JPH0641673A - 超硬質合金 - Google Patents
超硬質合金Info
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- JPH0641673A JPH0641673A JP3869393A JP3869393A JPH0641673A JP H0641673 A JPH0641673 A JP H0641673A JP 3869393 A JP3869393 A JP 3869393A JP 3869393 A JP3869393 A JP 3869393A JP H0641673 A JPH0641673 A JP H0641673A
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- Japan
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- phase
- whiskers
- hard
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Abstract
(57)【要約】
【目的】高強度，高靱性，耐欠損性に優れた超硬質合金
を提供する。 【構成】Ｎｂ，Ｔａ，Ｔｉ，ＷまたはＭｏの炭化物，窒
化物もしくは炭窒化物のうち少なくとも一種を主体とす
る硬質相と、ＴｉＣウイスカー相と、鉄族金属を主体と
する結合相とからなる超硬質合金であって、ＴｉＣウイ
スカー相の少なくとも一部が硬質相と分離した状態で存
在する。そして、Ｎｂ，Ｔａの炭化物，窒化物もしくは
炭窒化物より選ばれる少なくとも一種の硬質成分とＴｉ
Ｃウイスカーとのモル比率が１／１乃至３／１を満足す
るとともに、ＷＣを１０〜３０重量％、ＴｉＮを５〜１
５重量％、鉄族金属を５〜２０重量％の割合で含有する
ことが望ましい。
を提供する。 【構成】Ｎｂ，Ｔａ，Ｔｉ，ＷまたはＭｏの炭化物，窒
化物もしくは炭窒化物のうち少なくとも一種を主体とす
る硬質相と、ＴｉＣウイスカー相と、鉄族金属を主体と
する結合相とからなる超硬質合金であって、ＴｉＣウイ
スカー相の少なくとも一部が硬質相と分離した状態で存
在する。そして、Ｎｂ，Ｔａの炭化物，窒化物もしくは
炭窒化物より選ばれる少なくとも一種の硬質成分とＴｉ
Ｃウイスカーとのモル比率が１／１乃至３／１を満足す
るとともに、ＷＣを１０〜３０重量％、ＴｉＮを５〜１
５重量％、鉄族金属を５〜２０重量％の割合で含有する
ことが望ましい。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、高靱性，耐欠損性に優
れた超硬質合金に関する。
れた超硬質合金に関する。
【０００２】
【従来技術】近年、切削用焼結体として、周期律表第４
ａ，５ａ，６ａ族元素の複炭窒化物からなる硬質相と、
鉄族金属からなる結合相によって構成される超硬質合金
が用いられるようになった。
ａ，５ａ，６ａ族元素の複炭窒化物からなる硬質相と、
鉄族金属からなる結合相によって構成される超硬質合金
が用いられるようになった。
【０００３】かかる超硬質合金としては、これまで炭化
チタン（ＴｉＣ）を主成分とするＴｉＣ基サーメットが
主流であったが、このＴｉＣ基サーメットは、古くから
工具材料として用いられていた超硬合金に比較して耐欠
損性に劣るために、この系に窒化物を添加することによ
り靱性を改善したいわゆるＴｉＣＮ基サーメットが提案
された。
チタン（ＴｉＣ）を主成分とするＴｉＣ基サーメットが
主流であったが、このＴｉＣ基サーメットは、古くから
工具材料として用いられていた超硬合金に比較して耐欠
