，４．５．６のそれぞれを金属顕微鏡で硬質相の粒径を
観察し、さらに室温での硬さ。
０００℃での硬さ及びビラカース硬度計の圧痕による方
法でもって破壊靭性値を求めて、それぞれの結果を第２
表に示した。
法でもって破壊靭性値を求めて、それぞれの結果を第２
表に示した。
以下余白
実施例２
実施例１で得た本発明品１〜３及び比較品１〜６を用い
て、Ｆ記 ＩＡ）〜（１）の切削条件でもって切削試験
を行い、その結果を第：３表に示した。
て、Ｆ記 ＩＡ）〜（１）の切削条件でもって切削試験
を行い、その結果を第：３表に示した。
ＩＡＩ 切削条件
被削＋４ インコネル７＋８＋１１．ｃ ４１．８
＋チツプ形状 ＣＮＭＧ １２０４０８ 切削速度 ３０ ｍ／ｍｉｎ 切込みｒｉｔ １．５ｍｍ 送り ０．３ ｍｍ／ｒｅｖ ｍｍ曲使用１ 、評価 平均逃げ面摩耗ｍ Ｖｏ＝ ０．４ ｎ
＋＋＋＋に（１３）切削条件 被削材 チップ形状 切削速度 ９ノ込みＭ 送り 達するまでの切削時間 インコネル７１１１（１１，、Ｃ４１，８１ＣＮＭＧ
１２０４０８ ４０ ｍ／ｎ＋ｉｎ 、５ｍｍ ０．３ ｍｍ１ｒｅｖ 切削油使用。
＋チツプ形状 ＣＮＭＧ １２０４０８ 切削速度 ３０ ｍ／ｍｉｎ 切込みｒｉｔ １．５ｍｍ 送り ０．３ ｍｍ／ｒｅｖ ｍｍ曲使用１ 、評価 平均逃げ面摩耗ｍ Ｖｏ＝ ０．４ ｎ
＋＋＋＋に（１３）切削条件 被削材 チップ形状 切削速度 ９ノ込みＭ 送り 達するまでの切削時間 インコネル７１１１（１１，、Ｃ４１，８１ＣＮＭＧ
１２０４０８ ４０ ｍ／ｎ＋ｉｎ 、５ｍｍ ０．３ ｍｍ１ｒｅｖ 切削油使用。
評価
（Ｃ）切削条件
被削材
チップ形状
切削速度
切込みｌｉ
送り
切削油使用、
評価
（０）切削条件
被削材
デツプ形状
切削速度
切込み川
平均逃げ面摩耗量ｙ、＝。
達するまでの切削時間
ｍｎ＋に
（断続切削）
インコネル？＋８＋Ｉ１．Ｃ
４本スロット入
ＣＮＭＧ １２０４０８
２０ ｍ／ｍ１ｎ
１．０ｍｍ
０．１ ｍｍ１ｒｅｖ
４１．８１
チッピング又は欠損が生じるま
での衝撃回数
ナイ干ニック
ＣＮＭＧ １２０４０８
３０ ｍ／１ＩＩｉｎ
１．５ｍｍ
８０Ａ＋Ｉ１．Ｃ
３７，９）
送り
０．３ ｍｍ／ｒｅｖ
切削油使用、
評価
・Ｖ−均逃げ面摩耗頃ＶＩｌ＝ ０．３ ｍｍｉ：達す
るまでの切削時間 評価 チッピング又は欠損が生じるま でのｉｆ＋撃回数 （１’、）切削条件 被削材 チップ形状 切削速度 切込み量 送り 評価 ＩＦＩ切削条件 被削材 チップ形状 切削速度 切込み星 送り ナイモニック８０Ａ！１ＩＩｌｃ ３７．９）ＣＮＭＧ
１２０４０８ ４０ ｎａ／ｍ１ｎ １．５ｍｍ ０．３ ｍｍ／ｒｅｖ 平均逃げ面摩耗］Ｖａ＝０．３ ｍｍに達するまでの切
削時間 （断続切削） ナイ干ニック ８０Ａ＋１１．、Ｃ３７，９１４本スロ
ット人 ＣＮＭＧ １２０４０Ｂ ２０ ｎ／ｍ１ｎ １．０＋ｎｍ Ｑ、Ｉ ｍｍ／ｒｅｖ （に）切削条件 被削材 チップ形状 切削速度 ジノ込み晴 送り 切削油使用。
るまでの切削時間 評価 チッピング又は欠損が生じるま でのｉｆ＋撃回数 （１’、）切削条件 被削材 チップ形状 切削速度 切込み量 送り 評価 ＩＦＩ切削条件 被削材 チップ形状 切削速度 切込み星 送り ナイモニック８０Ａ！１ＩＩｌｃ ３７．９）ＣＮＭＧ
１２０４０８ ４０ ｎａ／ｍ１ｎ １．５ｍｍ ０．３ ｍｍ／ｒｅｖ 平均逃げ面摩耗］Ｖａ＝０．３ ｍｍに達するまでの切
削時間 （断続切削） ナイ干ニック ８０Ａ＋１１．、Ｃ３７，９１４本スロ
ット人 ＣＮＭＧ １２０４０Ｂ ２０ ｎ／ｍ１ｎ １．０＋ｎｍ Ｑ、Ｉ ｍｍ／ｒｅｖ （に）切削条件 被削材 チップ形状 切削速度 ジノ込み晴 送り 切削油使用。
、Ｊｌ市
（１１）切削条ヂ１
被削材
チップ形状
切削速度
切込みＩＩｔ
送り
Ｔｉ−５八氾 −４ｖ
ＣＮＭＧ １２０４０８
４０ ｍ／ｍ１ｎ
１．５ｍｍ
０．３ ｍｍ／ｒｅｖ
合金
９［′均逃げ面ゲ耗：、ＩＶ＋ｔ＝Ｏ
