JPH0639652B2 - 焼結硬質合金 - Google Patents
焼結硬質合金Info
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- JPH0639652B2 JPH0639652B2 JP60284066A JP28406685A JPH0639652B2 JP H0639652 B2 JPH0639652 B2 JP H0639652B2 JP 60284066 A JP60284066 A JP 60284066A JP 28406685 A JP28406685 A JP 28406685A JP H0639652 B2 JPH0639652 B2 JP H0639652B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、従来のTi（ＣＮ）基焼結硬質合金（以下サー
メツトと称す）の切削特性を一段と改良した切削工具材
料に関するものである。
メツトと称す）の切削特性を一段と改良した切削工具材
料に関するものである。
（従来の技術） サーメツトは、被削材たる鋼との反応性が、ＷＣなどと
比較すると乏しいため、切削工具として、ＷＣ基焼結硬
質合金（以下、超硬合金と称す）に比べ、被削材との溶
着性や、耐クレーター摩耗性に優れているため、超硬合
金にわかる切削工具材料として実用に供されている。特
にサーメツト中の窒素含有量を大きくしていくと、焼結
中の硬質分散相の粒成長が抑制されることから、きわめ
て微細な炭窒化物が分散した組織を得ることが知られて
いる。
比較すると乏しいため、切削工具として、ＷＣ基焼結硬
質合金（以下、超硬合金と称す）に比べ、被削材との溶
着性や、耐クレーター摩耗性に優れているため、超硬合
金にわかる切削工具材料として実用に供されている。特
にサーメツト中の窒素含有量を大きくしていくと、焼結
中の硬質分散相の粒成長が抑制されることから、きわめ
て微細な炭窒化物が分散した組織を得ることが知られて
いる。
サーメツトの最大の弱点は、超硬合金に比べ、耐熱疲労
性に劣る点にあるが、硬質分散相を微細にすると、この
耐熱疲労性が著しく改善されるため、近年のサーメツト
の改善は、いかにサーメツト中の窒素含有量を多くする
かに注目されてきた。
性に劣る点にあるが、硬質分散相を微細にすると、この
耐熱疲労性が著しく改善されるため、近年のサーメツト
の改善は、いかにサーメツト中の窒素含有量を多くする
かに注目されてきた。
しかしながら、硬質分散相中のＮ／（Ｃ＋Ｎ）が原子比
で0.7以上になるこの焼結中の硬質分散相の粒成長抑制
効果は飽和することから、ほゞ0.7が限界とされてい
る。なお且つこの限界である0.7までＮを含有させたサ
ーメツトにおいても、耐熱疲労性は超硬合金に比較する
と十分とはいゝがたく、鋼の湿式フライス切削のよう
に、きわめて厳しい条件の下では、熱疲労から欠損しや
すく、実用範囲は狭かつた。
で0.7以上になるこの焼結中の硬質分散相の粒成長抑制
効果は飽和することから、ほゞ0.7が限界とされてい
る。なお且つこの限界である0.7までＮを含有させたサ
ーメツトにおいても、耐熱疲労性は超硬合金に比較する
と十分とはいゝがたく、鋼の湿式フライス切削のよう
に、きわめて厳しい条件の下では、熱疲労から欠損しや
すく、実用範囲は狭かつた。
（発明が解決しようとする問題点） 上述のサーメツトの耐熱疲労性を改善することである。
（問題点を解決するための手段） 切削工具において、耐熱疲労性を向上させるためには、
熱疲労によつて発生する亀裂、いわゆる熱亀裂の発生を
防ぐこと、および発生した熱亀裂の進展をおさえること
が知られている。そして、それを実現するためには、超
硬合金では脆性材料である硬質分散相を出来るだけ微細
にすること、および結合金属相の硬度を出来るだけ硬く
する、即ち、結合金属相中に出来るだけ多量の硬質分散
相を構成する高融点金属、例えばＷなどを固溶させて、
結合金属を固溶強化させることが知られている。
