JPH0346538B2 - - Google Patents
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- JPH0346538B2 JPH0346538B2 JP62206461A JP20646187A JPH0346538B2 JP H0346538 B2 JPH0346538 B2 JP H0346538B2 JP 62206461 A JP62206461 A JP 62206461A JP 20646187 A JP20646187 A JP 20646187A JP H0346538 B2 JPH0346538 B2 JP H0346538B2
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Landscapes
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- Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は超硬合金に関し、特に平均粒径が0.7μ
ｍ以下の微細なWC粒子を含有する耐摩耗性およ
び靱性に優れた合金であつて、シヤープエツヂを
有し、切削速度が低速領域（50ｍ／min以下）と
なる切削工具いわゆるエンドミル、ドリル等の回
転工具などに適用分野を持つ超硬合金に関するも
のである。
ｍ以下の微細なWC粒子を含有する耐摩耗性およ
び靱性に優れた合金であつて、シヤープエツヂを
有し、切削速度が低速領域（50ｍ／min以下）と
なる切削工具いわゆるエンドミル、ドリル等の回
転工具などに適用分野を持つ超硬合金に関するも
のである。
従来炭化タングステン（以下WCで示す）を主
体とした硬質相をCo、Niなどの金属相で結合し
た超硬合金は切削工具、耐摩耗工具、耐衝撃工具
等の素材として広範に用いられており、とりわけ
平均粒径が0.7μｍ以下のWC粒子を含む超硬合金
（以下超微粒子超硬合金と称する）は一般の超硬
合金に比べて、同一硬度ならば靱性が高く、同一
抗析力ならば硬さが高いという特性を有する。こ
のため耐折損性や刃先強度を要求される小径の回
転工具のような低速切削工具において高速度工具
鋼に置き換わる材料として用いられており、高能
率高精度加工を実現する上での高靭性工具素材と
して重要な意義を有している。
体とした硬質相をCo、Niなどの金属相で結合し
た超硬合金は切削工具、耐摩耗工具、耐衝撃工具
等の素材として広範に用いられており、とりわけ
平均粒径が0.7μｍ以下のWC粒子を含む超硬合金
（以下超微粒子超硬合金と称する）は一般の超硬
合金に比べて、同一硬度ならば靱性が高く、同一
抗析力ならば硬さが高いという特性を有する。こ
のため耐折損性や刃先強度を要求される小径の回
転工具のような低速切削工具において高速度工具
鋼に置き換わる材料として用いられており、高能
率高精度加工を実現する上での高靭性工具素材と
して重要な意義を有している。
以上のような特徴を有するため、超微粒子超硬
合金として小径エンドミルに需要が多い。これは
従来の普通粒度（1μｍ以上）超硬では、低速切
削領域においては刃先へ被削材が溶着、脱落し切
れ刃にチツピングを生じやすい。即ち圧着分離損
傷を起こしやすいが、WC粒子径が0.7μｍ以下の
超微粒子超硬合金ではWC粒子間の結合力が増大
するためこれを防止できる。このため高速度工具
鋼に代わる高寿命工具材料としてこの種の超微粒
子超硬合金が近年脚光を浴びてきている。WC粒
子を微細且つ均粒化することにより強度を向上す
る原理は次のように考えられる。即ちオロワンの
分散強化理論によれば σ＝μb／λ （但し、σ：引張強さ、μ：剛性率、λ：平均粒
子間隔、ｂ：バーガースペクトル） で表わされる。WC粒子径が小さくなるほどλは
小さくなるのでσは大きくなる。ソビエト雑誌パ
ウダーメタラジーアンドメタルセラミツク第22号
（1964年、300〜310ページ）に記載されたイベン
セン他の論文によれば超硬合金の引張強さは破断
強さに対応したものといわれているのでσ（引張
強さ）が大きいほど硬さ、抗折力共に増大するこ
とになる。
合金として小径エンドミルに需要が多い。これは
