JPH06192782A - 超硬合金 - Google Patents
超硬合金Info
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- JPH06192782A JPH06192782A JP34749992A JP34749992A JPH06192782A JP H06192782 A JPH06192782 A JP H06192782A JP 34749992 A JP34749992 A JP 34749992A JP 34749992 A JP34749992 A JP 34749992A JP H06192782 A JPH06192782 A JP H06192782A
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Abstract
(57)【要約】
【構成】結合金属相として鉄族金属から選ばれた１種ま
たは２種以上を１〜２０重量％、残部が炭化タングステ
ンからなる硬質相を８０〜９９重量％含有する超硬合金
であって、該超硬合金をガラスカプセル内に真空封入
し、温度差が６００〜１２００Ｋの熱衝撃を与えた後の
抗折強度が、熱衝撃前の抗折強度の８０％以上である。 【効果】優れた耐熱衝撃性を有するとともに、マイクロ
クラック等の欠陥の発生を防止して組織の脆化を防止
し、信頼性を大幅に向上する。
たは２種以上を１〜２０重量％、残部が炭化タングステ
ンからなる硬質相を８０〜９９重量％含有する超硬合金
であって、該超硬合金をガラスカプセル内に真空封入
し、温度差が６００〜１２００Ｋの熱衝撃を与えた後の
抗折強度が、熱衝撃前の抗折強度の８０％以上である。 【効果】優れた耐熱衝撃性を有するとともに、マイクロ
クラック等の欠陥の発生を防止して組織の脆化を防止
し、信頼性を大幅に向上する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、高強度，高靭性を有す
るとともに、優れた耐熱衝撃性を有する超硬合金に関
し、例えば、摺動部材，耐摩耗工具，切削工具等として
使用される超硬合金に関する。
るとともに、優れた耐熱衝撃性を有する超硬合金に関
し、例えば、摺動部材，耐摩耗工具，切削工具等として
使用される超硬合金に関する。
【０００２】
【従来技術】従来、例えば、金属の切削加工に広く用い
られている超硬合金は、炭化タングステンを主体とする
硬質相と、コバルト等の鉄族金属の結合相からなるＷＣ
−Ｃｏ系合金、もしくは上記ＷＣ−Ｃｏ系に周期律表第
４ａ，５ａ，６ａ族金属の炭化物，窒化物，炭窒化物等
を添加した系が知られている。これらの超硬合金は、切
削工具として、主に鋳鉄や炭素鋼等の切削に適用されて
いるが、最近ではステンレスの切削への適用も進められ
ている。
られている超硬合金は、炭化タングステンを主体とする
硬質相と、コバルト等の鉄族金属の結合相からなるＷＣ
−Ｃｏ系合金、もしくは上記ＷＣ−Ｃｏ系に周期律表第
４ａ，５ａ，６ａ族金属の炭化物，窒化物，炭窒化物等
を添加した系が知られている。これらの超硬合金は、切
削工具として、主に鋳鉄や炭素鋼等の切削に適用されて
いるが、最近ではステンレスの切削への適用も進められ
ている。
【０００３】
【発明が解決しようとする問題点】近年では、様々な使
用環境のもとで、熱衝撃及び繰り返し熱衝撃を受ける材
料、部品が数多いが、これらは熱衝撃のために硬質相及
び結合相が種々の疲労を受け、強度が大きく低下し、破
損して使用できなくなることが知られている。
用環境のもとで、熱衝撃及び繰り返し熱衝撃を受ける材
料、部品が数多いが、これらは熱衝撃のために硬質相及
び結合相が種々の疲労を受け、強度が大きく低下し、破
損して使用できなくなることが知られている。
【０００４】例えば、摺動部材，耐摩耗工具，切削工具
などは急熱急冷の熱サイクルがかかり、定常状態で使用
した場合に比べて、寿命が大幅に減少するという問題が
あった。また、部品寿命を長くするため、使用する速度
を下げたり、部品に作用する荷重を減らしたり、雰囲気
を制御する等の対策を講じるが、当然、作業効率が下が
るという問題があった。
などは急熱急冷の熱サイクルがかかり、定常状態で使用
した場合に比べて、寿命が大幅に減少するという問題が
あった。また、部品寿命を長くするため、使用する速度
を下げたり、部品に作用する荷重を減らしたり、雰囲気
を制御する等の対策を講じるが、当然、作業効率が下が
るという問題があった。
【０００５】
【問題点を解決するための手段】本発明者は、上記の問
