JPH04187740A - 耐摩耗性および靭性に優れた超硬合金部材 - Google Patents
耐摩耗性および靭性に優れた超硬合金部材Info
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- JPH04187740A JPH04187740A JP2316747A JP31674790A JPH04187740A JP H04187740 A JPH04187740 A JP H04187740A JP 2316747 A JP2316747 A JP 2316747A JP 31674790 A JP31674790 A JP 31674790A JP H04187740 A JPH04187740 A JP H04187740A
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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〕
この発明は、耐摩耗性および靭性に優れ、特にスローア
ウェイチップやエンドミル、さらにドリルなどの切削工
具に適用した場合に極めて優れた性能を長期に亘って発
揮する超硬合金部材に関するものである。
ウェイチップやエンドミル、さらにドリルなどの切削工
具に適用した場合に極めて優れた性能を長期に亘って発
揮する超硬合金部材に関するものである。
一般に、超硬合金部材は、結合相形成成分として、周期
律表鉄族金属（Ｆ ｅ、 Ｃｏ、 Ｎ ｉ）のうち１種
または２種以上：１〜２５重量％を含有し、残りが周期
律表の４ａ、５ａおよび６ａ族の金属のうち】種または
２種以上の金属の炭化物および炭窒化物のうち１種また
は２種からなるＮａＣｌ型結晶構造化合物（以下、Ｎａ
Ｃ，＆型結晶構造化合物と記す）および炭化タングステ
ン（以下、ＷＣと記す）からなり、上記ＮａＣ，＆型結
晶構造化合物は、５〜３０重量％含有されていることも
知られている。
律表鉄族金属（Ｆ ｅ、 Ｃｏ、 Ｎ ｉ）のうち１種
または２種以上：１〜２５重量％を含有し、残りが周期
律表の４ａ、５ａおよび６ａ族の金属のうち】種または
２種以上の金属の炭化物および炭窒化物のうち１種また
は２種からなるＮａＣｌ型結晶構造化合物（以下、Ｎａ
Ｃ，＆型結晶構造化合物と記す）および炭化タングステ
ン（以下、ＷＣと記す）からなり、上記ＮａＣ，＆型結
晶構造化合物は、５〜３０重量％含有されていることも
知られている。
上記一般に知られている超硬合金部材は、通常の連続切
削および断続切削に用いられているか、高速切削や高送
りおよび高切込みなどの重切削に用いるには耐摩耗性お
よび耐衝撃性が十分てなく、上記耐摩耗性および耐衝撃
性にすぐれた表面部１こ多重層構造を有する超硬合金部
材も提供されて０る。これら超硬合金部材の一例として
、特開昭５７−６００４８号公報には、 結合相形成成分：５〜３０重量％、 ＮａＣｆ１型結晶構造化合物：５〜３０重量％、ＷＣお
よび不可避不純物：残り、 からなる組成の超硬合金内部、 結合相形成成分＝２〜１５重量％、 ＮａＣ９型結晶構造化合物および不可避不純物：残りか
らなり、しかも窒素含有量または窒素と酸素の合計含有
量が上記超硬合金内部の窒素含有量より重量比で多い組
成を有し、厚さ＝５〜４０ｍの表面第１層、 結合相形成成分：５〜３０重量％、 ＮａＣ９型結晶構造化合物：０〜５重量％、ＷＣおよび
不可避不純物：残りからなり、上記超硬合金内部と上記
表面第１層の間に、上記表面第１層の直下より２〜５０
μｍの深さにわたって介在する表面第２層、 からなる表面に多層構造を有する超硬合金部材が記載さ
れている。
削および断続切削に用いられているか、高速切削や高送
りおよび高切込みなどの重切削に用いるには耐摩耗性お
よび耐衝撃性が十分てなく、上記耐摩耗性および耐衝撃
性にすぐれた表面部１こ多重層構造を有する超硬合金部
材も提供されて０る。これら超硬合金部材の一例として
、特開昭５７−６００４８号公報には、 結合相形成成分：５〜３０重量％、 ＮａＣｆ１型結晶構造化合物：５〜３０重量％、ＷＣお
よび不可避不純物：残り、 からなる組成の超硬合金内部、 結合相形成成分＝２〜１５重量％、 ＮａＣ９型結晶構造化合物および不可避不純物：残りか
らなり、しかも窒素含有量または窒素と酸素の合計含有
量が上記超硬合金内部の窒素含有量より重量比で多い組
成を有し、厚さ＝５〜４０ｍの表面第１層、 結合相形成成分：５〜３０重量％、 ＮａＣ９型結晶構造化合物：０〜５重量％、ＷＣおよび
不可避不純物：残りからなり、上記超硬合金内部と上記
表面第１層の間に、上記表面第１層の直下より２〜５０