熱疲労によつて発生する亀裂、いわゆる熱亀裂の発生を
防ぐこと、および発生した熱亀裂の進展をおさえること
が知られている。そして、それを実現するためには、超
硬合金では脆性材料である硬質分散相を出来るだけ微細
にすること、および結合金属相の硬度を出来るだけ硬く
する、即ち、結合金属相中に出来るだけ多量の硬質分散
相を構成する高融点金属、例えばＷなどを固溶させて、
結合金属を固溶強化させることが知られている。
しかしながら、サーメツトにおいては、たしかに硬質分
散相の微細化は著しく効果があつたものの、結合金属の
固溶強化をはるかと、旋削などでの耐摩耗性が著しく劣
化してしまうことが知られている。これは、当該業者に
とつて良く知られた結合金属の固溶強化をはかる方法で
ある、硬質分散相中の非金属元素の量を化学量論的な値
よりも小さなものにする、という方法をとつて、結合金
属の固溶強化をはるかと、（Ti，Ta，Mo，Ｗ）（ＣＮ）
という複炭窒化物は、WCとは異なり、その物性は（Ｃ／
Ｎ）／Ｔｉ＋Ｔａ＋Ｍｏ＋Ｗ）の原子比（以下Ｚ値と称
す）に依存するため、Ｚ値が小さくなると、硬度が急激
に低下するためと考えられる。
散相の微細化は著しく効果があつたものの、結合金属の
固溶強化をはるかと、旋削などでの耐摩耗性が著しく劣
化してしまうことが知られている。これは、当該業者に
とつて良く知られた結合金属の固溶強化をはかる方法で
ある、硬質分散相中の非金属元素の量を化学量論的な値
よりも小さなものにする、という方法をとつて、結合金
属の固溶強化をはるかと、（Ti，Ta，Mo，Ｗ）（ＣＮ）
という複炭窒化物は、WCとは異なり、その物性は（Ｃ／
Ｎ）／Ｔｉ＋Ｔａ＋Ｍｏ＋Ｗ）の原子比（以下Ｚ値と称
す）に依存するため、Ｚ値が小さくなると、硬度が急激
に低下するためと考えられる。
そこで発明者らは、硬質分散相のＺ値を所定の値以上、
即ち0.90以上に保つたまゝで、結合金属相中に十分な高
融点金属の固溶を行えば、該サーメツトの切削特性が著
しく向上するのではないかと考えた。
即ち0.90以上に保つたまゝで、結合金属相中に十分な高
融点金属の固溶を行えば、該サーメツトの切削特性が著
しく向上するのではないかと考えた。
なお、この硬質分散相のＺ値が高く、かつ結合金属相中
に高融点金属が十分に固溶したサーメツトを得る方法と
しては、種々考えられるが、発明者らはもつとも容易な
方法としては以下の方法を考えた。
に高融点金属が十分に固溶したサーメツトを得る方法と
しては、種々考えられるが、発明者らはもつとも容易な
方法としては以下の方法を考えた。
（Ti，Ta，Mo，Ｗ）（Ｃ，Ｎ）系において、温度が高い
ほど多量のＷを含有しうるため、まず高温にて（Ti，T
a，Mo，Ｗ）（Ｃ，Ｎ）複炭窒化物を作成したのち、Ni
とCoを添加し複炭窒化物作成より低温にて焼結を行う
と、複炭窒化物よりＷをはき出すため、金属結合相中の
Ｗの固溶量は充分なものになり、かつ固質分散相たる
（Ti，Ta，Mo，Ｗ）（Ｃ，Ｎ）においてＷがはき出され
るため、必然的にＺ値が上昇する。このような製造法を
用いれば、きわめて容易に硬質分散相のＺ値が0.90以上
でかつ結合金属相の固溶強化のはかれたサーメットを実
現し得る。
ほど多量のＷを含有しうるため、まず高温にて（Ti，T
a，Mo，Ｗ）（Ｃ，Ｎ）複炭窒化物を作成したのち、Ni
とCoを添加し複炭窒化物作成より低温にて焼結を行う
と、複炭窒化物よりＷをはき出すため、金属結合相中の
Ｗの固溶量は充分なものになり、かつ固質分散相たる
（Ti，Ta，Mo，Ｗ）（Ｃ，Ｎ）においてＷがはき出され
るため、必然的にＺ値が上昇する。このような製造法を
用いれば、きわめて容易に硬質分散相のＺ値が0.90以上
でかつ結合金属相の固溶強化のはかれたサーメットを実
現し得る。
この製造法以外に、あらかじめ添加する結合金属相に
Ｗ，Moなどの金属粉を添加しておく方法も考えられる。
いずれにしても（Ti，Ta，Mo，Ｗ）（Ｃ，Ｎ）あるいは
（Ti，Ta，Ｗ）（Ｃ，Ｎ），（Ti，Ｗ）（Ｃ，Ｎ）とTi
