JPH0653906B2 - 切削用超硬合金 - Google Patents
切削用超硬合金Info
- Publication number
- JPH0653906B2 JPH0653906B2 JP15112883A JP15112883A JPH0653906B2 JP H0653906 B2 JPH0653906 B2 JP H0653906B2 JP 15112883 A JP15112883 A JP 15112883A JP 15112883 A JP15112883 A JP 15112883A JP H0653906 B2 JPH0653906 B2 JP H0653906B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- carbide
- cutting
- cemented carbide
- molybdenum
- addition
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
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- Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 本発明はフライス加工や旋削加工等に使用する切削用超
硬合金に関するものである。
硬合金に関するものである。
従来、フライス切削等に使用されている超硬合金には炭
化タングステン基および炭化チタン基超硬合金がある。
前者の炭化タングステン基超硬合金においては、炭化チ
タン基超硬合金に比較してクレータ摩耗が大きい欠点が
ある。
化タングステン基および炭化チタン基超硬合金がある。
前者の炭化タングステン基超硬合金においては、炭化チ
タン基超硬合金に比較してクレータ摩耗が大きい欠点が
ある。
他方、炭化チタン基超硬合金は炭化タングステン基超硬
合金よりも硬度が高く、耐熱性が優れているので、高速
切削用に広く用いられているが、炭化タングステン基超
硬合金よりも靭性に乏しく、機械的衝撃，熱衝撃に弱い
欠点がある。またこの炭化チタン基超硬合金は熱伝導性
が炭化タングステン基超硬合金より悪く、切削中に刃先
の部分が局部的に熱せられることによって、刃先にクラ
ックを生じ急冷させると破損することがある。
合金よりも硬度が高く、耐熱性が優れているので、高速
切削用に広く用いられているが、炭化タングステン基超
硬合金よりも靭性に乏しく、機械的衝撃，熱衝撃に弱い
欠点がある。またこの炭化チタン基超硬合金は熱伝導性
が炭化タングステン基超硬合金より悪く、切削中に刃先
の部分が局部的に熱せられることによって、刃先にクラ
ックを生じ急冷させると破損することがある。
このように炭化タングステン基超硬合金および炭化チタ
ン基超硬合金はそれぞれの欠点により切削条件の適合範
囲がかなり制限されている。
ン基超硬合金はそれぞれの欠点により切削条件の適合範
囲がかなり制限されている。
本発明は、上記従来のような炭化タングステン基および
炭化チタン基超硬合金の欠点を改良し、フライス切削等
において低速切削から高速切削まで適用でき、また乾式
切削および湿式切削のいずれの切削条件にも適合でき、
従来の切削用超硬合金よりもより使い易い切削用超硬合
金を得ることを目的とするものである。
炭化チタン基超硬合金の欠点を改良し、フライス切削等
において低速切削から高速切削まで適用でき、また乾式
切削および湿式切削のいずれの切削条件にも適合でき、
従来の切削用超硬合金よりもより使い易い切削用超硬合
金を得ることを目的とするものである。
本発明は、重量比で炭化タングステン４０〜６３％、炭
化チタン５〜３０％、炭化タンタル５〜３０％、ハフニ
ウム、タンタル、ニオブ、ジルコニウムの窒化物のうち
１種又は２種以上の合計量が３％以上２０％未満、モリ
ブデンまたは炭化モリブデン０．５％以上５％未満、コ
バルト、ニッケル、鉄等の鉄族金属５〜２０％の成分か
らなることを特徴とする。