題点について検討を重ねた結果、超硬合金の組成、組織
を制御し、ガラスカプセル内に真空封入した後、温度差
が６００〜１２００Ｋの熱衝撃を与えた後の抗折強度が
熱衝撃前の抗折強度の８０％以上を保持することによ
り、特性に優れた、特に耐熱衝撃性に優れた超硬合金を
得ることができることを知見した。
題点について検討を重ねた結果、超硬合金の組成、組織
を制御し、ガラスカプセル内に真空封入した後、温度差
が６００〜１２００Ｋの熱衝撃を与えた後の抗折強度が
熱衝撃前の抗折強度の８０％以上を保持することによ
り、特性に優れた、特に耐熱衝撃性に優れた超硬合金を
得ることができることを知見した。
【０００６】本発明の超硬合金は、結合金属相として鉄
族金属から選ばれた１種または２種以上を１〜２０重量
％、残部が炭化タングステンからなる硬質相を８０〜９
９重量％含有する超硬合金であって、該超硬合金をガラ
スカプセル内に真空封入し、温度差が６００〜１２００
Ｋの熱衝撃を与えた後の抗折強度が、熱衝撃前の抗折強
度の８０％以上であるものである。
族金属から選ばれた１種または２種以上を１〜２０重量
％、残部が炭化タングステンからなる硬質相を８０〜９
９重量％含有する超硬合金であって、該超硬合金をガラ
スカプセル内に真空封入し、温度差が６００〜１２００
Ｋの熱衝撃を与えた後の抗折強度が、熱衝撃前の抗折強
度の８０％以上であるものである。
【０００７】本発明の超硬合金として最適な材料は、硬
質相成分として炭化タングステンを、結合相成分として
コバルトをそれぞれ含み、かつＣｏ3 Ｗ3 Ｃ，Ｃｏ6 Ｗ
6 Ｃ，Ｃｏ2 Ｗ4 ＣおよびＣｏ3 Ｗ9 Ｃ4 から選ばれる
少なくとも１種のコバルトタングステン炭化物を含有す
るとともに、Ｘ線回折測定における前記コバルトタング
ステン炭化物のＣｏ3 Ｗ3 Ｃの（３３３）と（５１１）
の合成ピーク、Ｃｏ6Ｗ6 Ｃの（３３３）と（５１１）
の合成ピーク、Ｃｏ2 Ｗ4 Ｃの（３３３）と（５１１）
の合成ピークおよびＣｏ3 Ｗ9 Ｃ4 の（３０１）のピー
クのうちの最大ピークの強度をＩ1 、ＷＣの（００１）
のピーク強度をＩ2 とした時、Ｉ1 ／Ｉ2 で表されるピ
ーク強度比が０より大きく、０．１５以下であるもので
ある。
質相成分として炭化タングステンを、結合相成分として
コバルトをそれぞれ含み、かつＣｏ3 Ｗ3 Ｃ，Ｃｏ6 Ｗ
6 Ｃ，Ｃｏ2 Ｗ4 ＣおよびＣｏ3 Ｗ9 Ｃ4 から選ばれる
少なくとも１種のコバルトタングステン炭化物を含有す
るとともに、Ｘ線回折測定における前記コバルトタング
ステン炭化物のＣｏ3 Ｗ3 Ｃの（３３３）と（５１１）
の合成ピーク、Ｃｏ6Ｗ6 Ｃの（３３３）と（５１１）
の合成ピーク、Ｃｏ2 Ｗ4 Ｃの（３３３）と（５１１）
の合成ピークおよびＣｏ3 Ｗ9 Ｃ4 の（３０１）のピー
クのうちの最大ピークの強度をＩ1 、ＷＣの（００１）
のピーク強度をＩ2 とした時、Ｉ1 ／Ｉ2 で表されるピ
ーク強度比が０より大きく、０．１５以下であるもので
ある。
【０００８】また、本発明の超硬合金は、炭化タングス
テンの一部を周期律表４ａ，５ａ，６ａ族金属の炭化
物，窒化物，炭窒化物のうち少なくとも一種で置換して
なるものである。そして、周期律表第４ａ，５ａ，６ａ
族元素およびＡｌの炭化物，窒化物，炭窒化物，酸化
物，炭酸化物，炭窒酸化物のうち少なくとも一種からな
る硬質層を、０．１〜１０μｍの厚みで被覆形成してな
るものが望ましい。
テンの一部を周期律表４ａ，５ａ，６ａ族金属の炭化
物，窒化物，炭窒化物のうち少なくとも一種で置換して
なるものである。そして、周期律表第４ａ，５ａ，６ａ
族元素およびＡｌの炭化物，窒化物，炭窒化物，酸化
物，炭酸化物，炭窒酸化物のうち少なくとも一種からな
る硬質層を、０．１〜１０μｍの厚みで被覆形成してな
るものが望ましい。
【０００９】超硬合金の熱衝撃特性は、炭化タングステ
ンと置換する周期律表４ａ，５ａ，６ａ族金属の炭化
物，窒化物，炭窒化物の種類と置換量が影響することが
ある。
ンと置換する周期律表４ａ，５ａ，６ａ族金属の炭化
物，窒化物，炭窒化物の種類と置換量が影響することが
ある。
【００１０】また、組成を制御して結合金属相に固溶す
る炭素量を低下させタングステン固溶量を増大させて結
合金属相が固溶強化されることも影響することがある。
また、極微量のη相（コバルトタングステン炭化物）を
含むこともある。
る炭素量を低下させタングステン固溶量を増大させて結
合金属相が固溶強化されることも影響することがある。
また、極微量のη相（コバルトタングステン炭化物）を