と過剰のＷを含む複炭窒化物を原料に用いることが大切
で、ＷをWCの形で添加すると、Ｗが結合金属に固溶する
よりは、WCが硬質分散相に選択的に固溶するため好まし
くない。以下限定理由について述べる。
Ｗ，Moなどの金属粉を添加しておく方法も考えられる。
いずれにしても（Ti，Ta，Mo，Ｗ）（Ｃ，Ｎ）あるいは
（Ti，Ta，Ｗ）（Ｃ，Ｎ），（Ti，Ｗ）（Ｃ，Ｎ）とTi
と過剰のＷを含む複炭窒化物を原料に用いることが大切
で、ＷをWCの形で添加すると、Ｗが結合金属に固溶する
よりは、WCが硬質分散相に選択的に固溶するため好まし
くない。以下限定理由について述べる。
(1) サーメツトの組成 TiC，Ta，Mo，Ｗの複炭窒化物をCoとNiで結合したもの
がサーメツトとして一般的であるが、Tiの一部をZrとHf
で、Taの一部をＶ，Nbで、Moの一部をCrで置換しても、
本発明の効果に変りはない。また、結合金属相にAl，Z
r，Ｂなどの微量添加を行つても、本発明の効果に変り
がないことはいうまでもない。
がサーメツトとして一般的であるが、Tiの一部をZrとHf
で、Taの一部をＶ，Nbで、Moの一部をCrで置換しても、
本発明の効果に変りはない。また、結合金属相にAl，Z
r，Ｂなどの微量添加を行つても、本発明の効果に変り
がないことはいうまでもない。
次にサーメツトの組成の限定についても、原子比でＴｉ
／（Ｔｉ＋Ｔａ＋Ｍｏ＋Ｗ）は0.5未満では耐摩耗性が
不足し、0.9を越えると焼結性が悪化し好ましくない。
Ｎ／（Ｃ＋Ｎ）は0.3未満では、硬質分散相の微粒化の
効果が乏しく、0.7を越えると焼結性が悪化し、かつ硬
質分散相の微粒化効果が飽和するため好ましくない。結
合金属は２重量％以下では強度が不足し、40重量％以上
では耐摩耗性が不足する。なお、これら組成の限定は当
該業者にとつては良く知られたことである。
／（Ｔｉ＋Ｔａ＋Ｍｏ＋Ｗ）は0.5未満では耐摩耗性が
不足し、0.9を越えると焼結性が悪化し好ましくない。
Ｎ／（Ｃ＋Ｎ）は0.3未満では、硬質分散相の微粒化の
効果が乏しく、0.7を越えると焼結性が悪化し、かつ硬
質分散相の微粒化効果が飽和するため好ましくない。結
合金属は２重量％以下では強度が不足し、40重量％以上
では耐摩耗性が不足する。なお、これら組成の限定は当
該業者にとつては良く知られたことである。
(2) Ｚ値 本発明は硬質分散相のＺ値が低いと旋削などで耐摩耗性
が劣ることを改良するための発明であり、0.9未満では
耐摩耗性の点で好ましくなく、1.00を越えるとサーメツ
ト中に遊離炭素が生じるため好ましくない。
が劣ることを改良するための発明であり、0.9未満では
耐摩耗性の点で好ましくなく、1.00を越えるとサーメツ
ト中に遊離炭素が生じるため好ましくない。
なお、Ｚ値は硬質分散相に関する値であるため、配合組
成から結合金属相へ固溶した金属元素の量を減じて計算
しなければならない。
成から結合金属相へ固溶した金属元素の量を減じて計算
しなければならない。
(3) 飽和磁化 本発明は、サーメットの結合金属の固溶強化をはかった
もので、磁性体金属であるＮｉやＣｏが結合金属を構成
している該サーメットにおける結合金属中の高融合金属
（ＴＩ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ）の固溶量を測定するには、磁
性体に磁場を与えたときに飽和する磁化の強さ（飽和磁
化量）の測定を、該サーメットに対して行うのが最も容
易である。
もので、磁性体金属であるＮｉやＣｏが結合金属を構成
している該サーメットにおける結合金属中の高融合金属
（ＴＩ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ）の固溶量を測定するには、磁
性体に磁場を与えたときに飽和する磁化の強さ（飽和磁
化量）の測定を、該サーメットに対して行うのが最も容
易である。
そして該サーメツトの飽和磁化が、結合金属が純粋なNi
とCoであると仮定した値の20％未満では結合金属相その