従来の普通粒度（1μｍ以上）超硬では、低速切
削領域においては刃先へ被削材が溶着、脱落し切
れ刃にチツピングを生じやすい。即ち圧着分離損
傷を起こしやすいが、WC粒子径が0.7μｍ以下の
超微粒子超硬合金ではWC粒子間の結合力が増大
するためこれを防止できる。このため高速度工具
鋼に代わる高寿命工具材料としてこの種の超微粒
子超硬合金が近年脚光を浴びてきている。WC粒
子を微細且つ均粒化することにより強度を向上す
る原理は次のように考えられる。即ちオロワンの
分散強化理論によれば σ＝μb／λ （但し、σ：引張強さ、μ：剛性率、λ：平均粒
子間隔、ｂ：バーガースペクトル） で表わされる。WC粒子径が小さくなるほどλは
小さくなるのでσは大きくなる。ソビエト雑誌パ
ウダーメタラジーアンドメタルセラミツク第22号
（1964年、300〜310ページ）に記載されたイベン
セン他の論文によれば超硬合金の引張強さは破断
強さに対応したものといわれているのでσ（引張
強さ）が大きいほど硬さ、抗折力共に増大するこ
とになる。
しかし実際の合金においては組織的欠陥が破壊
の起源として作用する。超微粒子超硬合金は焼結
温度におけるWC粒子の粒成長を防止するため
に、粒成長抑制材としてCr3C2、VC、TaC、
NbCなどを添加する必要があるが、この際添加
量が多すぎると未溶解炭化物がスケルトン状の粗
大な凝集炭化物を形成し、また少なすぎるとWC
に対する粒成長抑制効果が減じ異状成長WC粒が
生じると共に平均粒度も粗くなる。これらいずれ
の場合も粗大粒子が破壊の起源となるために硬さ
が低下すると同時に脆くなる。従つて通常は焼結
温度における添加炭化物の溶解度限よりも若干少
ない量が最も効果的であり、一般にはそのような
添加が行なわれている。然るに冷却時に溶解度が
減少する結果Ｗを過剰に固溶した非平衡の（Ｍ、
Ｗ）C1-Xなる第３相が斑状に且つ不均一に晶出し
(1)炭化物の接着度を増大する(2)破壊の起源として
作用するなどの理由で過少添加、過剰添加の場合
ほどではないが合金の脆化要因の一つであり、超
微粒子超硬合金の強度向上を計る上での最大の阻
害要因であつた。
の起源として作用する。超微粒子超硬合金は焼結
温度におけるWC粒子の粒成長を防止するため
に、粒成長抑制材としてCr3C2、VC、TaC、
NbCなどを添加する必要があるが、この際添加
量が多すぎると未溶解炭化物がスケルトン状の粗
大な凝集炭化物を形成し、また少なすぎるとWC
に対する粒成長抑制効果が減じ異状成長WC粒が
生じると共に平均粒度も粗くなる。これらいずれ
の場合も粗大粒子が破壊の起源となるために硬さ
が低下すると同時に脆くなる。従つて通常は焼結
温度における添加炭化物の溶解度限よりも若干少
ない量が最も効果的であり、一般にはそのような
添加が行なわれている。然るに冷却時に溶解度が
減少する結果Ｗを過剰に固溶した非平衡の（Ｍ、
Ｗ）C1-Xなる第３相が斑状に且つ不均一に晶出し
(1)炭化物の接着度を増大する(2)破壊の起源として
作用するなどの理由で過少添加、過剰添加の場合
ほどではないが合金の脆化要因の一つであり、超
微粒子超硬合金の強度向上を計る上での最大の阻
害要因であつた。
またこのような斑状晶出炭化物が共存すると工
具として使用中に刃先摩耗発達とは無関係に突然
欠損が生じたりすることがあり、切削工具として
の刃先の耐チツピング性に対する信頼性の点で課
題があつた。
具として使用中に刃先摩耗発達とは無関係に突然
欠損が生じたりすることがあり、切削工具として
の刃先の耐チツピング性に対する信頼性の点で課
題があつた。
そこで本発明者らは前記超微粒子超硬合金の硬
さと靱性を更に向上すると同時に、工具化した場
合の切削工具としての刃先の耐チツピング性に対
する信頼性を増すべく研究を進めた結果、Crと
（Ta、Nb）Ｃを複合してある一定の範囲の量を
添加することにより、（Ta、Nb）Ｃの未溶解炭
化物粒子径が0.7μｍとなつて、粒子分散強化作用
を発揮し、切削工具材料として、抜群の強度の耐
チツピング性能がもたらされることを見出した。
さと靱性を更に向上すると同時に、工具化した場
合の切削工具としての刃先の耐チツピング性に対
する信頼性を増すべく研究を進めた結果、Crと