損性に劣るために、この系に窒化物を添加することによ
り靱性を改善したいわゆるＴｉＣＮ基サーメットが提案
された。
【０００４】このＴｉＣＮ基サーメットの代表例として
特公昭５６−５１２０１号公報が挙げられ、ここでは、
（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｍｏ）ＣＮからなる硬質相と、Ｎ
ｉ，Ｃｏからなる結合相とから構成されるサーメットが
開示され、硬質相がＴｉや窒素に富む芯部と、Ｗ，Ｔ
ａ，Ｍｏおよび炭素に富む周辺部とから構成された有芯
構造を呈することが述べられている。
特公昭５６−５１２０１号公報が挙げられ、ここでは、
（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｍｏ）ＣＮからなる硬質相と、Ｎ
ｉ，Ｃｏからなる結合相とから構成されるサーメットが
開示され、硬質相がＴｉや窒素に富む芯部と、Ｗ，Ｔ
ａ，Ｍｏおよび炭素に富む周辺部とから構成された有芯
構造を呈することが述べられている。
【０００５】また、硬質相を形成する炭素（Ｃ）および
窒素（Ｎ）はサーメットの靱性および硬度を決定する大
きな要因であり、最近では窒素を多量に含有させること
によりサーメットの靱性を高めようとする試みもなされ
ている。このようなＴｉＣＮ基サーメットの強度は１３
０ｋｇ／ｍｍ2 程度、靱性は１０ＭＰａ・ｍ1/2 程度で
ある。
窒素（Ｎ）はサーメットの靱性および硬度を決定する大
きな要因であり、最近では窒素を多量に含有させること
によりサーメットの靱性を高めようとする試みもなされ
ている。このようなＴｉＣＮ基サーメットの強度は１３
０ｋｇ／ｍｍ2 程度、靱性は１０ＭＰａ・ｍ1/2 程度で
ある。
【０００６】
【発明が解決しようとする問題点】しかしながら、切削
工具材料や耐摩耗材料の用途は近年ますます広がりを見
せており、従来以上に高強度，高靱性，耐欠損性が要求
される場合が多くなっているが、これらの用途に対して
は従来の材料では対応することができなくなってきた。
また、適当な材料が存在しないことが各種機械の開発を
制約していた。
工具材料や耐摩耗材料の用途は近年ますます広がりを見
せており、従来以上に高強度，高靱性，耐欠損性が要求
される場合が多くなっているが、これらの用途に対して
は従来の材料では対応することができなくなってきた。
また、適当な材料が存在しないことが各種機械の開発を
制約していた。
【０００７】例えば、ドットプリンター用印字ピンの分
野では軽量であることからサーメットが有望視されてい
るが、現状では強度不足のため使用不能である。また、
ドリルやエンドミルにおいては、耐磨耗性が高いことか
らサーメットが有望視されているが、靱性不足のために
応用分野は限定されている。
野では軽量であることからサーメットが有望視されてい
るが、現状では強度不足のため使用不能である。また、
ドリルやエンドミルにおいては、耐磨耗性が高いことか
らサーメットが有望視されているが、靱性不足のために
応用分野は限定されている。
【０００８】
【問題点を解決するための手段】本発明者等は、上記の
問題点に対して検討を行った結果、これまでの超硬質合
金中にＴｉＣウイスカーを配合させた場合、ＴｉＣウイ
スカーが硬質相形成成分となるが、ＴｉＣウイスカーの
少なくとも一部を硬質相と分離した状態で存在させるこ
とにより、高速切削時においてもさらに優れた高強度，
高靱性，耐欠損性を有する超硬質合金が得られることを
知見し、本発明に至った。
問題点に対して検討を行った結果、これまでの超硬質合
金中にＴｉＣウイスカーを配合させた場合、ＴｉＣウイ