達するまでの切削時間
［１−６八ρ −４ｖ
ＣＮＭＧ １２０４０８
６０ ｍ／ｍｉ口
５ｍｍ
０．３ ｍｍ／ｒｅｖ
合金
ｍｍに
切削油使用。
評価 平均逃げ面摩耗ｒａ Ｖａ＝ ０．４ ｎ
ｕｎに達するまでの切削時間 切削条件 （断続切削） 被削材 Ｔｉ −６Ａｊ２−４Ｖ 合金４本スロ
ット人 チップ形状 ＣＮＭＧ １２０４０８ 切削速度 ３０ ｍ／ｍｉｎ 切込みｆｉｔ １．Ｏｍｍ 送り ０．１ ｍｍ／ｒｃｖ 切削油使用。
ｕｎに達するまでの切削時間 切削条件 （断続切削） 被削材 Ｔｉ −６Ａｊ２−４Ｖ 合金４本スロ
ット人 チップ形状 ＣＮＭＧ １２０４０８ 切削速度 ３０ ｍ／ｍｉｎ 切込みｆｉｔ １．Ｏｍｍ 送り ０．１ ｍｍ／ｒｃｖ 切削油使用。
評１１ チッピング又は欠損が生じるでの衝撃
回数 ま 以下余白 （発明の効果） 以上０の結果、本発明の高映度及び高靭性焼結合金は、
従来の焼結合金においては二律背反的な特性とされてい
た１圓０’Ｃにおける硬さと破壊靭性値との両方がバラ
ンスよくすぐれているもので、その結果、難削材料とさ
れているインコネル、ナイモニックなどの耐熱合金や「
ｉ合金を切削するための切削工具＋４料として用いると
、−・１摩耗性及びｉ−１衝Ｓ性がバランスよくすぐれ
るという効果を発ｔｉｌｔするものである。
回数 ま 以下余白 （発明の効果） 以上０の結果、本発明の高映度及び高靭性焼結合金は、
従来の焼結合金においては二律背反的な特性とされてい
た１圓０’Ｃにおける硬さと破壊靭性値との両方がバラ
ンスよくすぐれているもので、その結果、難削材料とさ
れているインコネル、ナイモニックなどの耐熱合金や「
ｉ合金を切削するための切削工具＋４料として用いると
、−・１摩耗性及びｉ−１衝Ｓ性がバランスよくすぐれ
るという効果を発ｔｉｌｔするものである。
特許出願人 東芝タンガロイ株式会社
Claims (2)
- （１）周期律表の４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭化物、炭
窒化物及びこれらの相互固溶体の中の少なくとも１種の
硬質相と、Ｃｏ及び／又はＮｉを主成分とする結合相と
不可避不純物とからなる焼結合金において、該焼結合金
は破壊靭性値が１０．３ＭＮ・ｍ＾−＾３＾／＾２以上
で、かつ１０００℃におけるマイロクビッカース硬さが
４２０以上であることを特徴とする高硬度及び高靭性焼
結合金。 - （２）上記焼結合金が周期律表の４ａ、５ａ、６ａ族金
属の炭化物、炭窒化物及びこれらの相互固溶体の中の少
なくとも１種の立方晶系化合物３〜１０ｖｏｌ％と炭化
タングステン７８〜８９ｖｏｌ％とでなる硬質相と、Ｃ
ｏ及び／又はＮｉを主成分とする結合相８〜１２ｖｏｌ
％と不可避不純物とからなることを特徴とする特許請求
の範囲第１項記載の高硬度及び高靭性焼結合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1006279A JP2514088B2 (ja) | 1989-01-13 | 1989-01-13 | 高硬度及び高靭性焼結合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1006279A JP2514088B2 (ja) | 1989-01-13 | 1989-01-13 | 高硬度及び高靭性焼結合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02185941A true JPH02185941A (ja) | 1990-07-20 |
| JP2514088B2 JP2514088B2 (ja) | 1996-07-10 |
Family
ID=11633962