μｍの深さにわたって介在する表面第２層、 からなる表面に多層構造を有する超硬合金部材が記載さ
れている。
〔発明が解決しようとする３題〕
しかし、近年、省力化および高能率化に対する強い要求
から、さらに高速切削、高送り、高切込みなどを伴う重
切削に上記表面部に多重層構造を有する超硬合金部材が
用いられる傾向にあるが、上記多重層構造を有する超硬
合金部材で作製された切削工具では上記要求を十分に満
すことができなかった。
から、さらに高速切削、高送り、高切込みなどを伴う重
切削に上記表面部に多重層構造を有する超硬合金部材が
用いられる傾向にあるが、上記多重層構造を有する超硬
合金部材で作製された切削工具では上記要求を十分に満
すことができなかった。
上記表面部に多重層構造を有する超硬合金部材が上記要
求を十分に満すことができない原因を究明したところ、 （１）上記従来の表面部に多重層構造を有する超硬合金
部材の表面第１層は、 結合相形成成分：２〜１５重量％、 ＮａＣ９型結晶構造化合物および不可避不純物：残部か
らなり、実質的に少ない結合相形成成分および熱伝導率
が低く上記結合相形成成分との濡れ性の悪いＮａＣｊｌ
型結晶構造化合物で構成されているので、熱がこもりや
すく、熱衝撃に弱い。
求を十分に満すことができない原因を究明したところ、 （１）上記従来の表面部に多重層構造を有する超硬合金
部材の表面第１層は、 結合相形成成分：２〜１５重量％、 ＮａＣ９型結晶構造化合物および不可避不純物：残部か
らなり、実質的に少ない結合相形成成分および熱伝導率
が低く上記結合相形成成分との濡れ性の悪いＮａＣｊｌ
型結晶構造化合物で構成されているので、熱がこもりや
すく、熱衝撃に弱い。
（２）上記従来の表面部に多重層構造を有する超硬合金
部材の表面第２層は、 結合相形成成分：５〜３０重量％、 ＮａＣＪｌ型結晶構造化合物二〇〜５重量％、ＷＣおよ
び不可避不純物：残部からなり、耐塑性変形性を付与す
るＮａＣ，Ｑ型結晶構造化合物が存在しないか、または
存在しても５重量％以下と極めて少量であり、実質的に
ＣｏとＷＣとて構成されるために、高衝撃に対する耐塑
性変形性が低く、高衝撃を受けるとこの表面第２層が変
形し、上記表面第２層の変形は表面第１層のクラックを
も誘発し、切刃を欠損に至らしめる、 などの問題点が生じていることがわかったのである。
部材の表面第２層は、 結合相形成成分：５〜３０重量％、 ＮａＣＪｌ型結晶構造化合物二〇〜５重量％、ＷＣおよ
び不可避不純物：残部からなり、耐塑性変形性を付与す
るＮａＣ，Ｑ型結晶構造化合物が存在しないか、または
存在しても５重量％以下と極めて少量であり、実質的に
ＣｏとＷＣとて構成されるために、高衝撃に対する耐塑
性変形性が低く、高衝撃を受けるとこの表面第２層が変
形し、上記表面第２層の変形は表面第１層のクラックを
も誘発し、切刃を欠損に至らしめる、 などの問題点が生じていることがわかったのである。
そこで、本発明者等は、耐摩耗性および靭性に優れ、−
層苛酷な重切削にも耐えられる超硬合金部材を製造すべ
く研究を行った結果、 結合相形成成分、ＮａＣｌ型結晶構造化合物およびＷＣ
から生としてなる通常の超硬合金内部の表面に、上記通
常の超硬合金に含まれる結合相形成成分より少ない；の
結合相形成成分不足硬質層を形成し、上記結合ｔａ形成
成分不足硬質層直下であって超硬合金内部に接して靭性
の優れた結合相形成成分富化軟質層を形成し、 かつ、上記通常の超硬合金内部、結合相形成成分富化軟
質層および結合相形成成分不足硬質層に含まれるＮａＣ
ｌ１型結晶構造化合物量に対するＷＣおよびＮａＣ１型
結晶構造化合物の合計量の比、即ち、 ＷＣ＋ＮａＣｌＣ＋ＮａＣ化合物 の値がほぼ同一であると、 耐摩耗性に優れ、表面にクラックの発生が少なくなると
同時に表面に発生したクラックが深く進展することかな
いので耐欠損性にも優れている超硬合金部材が得られる
という知見を得たのである。
層苛酷な重切削にも耐えられる超硬合金部材を製造すべ
く研究を行った結果、 結合相形成成分、ＮａＣｌ型結晶構造化合物およびＷＣ
から生としてなる通常の超硬合金内部の表面に、上記通
常の超硬合金に含まれる結合相形成成分より少ない；の
結合相形成成分不足硬質層を形成し、上記結合ｔａ形成
成分不足硬質層直下であって超硬合金内部に接して靭性
の優れた結合相形成成分富化軟質層を形成し、 かつ、上記通常の超硬合金内部、結合相形成成分富化軟
質層および結合相形成成分不足硬質層に含まれるＮａＣ
ｌ１型結晶構造化合物量に対するＷＣおよびＮａＣ１型
結晶構造化合物の合計量の比、即ち、 ＷＣ＋ＮａＣｌＣ＋ＮａＣ化合物 の値がほぼ同一であると、 耐摩耗性に優れ、表面にクラックの発生が少なくなると