スカーが硬質相形成成分となるが、ＴｉＣウイスカーの
少なくとも一部を硬質相と分離した状態で存在させるこ
とにより、高速切削時においてもさらに優れた高強度，
高靱性，耐欠損性を有する超硬質合金が得られることを
知見し、本発明に至った。
【０００９】即ち、本発明の超硬質合金は、Ｎｂ，Ｔ
ａ，Ｔｉ，ＷおよびＭｏの炭化物，窒化物もしくは炭窒
化物のうち少なくとも一種を主体とする硬質相と、Ｔｉ
Ｃウイスカー相と、鉄族金属を主体とする結合相とから
なる超硬質合金であって、前記ＴｉＣウイスカー相の少
なくとも一部が前記硬質相と分離した状態で存在するこ
とを特徴とする。
ａ，Ｔｉ，ＷおよびＭｏの炭化物，窒化物もしくは炭窒
化物のうち少なくとも一種を主体とする硬質相と、Ｔｉ
Ｃウイスカー相と、鉄族金属を主体とする結合相とから
なる超硬質合金であって、前記ＴｉＣウイスカー相の少
なくとも一部が前記硬質相と分離した状態で存在するこ
とを特徴とする。
【００１０】また、本発明の超硬質合金は、Ｎｂ，Ｔａ
の炭化物，窒化物もしくは炭窒化物より選ばれる少なく
とも一種とＴｉＣウイスカーとのモル比率が１／１乃至
３／１を満足するとともに、ＷＣを１０〜３０重量％、
ＴｉＮを５〜１５重量％、鉄族金属を５〜２０重量％の
割合で含有することが望ましい。
の炭化物，窒化物もしくは炭窒化物より選ばれる少なく
とも一種とＴｉＣウイスカーとのモル比率が１／１乃至
３／１を満足するとともに、ＷＣを１０〜３０重量％、
ＴｉＮを５〜１５重量％、鉄族金属を５〜２０重量％の
割合で含有することが望ましい。
【００１１】本発明においては、添加されるＴｉＣウイ
スカーとしては、平均長さが２５μm 以下であり、長径
／短径で表させるアスペクト比の平均が２〜３０である
ことが望ましい。
スカーとしては、平均長さが２５μm 以下であり、長径
／短径で表させるアスペクト比の平均が２〜３０である
ことが望ましい。
【００１２】硬質相形成成分としてはＴｉ，Ｗ，Ｔａ，
Ｎｂ，Ｍｏの炭化物，窒化物もしくは炭窒化物の１種以
上を選択でき、これにより、焼結性を向上し、焼結体の
特性を向上する。
Ｎｂ，Ｍｏの炭化物，窒化物もしくは炭窒化物の１種以
上を選択でき、これにより、焼結性を向上し、焼結体の
特性を向上する。
【００１３】また、本発明の超硬質合金において、Ｔｉ
Ｃウイスカーは、１〜４０体積％の割合で存在させるこ
とが望ましいが、本発明によれはそのウイスカーの一部
が他の硬質相と分離し単独で存在することが大きな特徴
である。尚、単独で存在するウイスカー量は１〜２０体
積％であることが望ましい。これは、ＴｉＣウイスカー
が１体積％よりも少ないと、靱性向上の効果が少なくな
り、２０体積％よりも多いと焼結性が低下する傾向にあ
るからである。
Ｃウイスカーは、１〜４０体積％の割合で存在させるこ
とが望ましいが、本発明によれはそのウイスカーの一部
が他の硬質相と分離し単独で存在することが大きな特徴
である。尚、単独で存在するウイスカー量は１〜２０体
積％であることが望ましい。これは、ＴｉＣウイスカー
が１体積％よりも少ないと、靱性向上の効果が少なくな
り、２０体積％よりも多いと焼結性が低下する傾向にあ
るからである。
【００１４】ＴｉＣウイスカーは、それ自体、単結晶あ
るいは多結晶質からなるもので、その平均長さは２００
μｍ以下、望ましくは１００μｍ以下である。また長径
／短径で表わされるアスペクト比の平均が２〜１００、
特に１０〜５０のものが用いられる。その平均径が５μ
m 以下、特に０．５〜３．０μm が好ましい。平均径が
５μm 以下では靱性改善の効果が大きく、高い抗折強度
を維持できるのに対し、平均径が５μm より大きいと焼