（Ta、Nb）Ｃを複合してある一定の範囲の量を
添加することにより、（Ta、Nb）Ｃの未溶解炭
化物粒子径が0.7μｍとなつて、粒子分散強化作用
を発揮し、切削工具材料として、抜群の強度の耐
チツピング性能がもたらされることを見出した。
即ち（Ta、Nb）Ｃの下限値については結合相
に対して各々の焼結温度における溶解度限以上の
添加量とし斑状晶出炭化物を生成させないと同時
に上限値については製品として出来上つたとき
（Ta、Nb）Ｃを含む未溶解炭化物の粒子径が
0.7μｍ以下となるような添加量に抑える。これに
よりWCに加えて添加炭化物も分散強化因子とし
て作用し、合金の強度が大幅に向上する。第１図
によれば添加炭化物（Ta、Nb）Ｃ量がＡ点から
Ｄ点に向けて増えるにつれて斑状晶炭化物が増大
するためにＡ点からＢ点にかけて抗折力が低下す
る。溶解度限のＢ点を越えると未溶解炭化物とな
り斑状晶出炭化物がなくなるために抗折力は回復
しＣ点からＤ点にかけてピークとなり、それ以上
では凝集炭化物の生成により再び低下する。また
硬さはＢ点までは上昇しそれ以上添加すると緩や
かに低下する傾向となる。従つて硬さも抗折力も
高い合金をつくるためにはＣ点〜Ｄ点の範囲で選
択した（Ta、Nb）Ｃ添加量が良いことになる。
なおＡ点〜Ｄ点は合金の組成によつて変化するの
で定性的に示した。
に対して各々の焼結温度における溶解度限以上の
添加量とし斑状晶出炭化物を生成させないと同時
に上限値については製品として出来上つたとき
（Ta、Nb）Ｃを含む未溶解炭化物の粒子径が
0.7μｍ以下となるような添加量に抑える。これに
よりWCに加えて添加炭化物も分散強化因子とし
て作用し、合金の強度が大幅に向上する。第１図
によれば添加炭化物（Ta、Nb）Ｃ量がＡ点から
Ｄ点に向けて増えるにつれて斑状晶炭化物が増大
するためにＡ点からＢ点にかけて抗折力が低下す
る。溶解度限のＢ点を越えると未溶解炭化物とな
り斑状晶出炭化物がなくなるために抗折力は回復
しＣ点からＤ点にかけてピークとなり、それ以上
では凝集炭化物の生成により再び低下する。また
硬さはＢ点までは上昇しそれ以上添加すると緩や
かに低下する傾向となる。従つて硬さも抗折力も
高い合金をつくるためにはＣ点〜Ｄ点の範囲で選
択した（Ta、Nb）Ｃ添加量が良いことになる。
なおＡ点〜Ｄ点は合金の組成によつて変化するの
で定性的に示した。
これに対応した（Ta、Nb）Ｃの添加量は重量
％で（以下同じ）0.4％以上05％未満になる。
％で（以下同じ）0.4％以上05％未満になる。
次にCrについては結合相に対する固溶限以下
に前記添加炭化物と複合添加することにより、
Crと複合添加される（Ta、Nb）Ｃ添加量と硬さ
及び抗折力の関係を示す第１図におけるＣ点〜Ｄ
点のピーク抗折力および硬さの値を増大する効果
があることを見出した。これは各種炭化物の生成
自由エネルギーを示す第２図でわかるようにCr
がＷ、Ta、Coよりも炭化物生成に要する標準自
由エネルギーが小さく従つてCr3C2が化学的に安
定であるため、添加炭化物がCo相中に固溶して
形成すると考えられる非平衡相（Ｍ、Ｗ）C1-Xの
ｘを大きくする作用をなし従つて結合相中へのＷ
固溶量を増大するためと思われる。なおＭは添加
金属を示す。本発明は前述の知見に基づいてなさ
れたものであつて、超微粒子超硬合金における粒
成長抑制材としてCrと（Ta、Nb）Ｃを一定の範
囲の量だけ複合添加することにより従来の合金の
欠点を補い、合金強度も著しく増大した新規な超
微粒子超硬合金に関するものである。
に前記添加炭化物と複合添加することにより、
Crと複合添加される（Ta、Nb）Ｃ添加量と硬さ
及び抗折力の関係を示す第１図におけるＣ点〜Ｄ
点のピーク抗折力および硬さの値を増大する効果
があることを見出した。これは各種炭化物の生成
自由エネルギーを示す第２図でわかるようにCr
がＷ、Ta、Coよりも炭化物生成に要する標準自
由エネルギーが小さく従つてCr3C2が化学的に安
定であるため、添加炭化物がCo相中に固溶して
形成すると考えられる非平衡相（Ｍ、Ｗ）C1-Xの
ｘを大きくする作用をなし従つて結合相中へのＷ
固溶量を増大するためと思われる。なおＭは添加