化チタン５〜３０％、炭化タンタル５〜３０％、ハフニ
ウム、タンタル、ニオブ、ジルコニウムの窒化物のうち
１種又は２種以上の合計量が３％以上２０％未満、モリ
ブデンまたは炭化モリブデン０．５％以上５％未満、コ
バルト、ニッケル、鉄等の鉄族金属５〜２０％の成分か
らなることを特徴とする。
この組成によって、従来の炭化チタン基超硬合金よりも
耐熱性に優れ、抗折力の大幅な低下を起さずに硬度が高
められ、かつ広範囲な切削条件に適合することができ
る。
耐熱性に優れ、抗折力の大幅な低下を起さずに硬度が高
められ、かつ広範囲な切削条件に適合することができ
る。
ところで、鋼或いは高級鋳鉄の切削では二番摩耗および
すくい面摩耗を軽減する要素として炭化チタンに及ぶも
のはない。従ってできる限り炭化チタンの比率を大きく
する方が摩耗に関する限り有利であり、５％未満の添加
では摩耗を軽減する効果は得られない。また、炭化チタ
ンは熱伝導率が非常に低く、３０％を越えて添加すると
著しい熱伝導率の低下を引き起こし、それに起因して種
々の問題が生ずる場合がある。したがって炭化チタンは
５〜３０％とする。
すくい面摩耗を軽減する要素として炭化チタンに及ぶも
のはない。従ってできる限り炭化チタンの比率を大きく
する方が摩耗に関する限り有利であり、５％未満の添加
では摩耗を軽減する効果は得られない。また、炭化チタ
ンは熱伝導率が非常に低く、３０％を越えて添加すると
著しい熱伝導率の低下を引き起こし、それに起因して種
々の問題が生ずる場合がある。したがって炭化チタンは
５〜３０％とする。
炭化チタンを効率良く使用するために炭化タングステ
ン、炭化タンタル、炭化ニオブ等を固溶させて使用する
ことが考えられるが、この場合焼結時に固溶耐同志が接
触した部分から互いに融合して大きな粒子に成長しやす
い。この粒子の大きさは工具摩耗の大きな影響因子であ
る。
ン、炭化タンタル、炭化ニオブ等を固溶させて使用する
ことが考えられるが、この場合焼結時に固溶耐同志が接
触した部分から互いに融合して大きな粒子に成長しやす
い。この粒子の大きさは工具摩耗の大きな影響因子であ
る。
しかして窒化物を適量添加すると、この粒成長を妨げる
ことができる。即ち、窒化物は炭化チタン基超硬合金に
特有な炭化チタンを核に持つ有核組織を保ったまま、そ
の炭化チタンに多く見られる固溶体粒子の粒成長を抑制
し、結晶粒を微細にすることができる。また窒化物は概
して炭化チタンに比べ熱衝撃抵抗も大きく、鋼との間の
摩擦係数が小さいため発熱量目体も小さくなり、従来の
炭化チタン基超硬合金よりも、耐熱衝撃性が改善され
る。このように窒化物の添加によって粒の微細化が行な
われるために硬度が高く、耐摩耗性が著しく向上し、一
般の乾式フライス切削等だけでなく、湿式のフライス切
削等においても、カケやチップングを起すことが少な
く、また比較的低チタンで高い切削性能を示す超硬合金
が得られる。
ことができる。即ち、窒化物は炭化チタン基超硬合金に
特有な炭化チタンを核に持つ有核組織を保ったまま、そ
の炭化チタンに多く見られる固溶体粒子の粒成長を抑制
し、結晶粒を微細にすることができる。また窒化物は概
して炭化チタンに比べ熱衝撃抵抗も大きく、鋼との間の
摩擦係数が小さいため発熱量目体も小さくなり、従来の
炭化チタン基超硬合金よりも、耐熱衝撃性が改善され
る。このように窒化物の添加によって粒の微細化が行な
われるために硬度が高く、耐摩耗性が著しく向上し、一
般の乾式フライス切削等だけでなく、湿式のフライス切
削等においても、カケやチップングを起すことが少な
く、また比較的低チタンで高い切削性能を示す超硬合金
が得られる。
硬質窒化物の含有量は３％以上２０％未満の範囲が好ま
しく、２０％以上になると靭性が乏しくなり、また３％
未満では充分な耐熱性耐摩耗性が得られない。
しく、２０％以上になると靭性が乏しくなり、また３％
未満では充分な耐熱性耐摩耗性が得られない。
ここで硬質窒化物としてはＨf Ｎ，Ｔa Ｎ，Ｎb Ｎ，Ｚ
r Ｎから選ばれることが特に必須条件である。その理由
は次に由る。