成時の粒成長をコントロールすることが難しくなり、強
度，靱性とも低下し易い。
るいは多結晶質からなるもので、その平均長さは２００
μｍ以下、望ましくは１００μｍ以下である。また長径
／短径で表わされるアスペクト比の平均が２〜１００、
特に１０〜５０のものが用いられる。その平均径が５μ
m 以下、特に０．５〜３．０μm が好ましい。平均径が
５μm 以下では靱性改善の効果が大きく、高い抗折強度
を維持できるのに対し、平均径が５μm より大きいと焼
成時の粒成長をコントロールすることが難しくなり、強
度，靱性とも低下し易い。
【００１５】一方、アスペクト比の平均が２より小さい
と靱性改善の効果が少なく、１００より大きいと原料の
取扱が難しく、均一に分散できないために密度が低下す
る傾向にある。本発明のＴｉＣウイスカーには、窒素
（Ｎ2 ）等の不純物が多少含有することがある。また、
その他の添加物がＴｉＣウイスカー中に拡散し、多少含
有することがある。
と靱性改善の効果が少なく、１００より大きいと原料の
取扱が難しく、均一に分散できないために密度が低下す
る傾向にある。本発明のＴｉＣウイスカーには、窒素
（Ｎ2 ）等の不純物が多少含有することがある。また、
その他の添加物がＴｉＣウイスカー中に拡散し、多少含
有することがある。
【００１６】そして、これらの中でも、ＴｉＣウイスカ
ーの平均長さを２５μm 以下、アスペクト比の平均を２
〜３０とすることにより、真空焼成や１００気圧以下の
低ガス圧雰囲気焼結等の平易な方法で焼成することが可
能となる。
ーの平均長さを２５μm 以下、アスペクト比の平均を２
〜３０とすることにより、真空焼成や１００気圧以下の
低ガス圧雰囲気焼結等の平易な方法で焼成することが可
能となる。
【００１７】また、Ｎｂ，Ｔａの炭化物，窒化物もしく
は炭窒化物より選ばれる少なくとも一種の硬質成分とＴ
ｉＣウイスカーとのモル比率を１／１乃至３／１の範囲
としたのは、モル比率が上記範囲外であると、ＴｉＣウ
イスカー相が結晶組織中に単独で存在し得なくなる傾向
にあり、靱性向上の効果が低下するからである。即ち、
ＴｉＣウイスカー相が他の硬質相中に包含される組織と
なり、ＴｉＣウイスカーによる靱性向上の効果が少なく
なるからである。さらに、ＷＣが１０〜３０重量％の範
囲外の場合、ＴｉＮが５〜１５重量％の範囲外の場合、
鉄族金属が５〜２０重量％の範囲外の場合には焼結体の
靱性が低下したり、耐摩耗性が劣化する等、不具合を生
じる傾向にあるからである。
は炭窒化物より選ばれる少なくとも一種の硬質成分とＴ
ｉＣウイスカーとのモル比率を１／１乃至３／１の範囲
としたのは、モル比率が上記範囲外であると、ＴｉＣウ
イスカー相が結晶組織中に単独で存在し得なくなる傾向
にあり、靱性向上の効果が低下するからである。即ち、
ＴｉＣウイスカー相が他の硬質相中に包含される組織と
なり、ＴｉＣウイスカーによる靱性向上の効果が少なく
なるからである。さらに、ＷＣが１０〜３０重量％の範
囲外の場合、ＴｉＮが５〜１５重量％の範囲外の場合、
鉄族金属が５〜２０重量％の範囲外の場合には焼結体の
靱性が低下したり、耐摩耗性が劣化する等、不具合を生
じる傾向にあるからである。
【００１８】本発明における結晶組織は、図１に示すよ
うに、Ｎｂ，Ｔａ，Ｔｉ，ＷまたはＭｏの炭化物，窒化
物もしくは炭窒化物のうち少なくとも一種を主体とする
硬質相１１間に、高特性のＴｉＣウイスカー相１３が単
独で分散しており、これらが結合相１５で結合された結
晶組織を有している。
うに、Ｎｂ，Ｔａ，Ｔｉ，ＷまたはＭｏの炭化物，窒化
物もしくは炭窒化物のうち少なくとも一種を主体とする