含むこともある。
【００１１】熱衝撃試験後の抗折強度が試験前の抗折強
度の８０％未満に低下すると、切削時の熱応力によって
材料，部品内にマイクロクラックが発生したり、長期切
削により硬質相，結合相内部に疲労による欠陥が生じる
ことなどして組織が脆化し、寿命や信頼性が著しく低下
する。よって、熱衝撃後の強度が熱衝撃前の強度の８０
％以上を保持することが必要なのである。
度の８０％未満に低下すると、切削時の熱応力によって
材料，部品内にマイクロクラックが発生したり、長期切
削により硬質相，結合相内部に疲労による欠陥が生じる
ことなどして組織が脆化し、寿命や信頼性が著しく低下
する。よって、熱衝撃後の強度が熱衝撃前の強度の８０
％以上を保持することが必要なのである。
【００１２】本発明の超硬合金は、硬質相と結合相で構
成されており、硬質相は炭化タングステンおよび炭化タ
ングステンの一部を周期律表第４ａ，５ａ，６ａ族金属
の炭化物，窒化物，炭窒化物で置換したものからなり、
炭化タングステン以外の成分が配合される場合、硬質相
は、ＷＣ相と複合炭化物固溶体相あるいは複合炭窒化固
溶体相からなる。
成されており、硬質相は炭化タングステンおよび炭化タ
ングステンの一部を周期律表第４ａ，５ａ，６ａ族金属
の炭化物，窒化物，炭窒化物で置換したものからなり、
炭化タングステン以外の成分が配合される場合、硬質相
は、ＷＣ相と複合炭化物固溶体相あるいは複合炭窒化固
溶体相からなる。
【００１３】そして、Ｃｏ等の鉄族金属を１〜２０重量
％の割合で含有させたのは、鉄族金属が１重量％未満で
は、組織が脆化するからであり、２０重量％より多くな
ると硬度が低く、高温強度が低くなるからである。
％の割合で含有させたのは、鉄族金属が１重量％未満で
は、組織が脆化するからであり、２０重量％より多くな
ると硬度が低く、高温強度が低くなるからである。
【００１４】また、本発明の超硬合金では、上記の硬質
相，結合相以外にコバルトタングステン炭化物からなる
相が存在していることが望ましい。このコバルトタング
ステン炭化物としては、Ｃｏ3 Ｗ3 Ｃ，Ｃｏ6 Ｗ6 Ｃ，
Ｃｏ2 Ｗ4 Ｃ，Ｃｏ3 Ｗ9 Ｃ4 の化合物が知られてい
る。これらのコバルトタングステン炭化物のＸ線回折曲
線における最大ピークは、Ｃｏ3 Ｗ3 Ｃでは（３３３）
と（５１１）の合成ピーク、Ｃｏ6 Ｗ6 Ｃでは（３３
３）と（５１１）の合成ピーク、Ｃｏ2 Ｗ4 Ｃでは（３
３３）と（５１１）の合成ピーク、Ｃｏ3 Ｗ9 Ｃ4 では
（３０１）であるが、これらのコバルトタングステン炭
化物のピークの内、最も強度の大きいピーク高さを
Ｉ1 、炭化タングステンの最大ピークであるＷＣの（０
０１）のピーク高さをＩ2 とした時、Ｉ1 ／Ｉ2 で表さ
れるピーク強度比は０より大きく、０．１５以下、特に
０．０１〜０．１０であることが望ましい。ピーク強度
比を上記の範囲に設定したのは、この強度比が０である
と合金中にコバルトタングステン炭化物の析出がなく耐
摩耗性が低下して工具摩耗量が増加するためであり、
０．１５を越えると過剰のコバルトタングステン炭化物
の析出のため、合金強度が低下し、工具損傷が激しくな
るためである。
相，結合相以外にコバルトタングステン炭化物からなる
相が存在していることが望ましい。このコバルトタング
ステン炭化物としては、Ｃｏ3 Ｗ3 Ｃ，Ｃｏ6 Ｗ6 Ｃ，
Ｃｏ2 Ｗ4 Ｃ，Ｃｏ3 Ｗ9 Ｃ4 の化合物が知られてい
る。これらのコバルトタングステン炭化物のＸ線回折曲
線における最大ピークは、Ｃｏ3 Ｗ3 Ｃでは（３３３）
と（５１１）の合成ピーク、Ｃｏ6 Ｗ6 Ｃでは（３３
３）と（５１１）の合成ピーク、Ｃｏ2 Ｗ4 Ｃでは（３
３３）と（５１１）の合成ピーク、Ｃｏ3 Ｗ9 Ｃ4 では
（３０１）であるが、これらのコバルトタングステン炭
化物のピークの内、最も強度の大きいピーク高さを
Ｉ1 、炭化タングステンの最大ピークであるＷＣの（０
０１）のピーク高さをＩ2 とした時、Ｉ1 ／Ｉ2 で表さ
れるピーク強度比は０より大きく、０．１５以下、特に
０．０１〜０．１０であることが望ましい。ピーク強度
比を上記の範囲に設定したのは、この強度比が０である
と合金中にコバルトタングステン炭化物の析出がなく耐
摩耗性が低下して工具摩耗量が増加するためであり、
０．１５を越えると過剰のコバルトタングステン炭化物
の析出のため、合金強度が低下し、工具損傷が激しくな
るためである。
【００１５】なお、上記コバルトタングステン炭化物相
は、合金中に平均粒径が５μｍ以下、特に３μｍ以下の