金属を示す。本発明は前述の知見に基づいてなさ
れたものであつて、超微粒子超硬合金における粒
成長抑制材としてCrと（Ta、Nb）Ｃを一定の範
囲の量だけ複合添加することにより従来の合金の
欠点を補い、合金強度も著しく増大した新規な超
微粒子超硬合金に関するものである。
即ち重量％でCo及び／またはNiを３〜30％、
Crを0.2〜0.8％、（Ta、Nb）Ｃを0.4％以上５％
未満含有し、残部がWCおよび不可避不純物から
なる組成を有し、且つ合金中の前記WCの平均粒
径が0.7μｍ以下、および（Ta、Nb）Ｃの粒子径
が0.7μｍ以下であることを特徴とする切削工具材
料として使用されたとき刃先の耐摩耗性および靱
性に優れ極めて高強度の耐チツピング性のある切
削工具用WC基超硬合金を提供するものとなつ
た。次に本発明の超硬合金において前述のように
成分範囲を限定した理由について述べる。
Crを0.2〜0.8％、（Ta、Nb）Ｃを0.4％以上５％
未満含有し、残部がWCおよび不可避不純物から
なる組成を有し、且つ合金中の前記WCの平均粒
径が0.7μｍ以下、および（Ta、Nb）Ｃの粒子径
が0.7μｍ以下であることを特徴とする切削工具材
料として使用されたとき刃先の耐摩耗性および靱
性に優れ極めて高強度の耐チツピング性のある切
削工具用WC基超硬合金を提供するものとなつ
た。次に本発明の超硬合金において前述のように
成分範囲を限定した理由について述べる。
CoおよびNi
これらの成分は共に焼結中に液相となり、
WC粒子の結合相として作用するとともに、合
金に靱性を付与する。これらの含有量が３％未
満では焼結不充分となるとともに合金が靱性不
足となる。一方30％を越えると硬さ低下が著し
く耐摩耗性が悪くなるためにこれらの含有量を
３〜30％と限定した。
WC粒子の結合相として作用するとともに、合
金に靱性を付与する。これらの含有量が３％未
満では焼結不充分となるとともに合金が靱性不
足となる。一方30％を越えると硬さ低下が著し
く耐摩耗性が悪くなるためにこれらの含有量を
３〜30％と限定した。
Cr
本成分は（Ta、Nb）Ｃとともに結合相中に
固溶して、WCの粒成長を抑制する作用を有す
るとともに結合相中へのＷの固溶量を増大させ
合金の強度の向上に効果があるが、その含有量
が0.2％未満では（Ta、Nb）Ｃと複合添加し
ても所望の粒成長抑制効果が得られず、一方
0.8％を越えて添加すると冷却中に第３相とし
て晶出し合金の脆化要因となることからその含
有量を0.2〜0.8％と限定した。
固溶して、WCの粒成長を抑制する作用を有す
るとともに結合相中へのＷの固溶量を増大させ
合金の強度の向上に効果があるが、その含有量
が0.2％未満では（Ta、Nb）Ｃと複合添加し
ても所望の粒成長抑制効果が得られず、一方
0.8％を越えて添加すると冷却中に第３相とし
て晶出し合金の脆化要因となることからその含
有量を0.2〜0.8％と限定した。
尚Crは前記効果だけでなく合金の耐食性向
上にも有効である。
上にも有効である。
（Ta、Nb）Ｃ
（Ta、Nb）Ｃ（NbC／TaC＝５／95〜30／
70重量比）は未溶解炭化物として残留するとと
もに、一部は結合相中に固溶してCrとともに
WCの粒成長を抑制する効果をなす。また焼結
温度からの冷却中に組織的欠陥となる斑状の晶
出炭化物としてではなく未溶解炭化物の周囲に
析出し、（Ta、Nb）ＣがWC粒子とともに均一
微細に分布した形態をなし、合金の分散強化因
子として作用する。
70重量比）は未溶解炭化物として残留するとと
もに、一部は結合相中に固溶してCrとともに
WCの粒成長を抑制する効果をなす。また焼結
温度からの冷却中に組織的欠陥となる斑状の晶
出炭化物としてではなく未溶解炭化物の周囲に
析出し、（Ta、Nb）ＣがWC粒子とともに均一
微細に分布した形態をなし、合金の分散強化因
子として作用する。
これらの含有量が0.4％未満では粒成長抑制
効果が期待できないだけではなく焼結温度にお
ける溶解度限以下となるために未溶解炭化物と
してではなく、斑状晶出炭化物として焼結後に
存在することになり合金を劣化させる。また
0.5％以上添加すると耐溶着性の向上はあるか
も知れないが、未溶解の固溶体炭化物相が多く