硬質相１１間に、高特性のＴｉＣウイスカー相１３が単
独で分散しており、これらが結合相１５で結合された結
晶組織を有している。
【００１９】また、硬質相１１は、Ｎｂ及び／又はＴａ
の炭化物，窒化物もしくは炭窒化物を主成分とする固溶
体１７を中心として、その周囲にＭｏ及びＷを主体とす
る固溶体１９が形成された組織を呈している。尚、有芯
構造を有する硬質相とＴｉＣウイスカー相との組合せ、
または有芯構造を形成しない硬質相とＴｉＣウイスカー
相の組合せの何れであっても良い。さらに、一部のＴｉ
Ｃウイスカー相が硬質相中に包含されていても良い。
の炭化物，窒化物もしくは炭窒化物を主成分とする固溶
体１７を中心として、その周囲にＭｏ及びＷを主体とす
る固溶体１９が形成された組織を呈している。尚、有芯
構造を有する硬質相とＴｉＣウイスカー相との組合せ、
または有芯構造を形成しない硬質相とＴｉＣウイスカー
相の組合せの何れであっても良い。さらに、一部のＴｉ
Ｃウイスカー相が硬質相中に包含されていても良い。
【００２０】本発明の超硬質合金の製造に際しては、Ｎ
ｂ，Ｔａ，Ｔｉ，ＷまたはＭｏの炭化物，窒化物もしく
は炭窒化物のうち少なくとも一種からなる粉末と、鉄族
金属粉末と、ＴｉＣウイスカー、その他所望によりその
他の添加物を前述したモル比率で所定量だけ添加し、混
合する。この混合物は、所望の成形手段、例えば、金型
プレス，冷間静水圧プレス，押出し成形等により任意の
形状に成形後、焼成する。
ｂ，Ｔａ，Ｔｉ，ＷまたはＭｏの炭化物，窒化物もしく
は炭窒化物のうち少なくとも一種からなる粉末と、鉄族
金属粉末と、ＴｉＣウイスカー、その他所望によりその
他の添加物を前述したモル比率で所定量だけ添加し、混
合する。この混合物は、所望の成形手段、例えば、金型
プレス，冷間静水圧プレス，押出し成形等により任意の
形状に成形後、焼成する。
【００２１】焼成は、普通焼成法，ホットプレス法およ
び熱間静水圧焼成法等が適用される。焼成は１３５０乃
至１９５０℃の温度でＡｒ，Ｈｅ等の不活性ガスもしく
はカーボン等の存在する還元性雰囲気およびそれらの加
圧もしくは減圧雰囲気で０．５乃至６．０時間行えばよ
く、特に高密度の焼結体を得るためには、普通焼成，ホ
ットプレス法によって相対密度９６％以上の焼結体を作
成し、さらに５００気圧以上の高圧力下で熱間静水圧焼
成すれば良い。
び熱間静水圧焼成法等が適用される。焼成は１３５０乃
至１９５０℃の温度でＡｒ，Ｈｅ等の不活性ガスもしく
はカーボン等の存在する還元性雰囲気およびそれらの加
圧もしくは減圧雰囲気で０．５乃至６．０時間行えばよ
く、特に高密度の焼結体を得るためには、普通焼成，ホ
ットプレス法によって相対密度９６％以上の焼結体を作
成し、さらに５００気圧以上の高圧力下で熱間静水圧焼
成すれば良い。
【００２２】なお、焼成においてはホットプレス法およ
び熱間静水圧焼成法等、外部から圧力を加える方法は焼
結コストが高くなり製造上不利な場合が多い。このため
真空、もしくはアルゴン等の不活性雰囲気もしくは窒素
などの加圧もしくは減圧雰囲気で焼成することが望まし
い。このような場合には、とくに配合されるＴｉＣウイ
スカーの平均長さを２５μm 以下、特に５〜１５μm に
すること好ましく、また長径／短径で表させるアスペク
ト比の平均が２〜３０、特に３〜２０のものが用いられ
る。平均長さが２５μｍを越えると焼結体に気孔など欠
陥が発生しやすくなる。一方、アスペクト比の平均が２
より小さいと靱性改善の効果が少なく、３０より大きい
と原料の取扱が難しく、焼結体の密度が低下する傾向に
ある。
び熱間静水圧焼成法等、外部から圧力を加える方法は焼