相として存在することが望ましい。これは、平均粒径が
５μｍを越えると、コバルトタングステン炭化物が本来
脆性であるために、合金全体の強度が低下するためであ
る。最適には平均粒径２μｍ以下である。
は、合金中に平均粒径が５μｍ以下、特に３μｍ以下の
相として存在することが望ましい。これは、平均粒径が
５μｍを越えると、コバルトタングステン炭化物が本来
脆性であるために、合金全体の強度が低下するためであ
る。最適には平均粒径２μｍ以下である。
【００１６】また、上記の場合、コバルトタングステン
炭化物相の生成に伴い、結合相であるＣｏ中にＷが固溶
するためにＣｏの格子定数が変動するが、超硬合金のＣ
ｏの格子定数は３．５５〜３．５８の範囲にあることが
望ましい。さらに、上記の例では、η相（コバルトタン
グステン炭化物）を含有した超硬合金について説明した
が、本発明ではη相を含有しない超硬合金であっても良
い。
炭化物相の生成に伴い、結合相であるＣｏ中にＷが固溶
するためにＣｏの格子定数が変動するが、超硬合金のＣ
ｏの格子定数は３．５５〜３．５８の範囲にあることが
望ましい。さらに、上記の例では、η相（コバルトタン
グステン炭化物）を含有した超硬合金について説明した
が、本発明ではη相を含有しない超硬合金であっても良
い。
【００１７】また、本発明によれば、上記超硬合金を母
材としてその表面に硬質相を形成し、切削特性を改善す
ることもできる。被覆される硬質層は、ＴｉＣ，Ｔｉ
Ｎ，ＴｉＣＮをはじめとする周期律表第４ａ族元素，Ａ
ｌの炭化物，窒化物，炭窒化物，酸化物，炭酸化物，炭
窒酸化物のうち少なくとも一種からなり、この硬質層は
０．１〜１０μｍの厚みでＣＶＤ法あるいはＰＶＤ法に
より形成することができるが、特に、ＰＶＤ法により形
成することが望ましい。これは、ＰＶＤ法における膜生
成温度がＣＶＤ法に比べて低いために、硬質層−超硬母
材界面における層状のコバルトタングステン炭化物の生
成が抑制されるためである。
材としてその表面に硬質相を形成し、切削特性を改善す
ることもできる。被覆される硬質層は、ＴｉＣ，Ｔｉ
Ｎ，ＴｉＣＮをはじめとする周期律表第４ａ族元素，Ａ
ｌの炭化物，窒化物，炭窒化物，酸化物，炭酸化物，炭
窒酸化物のうち少なくとも一種からなり、この硬質層は
０．１〜１０μｍの厚みでＣＶＤ法あるいはＰＶＤ法に
より形成することができるが、特に、ＰＶＤ法により形
成することが望ましい。これは、ＰＶＤ法における膜生
成温度がＣＶＤ法に比べて低いために、硬質層−超硬母
材界面における層状のコバルトタングステン炭化物の生
成が抑制されるためである。
【００１８】ここで、周期律表第４ａ，５ａ，６ａ族元
素およびＡｌの炭化物，窒化物，炭窒化物，酸化物，炭
酸化物，炭窒酸化物で被覆したのは、これらの化合物は
母材に用いたＷＣ基超硬合金に比べ、特に耐摩耗性に優
れているためである。また、硬質層の厚みを０．１〜１
０μｍの厚みとしたのは、０．１μｍよりも薄いと、耐
摩耗性被膜としての効果が期待できず、１０μｍよりも
厚いと被膜の本来有する脆性が顕著となるため、耐欠損
性が低下することに起因する寿命の劣化を引き起こすか
らである。
素およびＡｌの炭化物，窒化物，炭窒化物，酸化物，炭
酸化物，炭窒酸化物で被覆したのは、これらの化合物は
母材に用いたＷＣ基超硬合金に比べ、特に耐摩耗性に優
れているためである。また、硬質層の厚みを０．１〜１
０μｍの厚みとしたのは、０．１μｍよりも薄いと、耐
摩耗性被膜としての効果が期待できず、１０μｍよりも
厚いと被膜の本来有する脆性が顕著となるため、耐欠損
性が低下することに起因する寿命の劣化を引き起こすか
らである。
【００１９】本発明の超硬合金を製造するに当たって
は、原料粉末としてＷＣ粉末、周期律表第４ａ，５ａ，
６ａ族金属の炭化物，窒化物，炭窒化物から選ばれた１
種または２種以上の粉末、および鉄族金属粉末を前述し
た量だけ秤量後、混合粉砕し、プレス成形などの公知の
成形方法により成形後、焼成する。
は、原料粉末としてＷＣ粉末、周期律表第４ａ，５ａ，
６ａ族金属の炭化物，窒化物，炭窒化物から選ばれた１
種または２種以上の粉末、および鉄族金属粉末を前述し
た量だけ秤量後、混合粉砕し、プレス成形などの公知の
成形方法により成形後、焼成する。
【００２０】焼成は、真空度１０-1〜１０-3Ｔｏｒｒの
真空中で１６２３〜１７７３Ｋの温度範囲で１０分〜２
時間行う。なお、コバルトタングステン炭化物の析出
は、一次原料の炭素量中および炭素粉末の添加量を含め
た総炭素量、炭化タングステンの一部を置換する周期律