同時に表面に発生したクラックが深く進展することかな
いので耐欠損性にも優れている超硬合金部材が得られる
という知見を得たのである。
この発明は、かかる知見にもとづいてなされたものであ
って、 超硬合金部材の表面に形成され、超硬合金内部の結合相
形成成分濃度よりも少ない結合相形成成分濃度を有する
結合相形成成分不足硬質層、上記結合相形成成分不足硬
質層直下にあって超硬合金内部に接して形成され、上記
超硬合金内部の結合相形成成分濃度よりも多く、結合相
形成成分濃度分布に最大値を有する結合相形成成分富化
軟質層、および、 通常の結合相形成成分濃度を有する超硬合金内部、から
なる超硬合金部材であって、 上記結合相形成成分不足硬質層、結合相形成成分富化軟
質層および超硬合金内部は、いずれもＮａＣ９型結晶構
造化合物、ＷＣおよび結合相形成成分を含み、かつ上記
ＮａＣ，ｌ！型結晶構造化合物量に対するＷＣおよびＮ
ａＣｊｌ型結晶構造化合物の合計量の比がそれぞれほぼ
同一の値をとる超硬合金部材に特徴を有するものである
。
って、 超硬合金部材の表面に形成され、超硬合金内部の結合相
形成成分濃度よりも少ない結合相形成成分濃度を有する
結合相形成成分不足硬質層、上記結合相形成成分不足硬
質層直下にあって超硬合金内部に接して形成され、上記
超硬合金内部の結合相形成成分濃度よりも多く、結合相
形成成分濃度分布に最大値を有する結合相形成成分富化
軟質層、および、 通常の結合相形成成分濃度を有する超硬合金内部、から
なる超硬合金部材であって、 上記結合相形成成分不足硬質層、結合相形成成分富化軟
質層および超硬合金内部は、いずれもＮａＣ９型結晶構
造化合物、ＷＣおよび結合相形成成分を含み、かつ上記
ＮａＣ，ｌ！型結晶構造化合物量に対するＷＣおよびＮ
ａＣｊｌ型結晶構造化合物の合計量の比がそれぞれほぼ
同一の値をとる超硬合金部材に特徴を有するものである
。
ここで、「はぼ同一の値をとる」とは、超硬合金部材に
おける超硬合金内部のＮａＣｌ型結晶構造化合物量に対
するＷＣおよびＮａＣｌ型結晶構造化合物の合計量の比
をＡとすると、すなわち、ＷＣ＋ＮａＣＤ型結晶構造化
合物 とすると、 結合相形成成分不足硬質層および結合相形成成分富化軟
質層における、ＮａＣｌ型結晶構造化合物量に対するＷ
ＣおよびＮａＣｌ型結晶構造化合物の合計量の比が共に
０．８Ａ〜１．２人の範囲内の値をとることを意味する
。
おける超硬合金内部のＮａＣｌ型結晶構造化合物量に対
するＷＣおよびＮａＣｌ型結晶構造化合物の合計量の比
をＡとすると、すなわち、ＷＣ＋ＮａＣＤ型結晶構造化
合物 とすると、 結合相形成成分不足硬質層および結合相形成成分富化軟
質層における、ＮａＣｌ型結晶構造化合物量に対するＷ
ＣおよびＮａＣｌ型結晶構造化合物の合計量の比が共に
０．８Ａ〜１．２人の範囲内の値をとることを意味する
。
この発明を一層理解しやすくするために、Ｃ。
を結合相形成成分としたこの発明の耐摩耗性および靭性
に優れた超硬合金部材をその表面から内部に向うＣｏ濃
度分布曲線、ＮａＣｌ型結晶構造化合物濃度分布曲線お
よびＷＣａＣ分度曲線を描いた第１図の模型グラフを用
いて説明する。第１図のグラフにおいて横軸は、この発
明の超硬合金部材の表面から内部に向っての深さを示し
、縦軸は構成成分の濃度を示している。第１図の横軸に
示されるように、この発明の超硬合金部材表面にはＣｏ
不足硬質層が形成されており、上記Ｃｏ不足硬質層の内
側にはＣｏ富化軟質層が形成されており、このＣｏ富化
軟質層のさらに内側に超硬合金内部かあるような構造と
なっている。上記Ｃｏ不足硬質層、Ｃｏ富化軟質層およ
び超硬合金内部におけるＣｏは、Ｃｏ濃度分布曲線１に
示されているように、Ｃｏ不足硬質層のＣｏ含有量は超
硬合金内部のＣｏ含含有量法りも少なくかつ最表面で最
低値りをとり、Ｃｏ富化軟質層のＣｏ含有量は超硬合金
内部のＣｏ含有量よりも多くかつ最大値Ｍをとるように
分布している。ここでＭ／Ｎ−１，０５〜１．７．
Ｌ／Ｎ−０，７以下となることが必要であり、さらに最
大値Ｍの存在する表面からの深さｄは２〜２０μｍの範
囲内にあることが必要である。
に優れた超硬合金部材をその表面から内部に向うＣｏ濃
度分布曲線、ＮａＣｌ型結晶構造化合物濃度分布曲線お
よびＷＣａＣ分度曲線を描いた第１図の模型グラフを用
いて説明する。第１図のグラフにおいて横軸は、この発
明の超硬合金部材の表面から内部に向っての深さを示し
、縦軸は構成成分の濃度を示している。第１図の横軸に
示されるように、この発明の超硬合金部材表面にはＣｏ
不足硬質層が形成されており、上記Ｃｏ不足硬質層の内
側にはＣｏ富化軟質層が形成されており、このＣｏ富化
軟質層のさらに内側に超硬合金内部かあるような構造と