結コストが高くなり製造上不利な場合が多い。このため
真空、もしくはアルゴン等の不活性雰囲気もしくは窒素
などの加圧もしくは減圧雰囲気で焼成することが望まし
い。このような場合には、とくに配合されるＴｉＣウイ
スカーの平均長さを２５μm 以下、特に５〜１５μm に
すること好ましく、また長径／短径で表させるアスペク
ト比の平均が２〜３０、特に３〜２０のものが用いられ
る。平均長さが２５μｍを越えると焼結体に気孔など欠
陥が発生しやすくなる。一方、アスペクト比の平均が２
より小さいと靱性改善の効果が少なく、３０より大きい
と原料の取扱が難しく、焼結体の密度が低下する傾向に
ある。
【００２３】尚、本発明では、有芯構造が形成されるよ
うに焼成温度，雰囲気等の焼成条件や固溶体生成のバラ
ンスを調整しても良い。この場合には、成形体を真空
中、窒素中の雰囲気あるいは還元性雰囲気中で１４００
〜１６００℃の温度で焼成する。
うに焼成温度，雰囲気等の焼成条件や固溶体生成のバラ
ンスを調整しても良い。この場合には、成形体を真空
中、窒素中の雰囲気あるいは還元性雰囲気中で１４００
〜１６００℃の温度で焼成する。
【００２４】
【作用】本発明の超硬質合金では、欠損は、先ず、表面
に亀裂が生じ、この亀裂が焼結体の内部まで拡大してい
き全体が破壊することにより生じるが、本発明では、上
述したように、硬質相間に高特性のＴｉＣウイスカー相
が単独で分散しているため、外部からの衝撃に対して充
分に耐え（いわゆるアンカー効果）、初期段階での亀裂
の進展が抑制され、欠損が抑制される。
に亀裂が生じ、この亀裂が焼結体の内部まで拡大してい
き全体が破壊することにより生じるが、本発明では、上
述したように、硬質相間に高特性のＴｉＣウイスカー相
が単独で分散しているため、外部からの衝撃に対して充
分に耐え（いわゆるアンカー効果）、初期段階での亀裂
の進展が抑制され、欠損が抑制される。
【００２５】以下、本発明を次の例で説明する。
【００２６】
実施例１ ＮｂＣ（平均粒径１μｍ）、ＮｂＮ（平均粒径１μ
ｍ）、ＮｂＣＮ（平均粒径１μｍ）、ＴａＣ（平均粒径
１μｍ）、ＴａＮ（平均粒径１μｍ）、ＴａＣＮ（平均
粒径１μｍ）、ＴｉＮ（平均粒径１μｍ）、ＷＣ（平均
粒径１μｍ）、Ｍｏ2 Ｃ（平均粒径２μｍ）、Ｎｉ（平
均粒径２μｍ）、Ｃｏ（平均粒径２μｍ）の各粉末およ
びＴｉＣウイスカー（平均長さ２５μｍ、アスペクト比
１５）を、表１の割合に成るように秤量混合した後、
１．５ｔｏｎ／ｃｍ2 の圧力でＴＮＧＡ１６０４０８用
のチップ形状にプレス成形し、１５００℃の温度で真空
度１×１０-3ｔｏｒｒの真空雰囲気で１時間焼成した。
ｍ）、ＮｂＣＮ（平均粒径１μｍ）、ＴａＣ（平均粒径
１μｍ）、ＴａＮ（平均粒径１μｍ）、ＴａＣＮ（平均
粒径１μｍ）、ＴｉＮ（平均粒径１μｍ）、ＷＣ（平均
粒径１μｍ）、Ｍｏ2 Ｃ（平均粒径２μｍ）、Ｎｉ（平
均粒径２μｍ）、Ｃｏ（平均粒径２μｍ）の各粉末およ
びＴｉＣウイスカー（平均長さ２５μｍ、アスペクト比
１５）を、表１の割合に成るように秤量混合した後、
１．５ｔｏｎ／ｃｍ2 の圧力でＴＮＧＡ１６０４０８用
のチップ形状にプレス成形し、１５００℃の温度で真空
度１×１０-3ｔｏｒｒの真空雰囲気で１時間焼成した。
【００２７】
【表１】
【００２８】得られた各焼結体に対してＪＩＳＲ１６０
１に従い３点曲げ抗折強度、ビッカース硬度用ダイヤモ
ンド圧子を用いて荷重２０Ｋｇで圧痕法により破壊靱性
を測定した。また、ＴｉＣウイスカーの単独存在量は、
各試料を３μm のダイヤモンドペーストで鏡面研磨し、
走査型電子顕微鏡により得られた画像を解析して求め
た。