表第４ａ，５ａ，６ａ族金属の炭化物，窒化物，炭窒化
物の添加量で制御することができる。例えば、使用する
原料の炭素量が化学量論組成よりも低い場合に析出し易
い。
真空中で１６２３〜１７７３Ｋの温度範囲で１０分〜２
時間行う。なお、コバルトタングステン炭化物の析出
は、一次原料の炭素量中および炭素粉末の添加量を含め
た総炭素量、炭化タングステンの一部を置換する周期律
表第４ａ，５ａ，６ａ族金属の炭化物，窒化物，炭窒化
物の添加量で制御することができる。例えば、使用する
原料の炭素量が化学量論組成よりも低い場合に析出し易
い。
【００２１】硬質層の被覆は、焼結体を所定形状に加工
し、洗浄処理した後に、その表面に硬質層を形成する。
硬質層は単一層から構成されていても良いが、異なる材
料からなる複数層から構成されていても良い。例えば、
硬質層をＴｉＮからなる層とＴｉＣからなる層を順次積
層して構成しても良い。
し、洗浄処理した後に、その表面に硬質層を形成する。
硬質層は単一層から構成されていても良いが、異なる材
料からなる複数層から構成されていても良い。例えば、
硬質層をＴｉＮからなる層とＴｉＣからなる層を順次積
層して構成しても良い。
【００２２】熱衝撃試験は、試料をガラスカプセルに真
空封入した後、ガラスカプセルごと加熱することにより
試料を加熱し、水等の冷却媒体中に投下するとと同時に
ガラスカプセルを破砕して、試料に熱衝撃を加えること
により行う。
空封入した後、ガラスカプセルごと加熱することにより
試料を加熱し、水等の冷却媒体中に投下するとと同時に
ガラスカプセルを破砕して、試料に熱衝撃を加えること
により行う。
【００２３】即ち、試料はＪＩＳ抗折試験片形状に加工
され、例えば、内径８ｍｍのバイコールガラス管内に真
空封入し、水中でガラスカプセルの密閉性を確認した
後、所定温度に保持した炉にガラスカプセルをいれて所
定時間保持した後、例えば、２７３Ｋの水槽内に投下し
た。この際、ガラスカプセルを水中に投下すると同時に
機械的衝撃を加えて水と接触するようにした。熱衝撃を
加えた後、３点曲げ法で抗折強度を測定し、熱衝撃試験
前後の強度変化を調査した。試料を真空封入して加熱す
るため、試料の酸化を防止した状態で熱衝撃試験を行う
ことができ、材料本来の耐熱衝撃性を得ることができ
る。
され、例えば、内径８ｍｍのバイコールガラス管内に真
空封入し、水中でガラスカプセルの密閉性を確認した
後、所定温度に保持した炉にガラスカプセルをいれて所
定時間保持した後、例えば、２７３Ｋの水槽内に投下し
た。この際、ガラスカプセルを水中に投下すると同時に
機械的衝撃を加えて水と接触するようにした。熱衝撃を
加えた後、３点曲げ法で抗折強度を測定し、熱衝撃試験
前後の強度変化を調査した。試料を真空封入して加熱す
るため、試料の酸化を防止した状態で熱衝撃試験を行う
ことができ、材料本来の耐熱衝撃性を得ることができ
る。
【００２４】
【作用】本発明によれば、超硬合金の組成，組織を制御
し、熱衝撃試験後の抗折強度を試験前の抗折強度の８０
％以上とすることにより、優れた耐熱衝撃性を有すると
ともに、マイクロクラック等の欠陥の発生を防止して組
織の脆化を防止し、信頼性を大幅に向上する。
し、熱衝撃試験後の抗折強度を試験前の抗折強度の８０
％以上とすることにより、優れた耐熱衝撃性を有すると
ともに、マイクロクラック等の欠陥の発生を防止して組
織の脆化を防止し、信頼性を大幅に向上する。
【００２５】また、表面に、周期律表第４ａ族元素およ
びＡｌの炭化物，窒化物，炭窒化物，酸化物等からなる
硬質層を形成することにより、耐摩耗性をさらに向上す
ることができる。
びＡｌの炭化物，窒化物，炭窒化物，酸化物等からなる
硬質層を形成することにより、耐摩耗性をさらに向上す
ることができる。
【００２６】
【実施例】以下、本発明を次の例で説明する。
【００２７】実施例１ ＷＣ粉末，ＴｉＣ粉末，ＴａＣ粉末およびＣｏ粉末を表
１，２に示す量比で混合し粉砕した後、ＳＤＫ１２０３
形状に成形して１０-2Ｔｏｒｒ以下の真空中で、１６７
３Ｋで１時間焼成した。尚、調合時に炭素粉末，ＷＣ，
ＴｉＣ，ＴａＣの混合比を変え、コバルトタングステン
炭化物量の異なる試料、コバルトタングステン炭化物の
出現しない試料を作製した。
１，２に示す量比で混合し粉砕した後、ＳＤＫ１２０３
形状に成形して１０-2Ｔｏｒｒ以下の真空中で、１６７
３Ｋで１時間焼成した。尚、調合時に炭素粉末，ＷＣ，
ＴｉＣ，ＴａＣの混合比を変え、コバルトタングステン
炭化物量の異なる試料、コバルトタングステン炭化物の