なっている。上記Ｃｏ不足硬質層、Ｃｏ富化軟質層およ
び超硬合金内部におけるＣｏは、Ｃｏ濃度分布曲線１に
示されているように、Ｃｏ不足硬質層のＣｏ含有量は超
硬合金内部のＣｏ含含有量法りも少なくかつ最表面で最
低値りをとり、Ｃｏ富化軟質層のＣｏ含有量は超硬合金
内部のＣｏ含有量よりも多くかつ最大値Ｍをとるように
分布している。ここでＭ／Ｎ−１，０５〜１．７．
Ｌ／Ｎ−０，７以下となることが必要であり、さらに最
大値Ｍの存在する表面からの深さｄは２〜２０μｍの範
囲内にあることが必要である。
一方、上記Ｃｏ不足硬質層、Ｃｏ富化軟質層および超硬
合金内部におけるＮａＣｌ１型結晶構造化合物およびＷ
Ｃは、それぞれＮａＣ，ｐ型結晶構造化合物分布曲線２
およびＷＣ６度分布曲線３に示される濃度分布をしてお
り、上記超硬合金内部におけるＮａ型結晶構造化合物お
よびＷＣの含有量を第１図に示されるように、それぞれ
ＸおよびＹとし、Ｘ／ （Ｘ＋Ｙ）−Ａとすると、Ｃｏ
不足硬質層のＮａＣ４１型結晶構造化合物ｊｌｘ１およ
びｗｃ含有１ｙ はＸ ／ （Ｘ、 ＋ｙ、 ）
−０，８Ａ〜１．２Ａの範囲内の値をとり、さらにＣｏ
富化軟質層のＮａＣｌ型結晶構造化合物含有ｍ Ｘ ２
およびｗｃ含有ｊｌｙ もｘ ／（Ｘ２＋ｙ２）−０
，８Ａ〜１，２Ａの範囲内の値をとるように含有されて
いることを必要としているのである。
合金内部におけるＮａＣｌ１型結晶構造化合物およびＷ
Ｃは、それぞれＮａＣ，ｐ型結晶構造化合物分布曲線２
およびＷＣ６度分布曲線３に示される濃度分布をしてお
り、上記超硬合金内部におけるＮａ型結晶構造化合物お
よびＷＣの含有量を第１図に示されるように、それぞれ
ＸおよびＹとし、Ｘ／ （Ｘ＋Ｙ）−Ａとすると、Ｃｏ
不足硬質層のＮａＣ４１型結晶構造化合物ｊｌｘ１およ
びｗｃ含有１ｙ はＸ ／ （Ｘ、 ＋ｙ、 ）
−０，８Ａ〜１．２Ａの範囲内の値をとり、さらにＣｏ
富化軟質層のＮａＣｌ型結晶構造化合物含有ｍ Ｘ ２
およびｗｃ含有ｊｌｙ もｘ ／（Ｘ２＋ｙ２）−０
，８Ａ〜１，２Ａの範囲内の値をとるように含有されて
いることを必要としているのである。
上記第１図は、この発明を容易に理解するために添付さ
れた説明図であり、この発明が上記第１図に示されるＣ
ｏ濃度分布曲線、ＮａＣｌ型結晶構造化合物分布曲線お
よびＷＣ濃度分布曲線にのみ限定されるものではない。
れた説明図であり、この発明が上記第１図に示されるＣ
ｏ濃度分布曲線、ＮａＣｌ型結晶構造化合物分布曲線お
よびＷＣ濃度分布曲線にのみ限定されるものではない。
このようなＣｏ濃度分布を有するこの発明の超硬合金部
材は、Ｃｏの少ない表面を含むＣｏ不足硬質層によって
耐摩耗性か確保され、たとえこのＣｏ不足硬質層に切削
中に亀裂が発生しても、このＣｏ不足硬質層の下に存在
する靭性に優れたＣｏ富化軟質層によって上記亀裂の進
入が阻止され、亀裂か超硬合金内部にまで到達すること
はない。したがって、この発明の超硬合金部材を切削工
具として用いて種々の条件の重切削を行っても、切削工
具の耐摩耗性および欠損性が確保され、長期に互って優
れた性能を発揮する。この発明の超硬合金部材の超硬合
金内部は、通常の超硬合金に含まれるＣｏ量を含有する
ことが好ましい。超硬合金内部のＣｏ１１が通常の切削
工具用超硬合金に含まれるＣｏ量より多いと靭性に優れ
た超硬合金部材が得られるが塑性変形しやすくなり、特
に激しい重切削に対する耐塑性変形性が低下するので好
ましくない。
材は、Ｃｏの少ない表面を含むＣｏ不足硬質層によって
耐摩耗性か確保され、たとえこのＣｏ不足硬質層に切削
中に亀裂が発生しても、このＣｏ不足硬質層の下に存在
する靭性に優れたＣｏ富化軟質層によって上記亀裂の進
入が阻止され、亀裂か超硬合金内部にまで到達すること
はない。したがって、この発明の超硬合金部材を切削工
具として用いて種々の条件の重切削を行っても、切削工
具の耐摩耗性および欠損性が確保され、長期に互って優
れた性能を発揮する。この発明の超硬合金部材の超硬合
金内部は、通常の超硬合金に含まれるＣｏ量を含有する
ことが好ましい。超硬合金内部のＣｏ１１が通常の切削
工具用超硬合金に含まれるＣｏ量より多いと靭性に優れ
た超硬合金部材が得られるが塑性変形しやすくなり、特
に激しい重切削に対する耐塑性変形性が低下するので好
ましくない。
上記耐摩耗性および靭性に優れたこの発明の超硬合金部
材は、所定の配合塑性を有する圧粉体と、（ａ） 室
温から液相出現温度を越えて焼結保持温度までの昇温を
ＣＯ。ガスなどの減圧の脱炭性雰囲気で行ない、 （ｂ） ついで、焼結温度において真空などの非脱炭
性雰囲気あるいはＣＯガスなどの減圧の弱浸炭性雰囲気