なりすぎ、且つ粗大となるためやはり靱性低下
を招く。即ち、切削工具などとして苛酷な条件
下で使用される場合、ただ単に粒成長抑制材を
添加してWC粒子を微細にしただけの超微粒子
超硬合金では、刃先強度など不十分で、特に切
削工具材料として使用されたとき刃先の耐チツ
ピングに問題があつた。このため、本発明は
（Ta、Nb）Ｃの含有量を0.4％以上５％未満と
限定した。
効果が期待できないだけではなく焼結温度にお
ける溶解度限以下となるために未溶解炭化物と
してではなく、斑状晶出炭化物として焼結後に
存在することになり合金を劣化させる。また
0.5％以上添加すると耐溶着性の向上はあるか
も知れないが、未溶解の固溶体炭化物相が多く
なりすぎ、且つ粗大となるためやはり靱性低下
を招く。即ち、切削工具などとして苛酷な条件
下で使用される場合、ただ単に粒成長抑制材を
添加してWC粒子を微細にしただけの超微粒子
超硬合金では、刃先強度など不十分で、特に切
削工具材料として使用されたとき刃先の耐チツ
ピングに問題があつた。このため、本発明は
（Ta、Nb）Ｃの含有量を0.4％以上５％未満と
限定した。
以下に本発明の内容を実施例により詳細に説明
する。
する。
実施例 １
原料として平均粒径0.6μｍのWC粉末、同1μｍ
のCo粉末、同1μｍのNi粉末、同2μｍのCr3C2粉
末、同1.2μｍの（Ta、Nb）Ｃ粉末（NbC／TaC
＝10／90）を第１表に示される最終組成（Cr3C2
添加量はCr量に換算して示す）の合金となるよ
うに所定の比率で配合し、アセトンを溶媒として
ボールミルで72時間混合して、出来上つた製品の
未溶解（Ta、Nb）Ｃの粒子が0.7μｍ以下となる
ようにした後、アセトンを揮散させて混合粉末を
得た。得られた混合粉末に有機高分子系粘結剤を
混練機で混ぜて混練粉末とし、この混練粉末を押
出機により1ton／cm2の圧力でφ8.4程度の丸棒に成
形した。この成形体を水素雰囲気中で加熱脱脂し
た後、0.1Torrの真空雰囲気中において第１表に
示す焼結条件で焼結し、本発明超硬合金１〜13お
よび比較超合金１〜14を製造した。得られた相結
体（φ6.3の丸棒材）をダイヤモンド砥石で研磨し
て４×４×25mmの抗折試験片を作成し、これら試
験片についてスパン距離20mmの３点曲げ抗折試験
を行なつて抗折力を測定するとともに、硬さ（ロ
ツクウエルＡスケール）も測定した。
のCo粉末、同1μｍのNi粉末、同2μｍのCr3C2粉
末、同1.2μｍの（Ta、Nb）Ｃ粉末（NbC／TaC
＝10／90）を第１表に示される最終組成（Cr3C2
添加量はCr量に換算して示す）の合金となるよ
うに所定の比率で配合し、アセトンを溶媒として
ボールミルで72時間混合して、出来上つた製品の
未溶解（Ta、Nb）Ｃの粒子が0.7μｍ以下となる
ようにした後、アセトンを揮散させて混合粉末を
得た。得られた混合粉末に有機高分子系粘結剤を
混練機で混ぜて混練粉末とし、この混練粉末を押
出機により1ton／cm2の圧力でφ8.4程度の丸棒に成
形した。この成形体を水素雰囲気中で加熱脱脂し
た後、0.1Torrの真空雰囲気中において第１表に
示す焼結条件で焼結し、本発明超硬合金１〜13お
よび比較超合金１〜14を製造した。得られた相結
体（φ6.3の丸棒材）をダイヤモンド砥石で研磨し
て４×４×25mmの抗折試験片を作成し、これら試
験片についてスパン距離20mmの３点曲げ抗折試験
を行なつて抗折力を測定するとともに、硬さ（ロ
ツクウエルＡスケール）も測定した。
さらにこれら合金中のWC相の平均粒径を走査
型電子顕微鏡（SEM）により測定した。第１表
にこれらの結果を総括して示す。
型電子顕微鏡（SEM）により測定した。第１表
にこれらの結果を総括して示す。
第１表に示される結果から本発明合金１〜13は
いずれもWCの平均粒径が0.7μｍ以下と細かく、
同一結合金属（CoまたはNi）相量の比較合金と
比べると硬さはHRＡで同等ないしは0.5高く、抗
折力は20〜50Kg／mm2高いことがわかる。以下これ
らの内容を詳しく考えみる。
いずれもWCの平均粒径が0.7μｍ以下と細かく、
同一結合金属（CoまたはNi）相量の比較合金と