出現しない試料を作製した。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【表２】
【００３０】得られた試料の表面を研磨後、抗折強度片
を三点曲げ試験法により測定するとともに、Ｘ線回折測
定を行い、コバルトタングステン炭化物（Ｃｏ3 Ｗ
3 Ｃ）のピーク高さＩ1 と、ＷＣ（００１）のピーク高
さＩ2 の強度比を算出した。そして、試料を内径８ｍｍ
のバイコールガラス管内に真空封入し、水中でガラスカ
プセルの密閉性を確認した後、８７３、１０７３、１２
７３、１４７３Ｋの各温度に保持した炉にガラスカプセ
ルをいれて３０分間保持した後、２７３Ｋの水槽内に投
下した。この際、ガラスカプセルを水中に投下すると同
時に機械的衝撃を加えて水と接触するようにした。熱衝
撃を加えた後、３点曲げ試験法で抗折強度を測定し、熱
衝撃試験前後の強度変化を調査した。これらの結果につ
いては表１，２に記す。さらに各々の試料について次の
切削テストを行った。
を三点曲げ試験法により測定するとともに、Ｘ線回折測
定を行い、コバルトタングステン炭化物（Ｃｏ3 Ｗ
3 Ｃ）のピーク高さＩ1 と、ＷＣ（００１）のピーク高
さＩ2 の強度比を算出した。そして、試料を内径８ｍｍ
のバイコールガラス管内に真空封入し、水中でガラスカ
プセルの密閉性を確認した後、８７３、１０７３、１２
７３、１４７３Ｋの各温度に保持した炉にガラスカプセ
ルをいれて３０分間保持した後、２７３Ｋの水槽内に投
下した。この際、ガラスカプセルを水中に投下すると同
時に機械的衝撃を加えて水と接触するようにした。熱衝
撃を加えた後、３点曲げ試験法で抗折強度を測定し、熱
衝撃試験前後の強度変化を調査した。これらの結果につ
いては表１，２に記す。さらに各々の試料について次の
切削テストを行った。
【００３１】〔切削条件１〕 フライス切削試験 被削材 ＳＵＳ３０４ 工具形状 ＳＤＫ１２０３ カッター形状 ＭＳＤ４５１２５Ｒ 速度 ２００ｍ／ｍｉｎ． 送り ０．２ｍｍ／ｔｏｏｔｈ 切込み ２ｍｍ 乾式切削 切削時間 ８１０（ｓｅｃ） 工具寿命判定条件（平均フランク摩耗０．２ｍｍ、最大
フランク摩耗０．５ｍｍ）に達するか、または最大８１
０秒まで切削を行った。切削後のフランク摩耗量および
最大フランク摩耗量を測定した。
フランク摩耗０．５ｍｍ）に達するか、または最大８１
０秒まで切削を行った。切削後のフランク摩耗量および
最大フランク摩耗量を測定した。
【００３２】〔切削条件２〕 フライス切削試験 被削材 ＳＵＳ３１６ カッター形状 ＭＳＤ４５１２５Ｒ 速度 ２００ｍ／ｍｉｎ． 送り ０．２ｍｍ／ｔｏｏｔｈ 乾式切削 切込み ２ｍｍ 工具寿命判定条件（平均フランク摩耗０．２ｍｍ、最大
フランク摩耗０．５ｍｍ）に達するまでの切削長を求め
た。なお、寿命要因として、平均フランク摩耗０．２ｍ
ｍに達したものをＶＢ、最大フランク摩耗が０．５ｍｍ
に達したものをＶＢＭ、欠損によるものをＢＲとした。
結果を表３に示す。
フランク摩耗０．５ｍｍ）に達するまでの切削長を求め
た。なお、寿命要因として、平均フランク摩耗０．２ｍ
ｍに達したものをＶＢ、最大フランク摩耗が０．５ｍｍ
に達したものをＶＢＭ、欠損によるものをＢＲとした。
結果を表３に示す。
【００３３】
【表３】
【００３４】そして、図１に試料Ｎo.２と試料Ｎo.６と
試料Ｎo.８の耐熱衝撃試験の結果を示す。ここで、縦軸
は抗折強度を表し、横軸は熱衝撃温度を表している。熱
衝撃温度ΔＴは高温保持温度と冷却媒体との温度差を示
す。図１によれば、本特許範囲外の超硬合金Ｎo.８は８
００Ｋの熱衝撃を与えると、その強度が水中投下前の５
０％以下に低下する。これは、急激な温度変化により、
超硬合金の構成成分の熱膨張係数の違いにより、マイク
ロクラックが発生するなどして合金全体が脆化すること
が原因と考えられる。このため、切削試験における評価
も低いものであった。
試料Ｎo.８の耐熱衝撃試験の結果を示す。ここで、縦軸
は抗折強度を表し、横軸は熱衝撃温度を表している。熱
衝撃温度ΔＴは高温保持温度と冷却媒体との温度差を示
す。図１によれば、本特許範囲外の超硬合金Ｎo.８は８
００Ｋの熱衝撃を与えると、その強度が水中投下前の５
０％以下に低下する。これは、急激な温度変化により、
超硬合金の構成成分の熱膨張係数の違いにより、マイク
ロクラックが発生するなどして合金全体が脆化すること
が原因と考えられる。このため、切削試験における評価
も低いものであった。
【００３５】これに対し、本特許範囲内の超硬合金Ｎo.