で保持を行ない、 （Ｃ） 引き続いて、不活性ガスと浸炭性ガスの混合
ガスにてｌ０ｋｇ／ｃ−以上の加圧を行ない、上記ガス
圧下にて少なくとも液相の消滅する温度以下まで冷却す
るかまたは上記ガス圧下で上記焼結温度にて保持し、さ
らに上記液を目消滅温度以下になるまで冷却する、 ことにより製造することかできる。
材は、所定の配合塑性を有する圧粉体と、（ａ） 室
温から液相出現温度を越えて焼結保持温度までの昇温を
ＣＯ。ガスなどの減圧の脱炭性雰囲気で行ない、 （ｂ） ついで、焼結温度において真空などの非脱炭
性雰囲気あるいはＣＯガスなどの減圧の弱浸炭性雰囲気
で保持を行ない、 （Ｃ） 引き続いて、不活性ガスと浸炭性ガスの混合
ガスにてｌ０ｋｇ／ｃ−以上の加圧を行ない、上記ガス
圧下にて少なくとも液相の消滅する温度以下まで冷却す
るかまたは上記ガス圧下で上記焼結温度にて保持し、さ
らに上記液を目消滅温度以下になるまで冷却する、 ことにより製造することかできる。
なお、上記焼結方法は、圧粉体に限らず、通常の方法で
焼結した焼結体を同様の方法で再焼結を行なってもよい
。
焼結した焼結体を同様の方法で再焼結を行なってもよい
。
つぎに、この発明の超硬合金部材において、上記の通り
に数値限定した理由を説明する。
に数値限定した理由を説明する。
（１）結合相形成成分
結合相形成成分不足硬質層の結合相形成成分含有量は、
上記超硬合金内部の結合相形成成分含有量よりも少ない
量の結合相形成成分を含有し、耐摩耗性を付与する必要
があるが、特に最表面の結合相形成成分含有量は、超硬
合金内部の結合相形成成分含有量に対して０．７倍を越
えるとこの発明の超硬合金部材に十分な耐摩耗性を付与
することができないことから、超硬合金内部の結合相形
成成分含有量の０．７倍以下とした。
上記超硬合金内部の結合相形成成分含有量よりも少ない
量の結合相形成成分を含有し、耐摩耗性を付与する必要
があるが、特に最表面の結合相形成成分含有量は、超硬
合金内部の結合相形成成分含有量に対して０．７倍を越
えるとこの発明の超硬合金部材に十分な耐摩耗性を付与
することができないことから、超硬合金内部の結合相形
成成分含有量の０．７倍以下とした。
さらに、結合相形成成分富化軟質層は、表面の結合相形
成成分不足軟質層と超硬合金内部の間に形成され重切削
中に表面の結合相形成成分不足硬質層で発生した亀裂が
内部へ進展するのを阻止する作用があり、この結合相形
成成分富化軟質層の結合相形成成分濃度分布は最大値を
有するように分布しているが、この最大値は、超硬合金
内部の結合相形成成分含有量に対して１．０５倍未満で
は上記亀裂の内部進展を阻止することができず、一方、
１．７倍を越えると耐塑性変形性か低下するようになる
ことから結合相形成成分富化軟質層の結合相形成成分含
有量の最大値は、超硬合金内部の結合相形成成分含有量
の１．０５〜１．７倍と定めた。
成成分不足軟質層と超硬合金内部の間に形成され重切削
中に表面の結合相形成成分不足硬質層で発生した亀裂が
内部へ進展するのを阻止する作用があり、この結合相形
成成分富化軟質層の結合相形成成分濃度分布は最大値を
有するように分布しているが、この最大値は、超硬合金
内部の結合相形成成分含有量に対して１．０５倍未満で
は上記亀裂の内部進展を阻止することができず、一方、
１．７倍を越えると耐塑性変形性か低下するようになる
ことから結合相形成成分富化軟質層の結合相形成成分含
有量の最大値は、超硬合金内部の結合相形成成分含有量
の１．０５〜１．７倍と定めた。
また上記最大値が存在する位置は、表面から２血未満て
は表面の結合相形成成分量が上記０．７倍を越えるよう
になって十分な耐摩耗性か得られなくなり、一方、その
最大値の位置が表面から２０ｕｍを越えると耐衝撃性向
上効果が十分でなくなることから上記最大値の存在する
深さを２〜２ＤＩＩＪａと定めた。
は表面の結合相形成成分量が上記０．７倍を越えるよう
になって十分な耐摩耗性か得られなくなり、一方、その
最大値の位置が表面から２０ｕｍを越えると耐衝撃性向
上効果が十分でなくなることから上記最大値の存在する
深さを２〜２ＤＩＩＪａと定めた。
（２） ＮａＣ，Ｉｌｌ型結晶構造化合物量に対する
ＷＣおよびＮａＣｌ型結晶構造化合物の合計量の比。
ＷＣおよびＮａＣｌ型結晶構造化合物の合計量の比。
超硬合金内部に含まれるＮａＣ９型結晶構造化合物量に
対するＷＣおよびＮａＣ１型結晶構造化合物の合計量の
比をＡ１ 結合相形成成分富化軟質層に含まれるＮａＣｌ型結晶椹
造化合物量に対するＷＣおよびＮａＣｆ１型結晶構造化
合物の合計量の比をＢ、 結合相形成成分不足硬質層に含まれるＮａＣ４１型結晶
構造化合物量に対するＷＣおよびＮａＣｊｌ型結晶構造