比べると硬さはHRＡで同等ないしは0.5高く、抗
折力は20〜50Kg／mm2高いことがわかる。以下これ
らの内容を詳しく考えみる。
粒成長抑制剤としてCrと複合して添加される
（Ta、Nb）Ｃ添加量が斑状晶出炭化物生成域
（第１図におけるＡ点とＢ点の間）にある比較超
硬合金５、７とそれぞれに対応する本発明合金
４、６とを比べると、本発明合金の方が硬さで
HRA0.2、抗折力では40Kg／mm2も高い。また
（Ta、Nb）C.添加量が凝集炭化物を生成しやす
い領域（第１図におけるＤ点より右側）にある比
較合金４、９、11とそれぞれ対応する本発明合金
４、７、10とを比べると、本発明合金の方が硬さ
で同等ないしはHRA0.2高く抗折力はやはり30
Kg／mm2高い。これらの例から粒成長抑制剤として
Crは複合添加される（Ta、Nb）Ｃを第１図のＣ
点からＤ点の間で示される範囲の量だけ添加する
ことはより合金強度が著しく向上することが明ら
かである。
（Ta、Nb）Ｃ添加量が斑状晶出炭化物生成域
（第１図におけるＡ点とＢ点の間）にある比較超
硬合金５、７とそれぞれに対応する本発明合金
４、６とを比べると、本発明合金の方が硬さで
HRA0.2、抗折力では40Kg／mm2も高い。また
（Ta、Nb）C.添加量が凝集炭化物を生成しやす
い領域（第１図におけるＤ点より右側）にある比
較合金４、９、11とそれぞれ対応する本発明合金
４、７、10とを比べると、本発明合金の方が硬さ
で同等ないしはHRA0.2高く抗折力はやはり30
Kg／mm2高い。これらの例から粒成長抑制剤として
Crは複合添加される（Ta、Nb）Ｃを第１図のＣ
点からＤ点の間で示される範囲の量だけ添加する
ことはより合金強度が著しく向上することが明ら
かである。
次にCrの複合添加の効果についてみると、Cr
を含まない比較合金１、２、３、６、８、10、
12、13、14とそれぞれに対応する本発明合金１、
２、３、５、７、９、11、12、13とを比べた場
合、本発明合金の方が硬さでHRA0.2〜0.5抗折力
で20〜30Kg／mm2高い。即ち第１図におけるＣ点か
らＤ点までの硬さおよび抗折力のピーク値をCr
を複合添加することにより増大させることができ
ることがわかる。
を含まない比較合金１、２、３、６、８、10、
12、13、14とそれぞれに対応する本発明合金１、
２、３、５、７、９、11、12、13とを比べた場
合、本発明合金の方が硬さでHRA0.2〜0.5抗折力
で20〜30Kg／mm2高い。即ち第１図におけるＣ点か
らＤ点までの硬さおよび抗折力のピーク値をCr
を複合添加することにより増大させることができ
ることがわかる。
実施例 ２
実施例１において調製したφ6.3の丸棒素材試料
のうち、通常エンドミル用として適するCo量15
％の超微粒子超硬合金に対応する本発明合金７お
よび比較合金８、９から直径６mmの２枚刃エンド
ミルを作成し 被削剤：SKD11（HB330） 切削速度：30.2（ｍ／min） 送り：0.038（mm／刃・rev） 切込み：９（Ad）×1.5（Rd） 切削方式：ダウンカツト という切削条件により鋼の乾式切削を実施し逃げ
面摩耗幅0.1mmないしは被削材の圧着分離損傷に
よるチツピング発生を寿命基準としてその寿命に
至るまでの切削長を求めその結果を第２表に示し
た。この結果をみると本発明合金は比較合金に比
べて２倍以上の工具寿命を持つことがわかる。
のうち、通常エンドミル用として適するCo量15
％の超微粒子超硬合金に対応する本発明合金７お
よび比較合金８、９から直径６mmの２枚刃エンド
ミルを作成し 被削剤：SKD11（HB330） 切削速度：30.2（ｍ／min） 送り：0.038（mm／刃・rev） 切込み：９（Ad）×1.5（Rd） 切削方式：ダウンカツト という切削条件により鋼の乾式切削を実施し逃げ
面摩耗幅0.1mmないしは被削材の圧着分離損傷に
よるチツピング発生を寿命基準としてその寿命に
至るまでの切削長を求めその結果を第２表に示し
た。この結果をみると本発明合金は比較合金に比
べて２倍以上の工具寿命を持つことがわかる。
上述のように、本発明の超硬合金は従来の超硬
合金に比べて耐摩耗性、靱性双方の点で優れてお
りかつ、Crと（Ta、Nb）Ｃの量を最適に量複合