ものの靭性が不足してしまい好ましくなく、90％を越え
ると固溶強化が充分でなく好ましくない。
とCoであると仮定した値の20％未満では結合金属相その
ものの靭性が不足してしまい好ましくなく、90％を越え
ると固溶強化が充分でなく好ましくない。
なお、このサーメツトの飽和磁化を測定するためには、
CoがNiとCoの合量の２０重量％ではその値が室温では極
めて小さくなるため、工業生産上測定が困難なため好ま
しくない。
CoがNiとCoの合量の２０重量％ではその値が室温では極
めて小さくなるため、工業生産上測定が困難なため好ま
しくない。
（作用） 本発明の合金は硬質分散相が非常に微細な上にＺ値が高
く、かつ結合金属相中に高融点金属が十分に固溶して強
化されるため耐熱疲労性が大幅に改善される。
く、かつ結合金属相中に高融点金属が十分に固溶して強
化されるため耐熱疲労性が大幅に改善される。
（実施例１） 市販のTiC，TiN，WC，TaCの粉末を混合し、窒素気流中
で1700℃にて１時間固溶化処理を行つた。この複炭窒化
物を粉砕したのち、Ni，Co，Mo粉末と添加、湿式混合し
たのち、粉末を乾燥し型押しした。この型押し体を1450
℃、窒素分圧10Torrのもと120分間焼結した。この試料
の飽和磁化は該サーメツトの結合金属が、純粋なNiとCo
であると仮定した値の58％であつた。組成を分析したと
ころ （Ti0.85Ta0.07Mo0.03W0.09）（Co0.51N0.49）0.85 −10重量％Co−５重量％Ni であつたが、固溶したＷ，Moの量を減じるとＺ値は0.92
であつた。この試料をＡとし、比較のため市販のTi（Ｃ
Ｎ），WC，TaC，Mo，Ni，Coを同じ組成になるよう配合
し、同様の工程で製造したものをＢとする。Ｂ合金の飽
和磁化量（以下サーメツトの結合金属が純粋なNiとCoで
あると仮定した値の百分率で表わす）と、硬質分散相の
Ｚ値の関係を表−１に記す。
で1700℃にて１時間固溶化処理を行つた。この複炭窒化
物を粉砕したのち、Ni，Co，Mo粉末と添加、湿式混合し
たのち、粉末を乾燥し型押しした。この型押し体を1450
℃、窒素分圧10Torrのもと120分間焼結した。この試料
の飽和磁化は該サーメツトの結合金属が、純粋なNiとCo
であると仮定した値の58％であつた。組成を分析したと
ころ （Ti0.85Ta0.07Mo0.03W0.09）（Co0.51N0.49）0.85 −10重量％Co−５重量％Ni であつたが、固溶したＷ，Moの量を減じるとＺ値は0.92
であつた。この試料をＡとし、比較のため市販のTi（Ｃ
Ｎ），WC，TaC，Mo，Ni，Coを同じ組成になるよう配合
し、同様の工程で製造したものをＢとする。Ｂ合金の飽
和磁化量（以下サーメツトの結合金属が純粋なNiとCoで
あると仮定した値の百分率で表わす）と、硬質分散相の
Ｚ値の関係を表−１に記す。
ＡとＢ−１〜Ｂ−５のサーメツトで以下の条件で切削テ
ストを行つた。
ストを行つた。
切削条件１ 被 削 材 SCM435（Ｈs＝40） 100mm×200mm角 切削速度 150m／min 送 り 0.30mm／ｔ 切り込み 2.5mm 工具形状 SNMG120408 カツター DNF4160R 切 削 材 水溶性使用 切削時間 10分間 切削条件２ 被 削 材 SCM435（Ｈs＝40）丸棒 切削速度 120m／min 送 り 0.36mm／rev 切り込み 2mm 工具形状 SNMN カツター FN11R−44A 切 削 材 使用せず 切削時間 10分間 切削テストの結果を表−２に記す。
（実施例２） 実施例１のＡと同様の方法で（Ti，Ta，Ｗ）（Ｃ，Ｎ）
の固溶体を種々の温度で作成し、同じ組成になるようN
i，Co，Moを添加し、同一工程で焼結した。
の固溶体を種々の温度で作成し、同じ組成になるようN
i，Co，Moを添加し、同一工程で焼結した。
飽和磁化，Ｚ値およびテスト１，２の結果を表−３に示
す。
す。