化合物の合計量の比をＣ１ とすると、Ａ−Ｂ−Ｃであることが最も好ましいが、Ｂ
−０，８Ａ−１，２ＡＳＣ−０，８Ａ 〜１．２Ａの範
囲内であれば許容することができる。
対するＷＣおよびＮａＣ１型結晶構造化合物の合計量の
比をＡ１ 結合相形成成分富化軟質層に含まれるＮａＣｌ型結晶椹
造化合物量に対するＷＣおよびＮａＣｆ１型結晶構造化
合物の合計量の比をＢ、 結合相形成成分不足硬質層に含まれるＮａＣ４１型結晶
構造化合物量に対するＷＣおよびＮａＣｊｌ型結晶構造
化合物の合計量の比をＣ１ とすると、Ａ−Ｂ−Ｃであることが最も好ましいが、Ｂ
−０，８Ａ−１，２ＡＳＣ−０，８Ａ 〜１．２Ａの範
囲内であれば許容することができる。
しかし、上記ＢおよびＣの許容範囲が０．８Ａ未満であ
るとＮａＣ９型結晶構造化合物の含有量が少ないために
、結合相形成成分富化軟質層は耐塑性変形性が低下する
ために好ましくなく、さらに結合相形成成分不足硬質層
は、耐クレータ摩耗性が低下するので好ましくない。
るとＮａＣ９型結晶構造化合物の含有量が少ないために
、結合相形成成分富化軟質層は耐塑性変形性が低下する
ために好ましくなく、さらに結合相形成成分不足硬質層
は、耐クレータ摩耗性が低下するので好ましくない。
一方、上記ＢおよびＣの許容範囲が１．２Ａを越えると
ＮａＣ，ｐ型結晶構造化合物の含有量が多すぎるために
、結合相形成成分富化軟質層は、耐衝撃性か低下するた
めに好ましくなく、さらに結合相形成成分不足硬質層に
おいても耐衝撃性が低下するようになるので好ましくな
い。
ＮａＣ，ｐ型結晶構造化合物の含有量が多すぎるために
、結合相形成成分富化軟質層は、耐衝撃性か低下するた
めに好ましくなく、さらに結合相形成成分不足硬質層に
おいても耐衝撃性が低下するようになるので好ましくな
い。
つぎに、この発明の超硬合金部材を実施例により具体的
に説明する。
に説明する。
原料粉末として、いずれも平均粒径：２゜０μｍのＷＣ
，Ｃｏ、ＴａＣ，ＮｂＣ，Ｔｉｃ、ＴｉＮの粉末を用意
し、これら原料粉末を、重量％でＣｏ ：８％、Ｔａ
Ｃ：１０％、ＮｂＣ：２％。
，Ｃｏ、ＴａＣ，ＮｂＣ，Ｔｉｃ、ＴｉＮの粉末を用意
し、これら原料粉末を、重量％でＣｏ ：８％、Ｔａ
Ｃ：１０％、ＮｂＣ：２％。
Ｔｉｃ：５％、ＴｉＮ：５％、ＷＣ：残部となるように
配合し、湿式混合、乾燥したのち、ＩＳＯ規格Ｓ Ｎ
Ｍ ０１２０４０ｇに則した形状の圧粉体にプレス成形
し、これを圧粉体を第１表に示す焼結条件にて焼結を行
ない、本発明超硬合金１〜１０および比較超硬合金チッ
プ１〜７を作製した。
配合し、湿式混合、乾燥したのち、ＩＳＯ規格Ｓ Ｎ
Ｍ ０１２０４０ｇに則した形状の圧粉体にプレス成形
し、これを圧粉体を第１表に示す焼結条件にて焼結を行
ない、本発明超硬合金１〜１０および比較超硬合金チッ
プ１〜７を作製した。
また、比較の目的で上記圧粉体を室温から１４１０℃の
焼結温度までの昇温および上記焼結温度にて０．０２Ｔ
ｏｒｒ、 １時間保持の条件で焼結し、得られた焼結
体を上下面研摩加工を施すとともに刃先にブレホーニン
グを施してＳ Ｎ Ｍ Ｇ １２０４０８の形状とした
のち、ｌＯ’Ｔｏｒｒの真空中、温度： １４００℃、
２時間保持し、引続いてＮ ２ ： ２００ Ｔｏ ｒ
ｒの雰囲気にて１４００℃、２時間保持することによ
り従来超硬合金チップを製造した。
焼結温度までの昇温および上記焼結温度にて０．０２Ｔ
ｏｒｒ、 １時間保持の条件で焼結し、得られた焼結
体を上下面研摩加工を施すとともに刃先にブレホーニン
グを施してＳ Ｎ Ｍ Ｇ １２０４０８の形状とした
のち、ｌＯ’Ｔｏｒｒの真空中、温度： １４００℃、
２時間保持し、引続いてＮ ２ ： ２００ Ｔｏ ｒ
ｒの雰囲気にて１４００℃、２時間保持することによ
り従来超硬合金チップを製造した。
これら本発明超硬合金チップ１−１０、比較超硬合金チ
ップ１〜７および従来超硬合金チップのそれぞれの組成
分布状態を調べるために、ＥＰＭＡを用いて分析し、上
記チップの超硬合金内部のＴｉＣ，ＴａＣ，ＮｂＣ，Ｔ
ｉＮ （これらの化合物はＮａＣｆＩ型結晶構造を示す
ので、以下、まとめてＴで示す）に対するＷＣおよびＴ
の合計量の比（この比の値をＡと記す）並びにＣｏ量（
これをＮと記す）を求めて、これらの結果を第２表に示
した。
ップ１〜７および従来超硬合金チップのそれぞれの組成
分布状態を調べるために、ＥＰＭＡを用いて分析し、上
記チップの超硬合金内部のＴｉＣ，ＴａＣ，ＮｂＣ，Ｔ
ｉＮ （これらの化合物はＮａＣｆＩ型結晶構造を示す
ので、以下、まとめてＴで示す）に対するＷＣおよびＴ
の合計量の比（この比の値をＡと記す）並びにＣｏ量（