６は１２００Ｋからの熱衝撃を与えても、強度は熱衝撃
前の８０％以上を保っており、優れた耐熱衝撃性を有す
ることが明かである。このため、切削試験における評価
も良好であった。従って、本発明の超硬合金を切削工具
として用いた場合、断続的な熱衝撃が加わるために切削
が困難であった、難削材のフライス加工や複雑形状品の
切削加工を行うことができる。
６は１２００Ｋからの熱衝撃を与えても、強度は熱衝撃
前の８０％以上を保っており、優れた耐熱衝撃性を有す
ることが明かである。このため、切削試験における評価
も良好であった。従って、本発明の超硬合金を切削工具
として用いた場合、断続的な熱衝撃が加わるために切削
が困難であった、難削材のフライス加工や複雑形状品の
切削加工を行うことができる。
【００３６】実施例２ ＷＣ粉末，ＴｉＣ粉末，ＴａＣ粉末およびＣｏ粉末を表
４に示す量比で混合し粉砕した後、ＳＤＫ１２０３形状
（フライス用）およびＣＮＭＧ１２０４０８形状（旋削
用）に成形して１０-2Ｔｏｒｒ以下の真空中で、１６７
３Ｋで１時間焼成した。尚、調合時に炭素粉末，ＷＣ，
ＴｉＣ，ＴａＣの混合比を変え、コバルトタングステン
炭化物量の異なる試料を作製した。そして、各試料を切
削工具形状に加工した後、その表面にＰＶＤ法あるいは
ＣＶＤ法により表４に示す膜組成の硬質層を所定厚み形
成した。
４に示す量比で混合し粉砕した後、ＳＤＫ１２０３形状
（フライス用）およびＣＮＭＧ１２０４０８形状（旋削
用）に成形して１０-2Ｔｏｒｒ以下の真空中で、１６７
３Ｋで１時間焼成した。尚、調合時に炭素粉末，ＷＣ，
ＴｉＣ，ＴａＣの混合比を変え、コバルトタングステン
炭化物量の異なる試料を作製した。そして、各試料を切
削工具形状に加工した後、その表面にＰＶＤ法あるいは
ＣＶＤ法により表４に示す膜組成の硬質層を所定厚み形
成した。
【００３７】
【表４】
【００３８】得られた試料の表面を研磨後、上記実施例
１と同様、抗折強度、Ｘ線回折測定、熱衝撃試験を行
い、ピーク高さＩ1 とピーク高さＩ2 の強度比を算出
し、さらに各々の試料について次の切削テストを行っ
た。
１と同様、抗折強度、Ｘ線回折測定、熱衝撃試験を行
い、ピーク高さＩ1 とピーク高さＩ2 の強度比を算出
し、さらに各々の試料について次の切削テストを行っ
た。
【００３９】〔切削条件３〕 フライス切削試験 被削材 ＳＵＳ３０４ 工具形状 ＳＤＫ１２０３ カッター形状 ＭＳＤ４５１２５Ｒ 速度 ２００ｍ／ｍｉｎ． 送り ０．２ｍｍ／ｔｏｏｔｈ 切込み ２ｍｍ 乾式切削 切削時間 ８１０（ｓｅｃ） 工具寿命判定条件（平均フランク摩耗０．２ｍｍ、最大
フランク摩耗０．５ｍｍ）に達するか、または最大８１
０秒まで切削を行った。切削後のフランク摩耗量および
最大フランク摩耗量を測定した。
フランク摩耗０．５ｍｍ）に達するか、または最大８１
０秒まで切削を行った。切削後のフランク摩耗量および
最大フランク摩耗量を測定した。
【００４０】〔切削条件４〕 旋削試験 被削材 ＳＵＳ３０４ カッター形状 ＣＮＭＧ１２０４０８ 速度 １２０ｍ／ｍｉｎ． 送り ０．３ｍｍ／ｒｅｖ 切込み ２ｍｍ 切削液 有（水溶性） 切削時間を６００秒とし、切削後のフランク摩耗、最大
フランク摩耗、ノーズ摩耗量、二次境界摩耗量を測定し
た。結果を表５，６に示す。
フランク摩耗、ノーズ摩耗量、二次境界摩耗量を測定し
た。結果を表５，６に示す。
【００４１】
【表５】
【００４２】
【表６】
【００４３】表５，６によれば、ステンレス切削におい
て優れた切削性能を発揮することができた。また、硬質
層を形成すると、特に旋削において優れた切削性能を発
揮することが判る。
て優れた切削性能を発揮することができた。また、硬質
層を形成すると、特に旋削において優れた切削性能を発
揮することが判る。
【００４４】尚、上記実施例では、本発明を切削工具に
適用した例について説明したが、摺動部材や耐摩耗部品
等に適用しても良いことは勿論である。
適用した例について説明したが、摺動部材や耐摩耗部品
等に適用しても良いことは勿論である。
【００４５】
【発明の効果】本発明によれば、超硬合金の組成，組織
を制御し、熱衝撃試験後の抗折強度を試験前の抗折強度
の８０％以上とすることにより、優れた耐熱衝撃性を有
するとともに、マイクロクラック等の欠陥の発生を防止
して組織の脆化を防止し、信頼性を大幅に向上する。
を制御し、熱衝撃試験後の抗折強度を試験前の抗折強度
の８０％以上とすることにより、優れた耐熱衝撃性を有
するとともに、マイクロクラック等の欠陥の発生を防止
して組織の脆化を防止し、信頼性を大幅に向上する。
【００４６】また、表面に、周期律表第４ａ族元素，Ａ
ｌの炭化物，窒化物，炭窒化物，酸化物のうち少なくと
も一種からなる硬質層を形成することにより、切削加工
時の耐摩耗性をさらに向上することができる。
ｌの炭化物，窒化物，炭窒化物，酸化物のうち少なくと
も一種からなる硬質層を形成することにより、切削加工
時の耐摩耗性をさらに向上することができる。
【図１】熱衝撃温度と抗折強度との関係を示すグラフで
ある。
ある。
Claims (4)