１に従い３点曲げ抗折強度、ビッカース硬度用ダイヤモ
ンド圧子を用いて荷重２０Ｋｇで圧痕法により破壊靱性
を測定した。また、ＴｉＣウイスカーの単独存在量は、
各試料を３μm のダイヤモンドペーストで鏡面研磨し、
走査型電子顕微鏡により得られた画像を解析して求め
た。
【００２９】次に、各試料を用いて下記に示す切削条件
で欠損試験を行い、非欠損コーナー数を調べた。
で欠損試験を行い、非欠損コーナー数を調べた。
【００３０】（欠損試験） 被削材 ＳＣＭ ４３５（４本溝入り） 切削速度 １００ｍ／ｍｉｎ 切り込み ２．５ｍｍ 送り ０．４ｍｍ／ｒｅｖ 切削時間 １ｍｉｎ 特性評価結果は表２に示した。
【００３１】
【表２】
【００３２】表１および表２よれば、本発明の範囲内の
試料は、何れも高強度，高靱性を有するとともに、優れ
た耐欠損性を示した。
試料は、何れも高強度，高靱性を有するとともに、優れ
た耐欠損性を示した。
【００３３】尚、試料Ｎo.１，２は、Ｎｂ，ＴａとＴｉ
Ｃウイスカーとのモル比率が範囲外の場合であり、この
場合には、ＴｉＣウイスカーが硬質相に内包されている
ことが確認された。また、試料Ｎo.１３，１４は、Ｔｉ
Ｃウイスカーを添加することなく、ＴｉＣ粉末を添加し
た例であり、ＴｉＣ粉末が硬質相と分離した状態で存在
していることが確認された。さらに、試料Ｎo.２６は、
ＴｉＣウイスカーを添加することなく、ＴｉＣ粉末を添
加した例であり、硬質相がＴｉとＮに富む芯部と、Ｗ，
Ｍｏ等とＣに富む周辺部とから構成されていることが確
認された。
Ｃウイスカーとのモル比率が範囲外の場合であり、この
場合には、ＴｉＣウイスカーが硬質相に内包されている
ことが確認された。また、試料Ｎo.１３，１４は、Ｔｉ
Ｃウイスカーを添加することなく、ＴｉＣ粉末を添加し
た例であり、ＴｉＣ粉末が硬質相と分離した状態で存在
していることが確認された。さらに、試料Ｎo.２６は、
ＴｉＣウイスカーを添加することなく、ＴｉＣ粉末を添
加した例であり、硬質相がＴｉとＮに富む芯部と、Ｗ，
Ｍｏ等とＣに富む周辺部とから構成されていることが確
認された。
【００３４】実施例２ ＴｉＣウイスカーを２０．０重量％、および粉末として
ＮｂＣ（平均粒径１μｍ）を３９．８重量％、ＷＣ（平
均粒径１μｍ）を１５．０重量％、ＴｉＮ（平均粒径１
μｍ）を１０．０重量％、Ｍｏ2 Ｃ（平均粒径２μｍ）
を５．０重量％、Ｃｏ（平均粒径２μｍ）を７．５重量
％、Ｎｉ（平均粒径２μｍ）を７．５重量％を添加混合
し、１．５ｔｏｎ／ｃｍ2 の圧力でＴＮＧＡ１６０４０
８用のチップ形状にプレス成形し、表３における試料Ｎ
o.２７〜３２については１５５０℃の温度で真空度１×
１０-4ｔｏｒｒの真空雰囲気で２時間焼成し、試料Ｎo.
３３については、１５５０℃の温度でＮ2 ガス圧２５０
ｔｏｒｒの雰囲気で２時間焼成し、試料Ｎo.３４につい
ては１５５０℃の温度１時間真空焼成した後、Ａｒガス
圧１００気圧で１５５０℃の温度で１時間焼成した。こ
こで、ＴｉＣウイスカーの平均長さおよびアスペクト比
を表３に示すように種々変化させ、上記焼成条件におけ
る特性を調べた。
ＮｂＣ（平均粒径１μｍ）を３９．８重量％、ＷＣ（平
均粒径１μｍ）を１５．０重量％、ＴｉＮ（平均粒径１
μｍ）を１０．０重量％、Ｍｏ2 Ｃ（平均粒径２μｍ）
を５．０重量％、Ｃｏ（平均粒径２μｍ）を７．５重量
％、Ｎｉ（平均粒径２μｍ）を７．５重量％を添加混合
し、１．５ｔｏｎ／ｃｍ2 の圧力でＴＮＧＡ１６０４０
８用のチップ形状にプレス成形し、表３における試料Ｎ
o.２７〜３２については１５５０℃の温度で真空度１×
１０-4ｔｏｒｒの真空雰囲気で２時間焼成し、試料Ｎo.