添加することによつて、合金中のWC及び（Ta、
Nb）Ｃの平均粒径を適度に保ち、これにより、
圧着分離損傷に対する抵抗性が大きいためにエン
ドミル、プリント基板穴あけ用ドリル等の各種切
削工具として使用した場合に優れた刃先の耐チツ
ピング性能を発揮するものとなつた。
合金に比べて耐摩耗性、靱性双方の点で優れてお
りかつ、Crと（Ta、Nb）Ｃの量を最適に量複合
添加することによつて、合金中のWC及び（Ta、
Nb）Ｃの平均粒径を適度に保ち、これにより、
圧着分離損傷に対する抵抗性が大きいためにエン
ドミル、プリント基板穴あけ用ドリル等の各種切
削工具として使用した場合に優れた刃先の耐チツ
ピング性能を発揮するものとなつた。
第１図はCrと複合添加される（Ta、Nb）Ｃ添
加量と硬さおよび抗析力の関係図、第２図は各種
炭化物の生成自由エネルギーを示す図表である。
（P.Gro¨bner：Huntnicke Listy、９（1954）、272
より）
加量と硬さおよび抗析力の関係図、第２図は各種
炭化物の生成自由エネルギーを示す図表である。
（P.Gro¨bner：Huntnicke Listy、９（1954）、272
より）
【表】
【表】
Claims (1)
- １ 重量％で、Co及び／またはNiを３〜30％、
Crを0.2〜0.8％、（Ta、Nb）Ｃを0.4％以上0.5％
未満含有し、残部がWC及び不可避不純物からな
る組成を有し、且つ合金中のWCの平均粒径が
0.7μｍ以下および（Ta、Nb）Ｃの粒度が0.7μｍ
以下であることを特徴とする切削工具用の炭化タ
ングステンの超微粒子を含有する超硬質合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62206461A JPS6452043A (en) | 1987-08-21 | 1987-08-21 | Sintered hard alloy containing superfine grain of tungsten carbide |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62206461A JPS6452043A (en) | 1987-08-21 | 1987-08-21 | Sintered hard alloy containing superfine grain of tungsten carbide |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6452043A JPS6452043A (en) | 1989-02-28 |
| JPH0346538B2 true JPH0346538B2 (ja) | 1991-07-16 |
Family
ID=16523761
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62206461A Granted JPS6452043A (en) | 1987-08-21 | 1987-08-21 | Sintered hard alloy containing superfine grain of tungsten carbide |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6452043A (ja) |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01255642A (ja) * | 1988-04-05 | 1989-10-12 | Tokyo Tungsten Co Ltd | 耐食性を有する超硬合金製ドットピン及びその超硬合金材料 |
| DE10135790B4 (de) | 2001-07-23 | 2005-07-14 | Kennametal Inc. | Feinkörniges Sinterhartmetall und seine Verwendung |
| JP5023448B2 (ja) * | 2005-07-27 | 2012-09-12 | 株式会社タンガロイ | ｃＢＮ工具 |