- 【請求項１】結合金属相として鉄族金属から選ばれた１
種または２種以上を１〜２０重量％、残部が炭化タング
ステンからなる硬質相を８０〜９９重量％含有する超硬
合金であって、該超硬合金をガラスカプセル内に真空封
入し、温度差が６００〜１２００Ｋの熱衝撃を与えた後
の抗折強度が、熱衝撃前の抗折強度の８０％以上である
ことを特徴とする超硬合金。 - 【請求項２】硬質相成分として炭化タングステンを、結
合相成分としてコバルトをそれぞれ含み、かつＣｏ3 Ｗ
3 Ｃ，Ｃｏ6 Ｗ6 Ｃ，Ｃｏ2 Ｗ4 ＣおよびＣｏ3 Ｗ9 Ｃ
4 から選ばれる少なくとも１種のコバルトタングステン
炭化物を含有するとともに、Ｘ線回折測定における前記
コバルトタングステン炭化物のＣｏ3 Ｗ3 Ｃの（３３
３）と（５１１）の合成ピーク、Ｃｏ6 Ｗ6 Ｃの（３３
３）と（５１１）の合成ピーク、Ｃｏ2 Ｗ4 Ｃの（３３
３）と（５１１）の合成ピークおよびＣｏ3 Ｗ9 Ｃ4 の
（３０１）のピークのうちの最大ピークの強度をＩ1 、
ＷＣの（００１）のピーク強度をＩ2 とした時、Ｉ1 ／
Ｉ2 で表されるピーク強度比が０より大きく、０．１５
以下であることを特徴とする請求項１記載の超硬合金。 - 【請求項３】炭化タングステンの一部を周期律表４ａ，
５ａ，６ａ族金属の炭化物，窒化物，炭窒化物のうち少
なくとも一種で置換してなることを特徴とする請求項１
または２記載の超硬合金。 - 【請求項４】周期律表第４ａ族元素およびＡｌの炭化
物，窒化物，炭窒化物，酸化物のうち少なくとも一種か
らなる硬質層を、０．１〜１０μｍの厚みで被覆形成し
てなる請求項１乃至３記載の超硬合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34749992A JP2835255B2 (ja) | 1992-12-28 | 1992-12-28 | 超硬合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34749992A JP2835255B2 (ja) | 1992-12-28 | 1992-12-28 | 超硬合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06192782A true JPH06192782A (ja) | 1994-07-12 |
| JP2835255B2 JP2835255B2 (ja) | 1998-12-14 |
Family
ID=18390642
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP34749992A Expired - Fee Related JP2835255B2 (ja) | 1992-12-28 | 1992-12-28 | 超硬合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2835255B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009007623A (ja) * | 2007-06-27 | 2009-01-15 | Kyocera Corp | 小径棒状超硬合金および切削工具ならびにミニチュアドリル |
| GB2489583A (en) * | 2011-03-28 | 2012-10-03 | Element Six Gmbh | Cemented tungsten carbide material |
-
1992
- 1992-12-28 JP JP34749992A patent/JP2835255B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009007623A (ja) * | 2007-06-27 | 2009-01-15 | Kyocera Corp | 小径棒状超硬合金および切削工具ならびにミニチュアドリル |
| GB2489583A (en) * | 2011-03-28 | 2012-10-03 | Element Six Gmbh | Cemented tungsten carbide material |
| GB2489583B (en) * | 2011-03-28 | 2014-06-11 | Element Six Gmbh | Cemented carbide material |
| US9314847B2 (en) | 2011-03-28 | 2016-04-19 | Element Six Gmbh | Cemented carbide material |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2835255B2 (ja) | 1998-12-14 |
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Legal Events
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