３３については、１５５０℃の温度でＮ2 ガス圧２５０
ｔｏｒｒの雰囲気で２時間焼成し、試料Ｎo.３４につい
ては１５５０℃の温度１時間真空焼成した後、Ａｒガス
圧１００気圧で１５５０℃の温度で１時間焼成した。こ
こで、ＴｉＣウイスカーの平均長さおよびアスペクト比
を表３に示すように種々変化させ、上記焼成条件におけ
る特性を調べた。
【００３５】
【表３】
【００３６】この表３により、ＴｉＣウイスカーの平均
長さが２５μm 以下であり、長径／短径で表されるアス
ペクト比の平均が２〜３０である場合には、真空雰囲気
で焼成した場合でも、特性が高いことが判る。
長さが２５μm 以下であり、長径／短径で表されるアス
ペクト比の平均が２〜３０である場合には、真空雰囲気
で焼成した場合でも、特性が高いことが判る。
【００３７】
【発明の効果】以上詳述した通り、本発明の超硬質合金
は、ＴｉＣウイスカー相を硬質相と分離した状態で存在
させることにより、ＴｉＣウイスカーの特徴を充分発揮
させて、高強度，高靱性に富み、高速切削時においても
優れた耐摩耗性，耐欠損性を得ることができる。これに
より工具として用いた場合に、適用可能な切削条件を拡
大するとともに工具の長寿命化を図ることができる。
は、ＴｉＣウイスカー相を硬質相と分離した状態で存在
させることにより、ＴｉＣウイスカーの特徴を充分発揮
させて、高強度，高靱性に富み、高速切削時においても
優れた耐摩耗性，耐欠損性を得ることができる。これに
より工具として用いた場合に、適用可能な切削条件を拡
大するとともに工具の長寿命化を図ることができる。
【図１】本発明の結晶組織を示す説明図である。
１１ 硬質相 １３ ＴｉＣウイスカー相 １５ 結合相
Claims (3)
- 【請求項１】Ｎｂ，Ｔａ，Ｔｉ，ＷおよびＭｏの炭化
物，窒化物もしくは炭窒化物のうち少なくとも一種を主
体とする硬質相と、ＴｉＣウイスカー相と、鉄族金属を
主体とする結合相とからなる超硬質合金であって、前記
ＴｉＣウイスカー相の少なくとも一部が前記硬質相と分
離した状態で存在することを特徴とする超硬質合金。 - 【請求項２】Ｎｂ，Ｔａの炭化物，窒化物もしくは炭窒
化物より選ばれる少なくとも一種とＴｉＣウイスカーと
のモル比率が１／１乃至３／１を満足するとともに、Ｗ
Ｃを１０〜３０重量％、ＴｉＮを５〜１５重量％、鉄族
金属を５〜２０重量％の割合で含有する請求項１記載の
超硬質合金。 - 【請求項３】ＴｉＣウイスカーは、平均長さが２５μm
以下であり、長径／短径で表させるアスペクト比の平均
が２〜３０である請求項１または２記載の超硬質合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3869393A JPH0641673A (ja) | 1992-05-29 | 1993-02-26 | 超硬質合金 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4-138160 | 1992-05-29 | ||
| JP13816092 | 1992-05-29 | ||
| JP3869393A JPH0641673A (ja) | 1992-05-29 | 1993-02-26 | 超硬質合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0641673A true JPH0641673A (ja) | 1994-02-15 |
Family
ID=26377974
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3869393A Pending JPH0641673A (ja) | 1992-05-29 | 1993-02-26 | 超硬質合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0641673A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02214692A (ja) * | 1989-02-15 | 1990-08-27 | Dainippon Printing Co Ltd | 熱転写シート |
| US7762787B2 (en) | 2004-02-26 | 2010-07-27 | Honda Motor Co., Ltd. | Engine driven working machine |
| CN110129692A (zh) * | 2019-04-23 | 2019-08-16 | 自贡市希力数控工具有限公司 | 一种金属陶瓷材料 |
-
1993
- 1993-02-26 JP JP3869393A patent/JPH0641673A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02214692A (ja) * | 1989-02-15 | 1990-08-27 | Dainippon Printing Co Ltd | 熱転写シート |
| US7762787B2 (en) | 2004-02-26 | 2010-07-27 | Honda Motor Co., Ltd. | Engine driven working machine |
| CN110129692A (zh) * | 2019-04-23 | 2019-08-16 | 自贡市希力数控工具有限公司 | 一种金属陶瓷材料 |
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