| US8272815B2 (en) | 2005-10-03 | 2012-09-25 | Mitsubishi Materials Corporation | Boring tool and method of boring pilot hole |
| US8769833B2 (en) * | 2010-09-10 | 2014-07-08 | Stanley Black & Decker, Inc. | Utility knife blade |
| CN109207827A (zh) * | 2018-10-15 | 2019-01-15 | 河南科技大学 | 一种硬质合金材料、硬质合金球及其制备方法 |
| DE102019110950A1 (de) | 2019-04-29 | 2020-10-29 | Kennametal Inc. | Hartmetallzusammensetzungen und deren Anwendungen |
Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6176645A (ja) * | 1984-09-21 | 1986-04-19 | Mitsubishi Metal Corp | 炭化タングステン基超硬合金 |
| JPS61177351A (ja) * | 1985-02-02 | 1986-08-09 | Nippon Tungsten Co Ltd | 装飾部材用焼結合金 |
| JPS62112749A (ja) * | 1985-11-12 | 1987-05-23 | Kobe Steel Ltd | ドツトプリンタ−用印字ピン |
| JPS6381053A (ja) * | 1986-09-25 | 1988-04-11 | Hitachi Tool Eng Ltd | 表面被覆微粒超硬合金製ドツトワイヤ− |
| JPS6383236A (ja) * | 1986-09-25 | 1988-04-13 | Kobe Steel Ltd | 熱伝導度の優れた高硬度、高靭性超硬合金の製造方法 |
| JPS63230846A (ja) * | 1987-03-19 | 1988-09-27 | Kobe Steel Ltd | 高硬度高靭性超硬合金 |
| JPH0346538A (ja) * | 1989-07-10 | 1991-02-27 | Georges H Lyssy | 材料あるいは物品の水蒸気放出量を測定する方法とこの方法を実施する装置 |
-
1987
- 1987-08-21 JP JP62206461A patent/JPS6452043A/ja active Granted
Patent Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6176645A (ja) * | 1984-09-21 | 1986-04-19 | Mitsubishi Metal Corp | 炭化タングステン基超硬合金 |
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| JPS6381053A (ja) * | 1986-09-25 | 1988-04-11 | Hitachi Tool Eng Ltd | 表面被覆微粒超硬合金製ドツトワイヤ− |
| JPS6383236A (ja) * | 1986-09-25 | 1988-04-13 | Kobe Steel Ltd | 熱伝導度の優れた高硬度、高靭性超硬合金の製造方法 |
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| JPH0346538A (ja) * | 1989-07-10 | 1991-02-27 | Georges H Lyssy | 材料あるいは物品の水蒸気放出量を測定する方法とこの方法を実施する装置 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6452043A (en) | 1989-02-28 |
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