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1006279A Expired - Lifetime JP2514088B2 (ja) | 1989-01-13 | 1989-01-13 | 高硬度及び高靭性焼結合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2514088B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7163657B2 (en) | 2003-12-03 | 2007-01-16 | Kennametal Inc. | Cemented carbide body containing zirconium and niobium and method of making the same |
| US8834594B2 (en) | 2011-12-21 | 2014-09-16 | Kennametal Inc. | Cemented carbide body and applications thereof |
| CN115305403A (zh) * | 2022-08-18 | 2022-11-08 | 中南大学 | 一种超强超硬高断裂韧性的硬质合金及其制备方法 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS51124607A (en) * | 1975-04-25 | 1976-10-30 | Mitsubishi Metal Corp | A high-toughness-wc-based super alloy |
-
1989
- 1989-01-13 JP JP1006279A patent/JP2514088B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS51124607A (en) * | 1975-04-25 | 1976-10-30 | Mitsubishi Metal Corp | A high-toughness-wc-based super alloy |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7163657B2 (en) | 2003-12-03 | 2007-01-16 | Kennametal Inc. | Cemented carbide body containing zirconium and niobium and method of making the same |
| US7309466B2 (en) | 2003-12-03 | 2007-12-18 | Kennametal Inc. | Cemented carbide body containing zirconium and niobium and method of making the same |
| US8394169B2 (en) | 2003-12-03 | 2013-03-12 | Kennametal Inc. | Cemented carbide body containing zirconium and niobium and method of making the same |
| US8834594B2 (en) | 2011-12-21 | 2014-09-16 | Kennametal Inc. | Cemented carbide body and applications thereof |
| CN115305403A (zh) * | 2022-08-18 | 2022-11-08 | 中南大学 | 一种超强超硬高断裂韧性的硬质合金及其制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2514088B2 (ja) | 1996-07-10 |
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