これをＮと記す）を求めて、これらの結果を第２表に示
した。
また、上記チップのＣｏ富化軟質層のＣｏ量の最大値（
これをＭと記す）、上記Ｎに対するＭの比、Ｍの存在す
る深さ、Ｃｏ富化軟質層のＴに対するＷＣ＋Ｔの比（こ
れをＢと記す）、およびＢに対するへの比を求めて、こ
れらの結果を第２表に示した。
これをＭと記す）、上記Ｎに対するＭの比、Ｍの存在す
る深さ、Ｃｏ富化軟質層のＴに対するＷＣ＋Ｔの比（こ
れをＢと記す）、およびＢに対するへの比を求めて、こ
れらの結果を第２表に示した。
さらに、上記チップのＣｏ不足硬質層の最表面のＣｏ量
の最低値（これをＬと記す）、Ｌに対するＮの比、Ｃｏ
不足軟質層のＴに対するＷＣ＋Ｔの比（これをＣと記す
）、およびＣに対する上記への比を求めて、これらの結
果も第２表に示した。
の最低値（これをＬと記す）、Ｌに対するＮの比、Ｃｏ
不足軟質層のＴに対するＷＣ＋Ｔの比（これをＣと記す
）、およびＣに対する上記への比を求めて、これらの結
果も第２表に示した。
第２表に示されるような組成分布を有する本発明超硬合
金チップ１〜１０、比較超硬合金チップ１〜７および従
来超硬合金チップについて、耐摩耗性を評価する目的で
、 被削材：ＪＩＳ ＳＣＭ４４０の丸棒、切削速度：
Ｖ−１５０ｍ ／ ｌｌ１ｉｎ、、切込みごｄ＝２ｗｇ
。
金チップ１〜１０、比較超硬合金チップ１〜７および従
来超硬合金チップについて、耐摩耗性を評価する目的で
、 被削材：ＪＩＳ ＳＣＭ４４０の丸棒、切削速度：
Ｖ−１５０ｍ ／ ｌｌ１ｉｎ、、切込みごｄ＝２ｗｇ
。
送 リ： ｆ ｍＯ，２ｍｍ／ｒｅｖ、、時
間：Ｔ−１０分 の条件で鋼の連続切削を行ない、切刃の逃げ面摩耗幅を
測定し、ついで靭性を評価する目的で、被削材： Ｊ
Ｉ Ｓ ＳＮＣＭ４３９、切削速度： Ｖ−１４０ｍ
／ｍｊｎ、、切込み：ｄ−３ｍｒｓｓ 送 リ： ｆ ｍｏ、２ｍ＋＊／ｒｅｖ、、時
間：Ｔ−３ｉｉｎ、、 の条件で断続切削を行ない、ｌＯ切刃のうち欠損した切
刃の数を測定し、これらの結果を第２表に示した。
間：Ｔ−１０分 の条件で鋼の連続切削を行ない、切刃の逃げ面摩耗幅を
測定し、ついで靭性を評価する目的で、被削材： Ｊ
Ｉ Ｓ ＳＮＣＭ４３９、切削速度： Ｖ−１４０ｍ
／ｍｊｎ、、切込み：ｄ−３ｍｒｓｓ 送 リ： ｆ ｍｏ、２ｍ＋＊／ｒｅｖ、、時
間：Ｔ−３ｉｉｎ、、 の条件で断続切削を行ない、ｌＯ切刃のうち欠損した切
刃の数を測定し、これらの結果を第２表に示した。
第２表の結果から、本発明超硬合金チップ１〜１０は、
従来超硬合金チップに比べていずれも耐摩耗性および耐
欠損性が共に優れており、さらに比較超硬合金チップ１
〜７に見られるように、この発明の条件を外れると（第
２表において、この発明の条件から外れた値に茶印を付
して示した）、連続切削における耐摩耗性荻たは断続切
削における耐欠損性のいずれかが劣ることがわかる。
従来超硬合金チップに比べていずれも耐摩耗性および耐
欠損性が共に優れており、さらに比較超硬合金チップ１
〜７に見られるように、この発明の条件を外れると（第
２表において、この発明の条件から外れた値に茶印を付
して示した）、連続切削における耐摩耗性荻たは断続切
削における耐欠損性のいずれかが劣ることがわかる。
この発明の超硬合金部材は、従来の超硬合金部材よりも
耐摩耗性および靭性に共に優れており、この発明の超硬
合金部材を用いて作製された切削工具は、重切削に対し
ても長期に亘って使用することができるなどの優れた効
果がある。
耐摩耗性および靭性に共に優れており、この発明の超硬
合金部材を用いて作製された切削工具は、重切削に対し
ても長期に亘って使用することができるなどの優れた効
果がある。
第１図は、この発明の超硬合金部材の構成成分の濃度分
布を説明するためのグラフである。
布を説明するためのグラフである。
Claims (3)
- （１）周期律表鉄族金属のうち１種または２種以上の所
定量の結合相形成成分を含有し、残りが周期律表４ａ、
５ａおよび６ａ族金属のうち１種または２種以上の金属
からなる炭化物および炭窒化物のうち１種または２種以
上のＮａＣｌ型結晶構造化合物（以下、ＮａＣｌ型結晶
構造化合物という）、並びに炭化タングステンからなる
通常の超硬合金成分を有する超硬合金内部、 上記超硬合金内部の結合相形成成分の所定量より多い量
の結合相形成成分を含有し、残りがＮａＣｌ型結晶構造
化合物および炭化タングステンからなる組成を有し、上
記超硬合金内部の上に接して形成されている結合相形成
成分富化軟質層、 上記超硬合金内部の結合相形成成分の所定量より少ない
量の結合相形成成分を含有し、残りがＮａＣｌ型結晶構
造化合物および炭化タングステンからなる組成を有し、