（実施例３） 実施例１のＡと同じ複炭窒化物にＡとNiとCoの合量を同
じとしたNi，Co，Moを添加し、同一の工程で試料を作成
した。飽和磁化を測定したところ、室温で測定できたの
はCoがNiとCoの合量の50重量％以上で、50重量％を下ま
わると測定値は０もでゝ測定できなかつた。
じとしたNi，Co，Moを添加し、同一の工程で試料を作成
した。飽和磁化を測定したところ、室温で測定できたの
はCoがNiとCoの合量の50重量％以上で、50重量％を下ま
わると測定値は０もでゝ測定できなかつた。
（発明の効果） 本発明によれば、サーメツトの特長である耐溶着性や、
耐クレーター摩耗性などを生かしたまゝ耐熱疲労性が大
幅に改善された合金が得られ、その適用領域を広げるこ
とが可能となつた。
耐クレーター摩耗性などを生かしたまゝ耐熱疲労性が大
幅に改善された合金が得られ、その適用領域を広げるこ
とが可能となつた。
Claims (1)
- 【請求項１】ＴｉとＴａ，Ｍｏ，Ｗの複炭窒化物、但し
Ｔｉ／（Ｔｉ＋Ｔａ＋Ｍｏ＋Ｗ）の原子比は、０．５以
上０．９以下、Ｎ／（Ｃ＋Ｎ）の原子比は０．３以上
０．７以下を硬質分散相とし、結合金属相としてＮｉと
Ｃｏ，（但し重量％で表示したときのＣｏ／（Ｃｏ＋Ｎ
ｉ）の比の値が０．２以上）を合算で２重量％以上４０
重量％以下の範囲で含有する焼結硬質合金において、該
焼結硬質合金の飽和磁化量が、結合金属相が純粋なＮｉ
とＣｏであると仮定した時の飽和磁化量の２０％以上９
０％以下であり、かつ、硬質分散相中の（Ｃ＋Ｎ）／
（Ｔｉ＋Ｔａ＋Ｍｏ＋Ｗ）の原子比が０．９０以上１．
００以下であることを特徴とする焼結硬質合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60284066A JPH0639652B2 (ja) | 1985-12-16 | 1985-12-16 | 焼結硬質合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60284066A JPH0639652B2 (ja) | 1985-12-16 | 1985-12-16 | 焼結硬質合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62142742A JPS62142742A (ja) | 1987-06-26 |
| JPH0639652B2 true JPH0639652B2 (ja) | 1994-05-25 |
Family
ID=17673847
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60284066A Expired - Lifetime JPH0639652B2 (ja) | 1985-12-16 | 1985-12-16 | 焼結硬質合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0639652B2 (ja) |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60106938A (ja) * | 1983-11-14 | 1985-06-12 | Hitachi Choko Kk | 強靭性サ−メット |
-
1985
- 1985-12-16 JP JP60284066A patent/JPH0639652B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60106938A (ja) * | 1983-11-14 | 1985-06-12 | Hitachi Choko Kk | 強靭性サ−メット |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62142742A (ja) | 1987-06-26 |
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