上記結合相形成成分富化軟質層の上に接し、かつ最外面
に形成されている結合相形成成分不足硬質層、 からなる超硬合金部材であって、 上記超硬合金内部におけるＮａＣｌ型結晶構造化合物量
に対する炭化タングステンおよびＮａＣｌ型結晶構造化
合物の合計量の比をＡとすると、 上記結合相形成成分富化軟質層および結合相形成成分不
足硬質層におけるＮａＣｌ型結晶構造化合物量に対する
炭化タングステンおよびＮａＣｌ型結晶構造化合物の合
計量の比が共に０．８Ａ〜１．２Ａの範囲内の値をとる
、 ことを特徴とする耐摩耗性および靭性に優れた超硬合金
部材。 - （２）上記結合相形成成分不足硬質層の最表面の結合相
形成成分の含有量は最小値をとり、その最小値は、上記
超硬合金内部の結合相形成成分量の０．７倍以下である
ことを特徴とする請求項１記載の耐摩耗性および靭性に
優れた超硬合金部材。 - （３）上記結合相形成成分富化軟質層に含まれる結合相
形成成分量は最大値をとり、上記最大値は上記超硬合金
内部に含まれる結合相形成成分量の１．０５〜１．７倍
の範囲内にあり、かつ上記結合相形成成分の最大値が存
在する位置は、表面より２〜２０μｍの深さに存在する
ことを特徴とする請求項１または２記載の耐摩耗性およ
び靭性に優れた超硬合金部材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31674790A JP3158429B2 (ja) | 1990-11-21 | 1990-11-21 | 耐摩耗性および靭性に優れた超硬合金部材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31674790A JP3158429B2 (ja) | 1990-11-21 | 1990-11-21 | 耐摩耗性および靭性に優れた超硬合金部材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04187740A true JPH04187740A (ja) | 1992-07-06 |
| JP3158429B2 JP3158429B2 (ja) | 2001-04-23 |
Family
ID=18080463
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP31674790A Expired - Lifetime JP3158429B2 (ja) | 1990-11-21 | 1990-11-21 | 耐摩耗性および靭性に優れた超硬合金部材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3158429B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005529236A (ja) * | 2002-06-10 | 2005-09-29 | ケンナメタル ヴィディア ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツング ウント コンパニー コマンディートゲゼルシャフト | 硬質金属支持体およびその製造方法 |
| JP2014140929A (ja) * | 2013-01-24 | 2014-08-07 | Mitsubishi Materials Corp | 高速断続切削加工においてすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具 |
-
1990
- 1990-11-21 JP JP31674790A patent/JP3158429B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005529236A (ja) * | 2002-06-10 | 2005-09-29 | ケンナメタル ヴィディア ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツング ウント コンパニー コマンディートゲゼルシャフト | 硬質金属支持体およびその製造方法 |
| JP2014140929A (ja) * | 2013-01-24 | 2014-08-07 | Mitsubishi Materials Corp | 高速断続切削加工においてすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3158429B2 (ja) | 2001-04-23 |
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