r Ｎから選ばれることが特に必須条件である。その理由
は次に由る。
すなわち、本発明合金の主要構成成分はＴi ＣおよびＷ
Ｃであが、ＷＣ中には一般には窒化物が固溶せず、窒化
物は主としてＴi Ｃと固溶体をつくることになる。この
場合、Ｔi 金属とは異なるＨf ，Ｔa ，Ｎb ，Ｚr 等の
窒化物と固溶体を形成させると、Ｔi ＣとＴi Ｎの固溶
体よりも硬さが急激に向上し、切削性能上好ましい結果
となる。
Ｃであが、ＷＣ中には一般には窒化物が固溶せず、窒化
物は主としてＴi Ｃと固溶体をつくることになる。この
場合、Ｔi 金属とは異なるＨf ，Ｔa ，Ｎb ，Ｚr 等の
窒化物と固溶体を形成させると、Ｔi ＣとＴi Ｎの固溶
体よりも硬さが急激に向上し、切削性能上好ましい結果
となる。
本発明は、炭化タングステンを基とする合金であり、硬
度、靭性を得るためにその添加量を４０〜６３％とす
る。
度、靭性を得るためにその添加量を４０〜６３％とす
る。
次に炭化タンタルは、前述のように炭化チタンを効率よ
く含有させるために用いられるものであり、５〜３０％
の範囲で添加する。５％未満では炭化チタンを効率よく
含有できず靭性が低下する。また、３０％を越えて添加
しても効果が飽和するとともに靭性が低下する。したが
って、炭化タンタルは５〜３０％の範囲で添加する。ま
た、タンタルとニオブの分離は製錬上困難であって、タ
ンタルには多くの場合ニオブを随伴し、それらの固溶体
は単独のタンタル炭化物との間にきわだった性能の差を
示さないため、特許請求の範囲にいう炭化タンタルには
その一部を炭化ニオブで置き換えた場合も含むものであ
る。
く含有させるために用いられるものであり、５〜３０％
の範囲で添加する。５％未満では炭化チタンを効率よく
含有できず靭性が低下する。また、３０％を越えて添加
しても効果が飽和するとともに靭性が低下する。したが
って、炭化タンタルは５〜３０％の範囲で添加する。ま
た、タンタルとニオブの分離は製錬上困難であって、タ
ンタルには多くの場合ニオブを随伴し、それらの固溶体
は単独のタンタル炭化物との間にきわだった性能の差を
示さないため、特許請求の範囲にいう炭化タンタルには
その一部を炭化ニオブで置き換えた場合も含むものであ
る。
特に本発明において、注目すべき点はモリブデンまたは
炭化モリブデンの添加量である。
炭化モリブデンの添加量である。
すなわち、モリブデンまたは炭化モリブデンは結晶性及
び高温での耐変形性の二点に著しい効果があることを発
明者らは見出した。
び高温での耐変形性の二点に著しい効果があることを発
明者らは見出した。
Ｔi Ｃ−Ｎi 合金において、Ｍo をＮi 量に対し約半分
程度添加すると焼結性が著しく向上することは既に周知
であるが、さらにＷＣが加わった系において、ごく微量
のＭo を添加するだけでも焼結性改善効果が顕著である
ことを種々検討を加えた結果、発明者らは見出した。さ
らに本系合金は硬質窒化物が加わっているために硬質粒
子が非常に微細となり、その結果常温における靭性は優
れるものの、Ｍo を添加しない場合には高温における耐
変形性（耐クリープ性）に劣ることが確めらえる。Ｍo
はこの高温における耐変形性を激的に改善し、ひいては
切削時の耐摩耗性を向上させることを発明者らは見出し
た。
程度添加すると焼結性が著しく向上することは既に周知
であるが、さらにＷＣが加わった系において、ごく微量
のＭo を添加するだけでも焼結性改善効果が顕著である
ことを種々検討を加えた結果、発明者らは見出した。さ
らに本系合金は硬質窒化物が加わっているために硬質粒
子が非常に微細となり、その結果常温における靭性は優
れるものの、Ｍo を添加しない場合には高温における耐
変形性（耐クリープ性）に劣ることが確めらえる。Ｍo
はこの高温における耐変形性を激的に改善し、ひいては
切削時の耐摩耗性を向上させることを発明者らは見出し
た。
ここで、モリブデンまたは炭化モリブデンの最適量は
0.5％以上 5％未満で、 0.5％未満では焼結性改善に効
果が少なく、 5％を越えるとこすりに対する耐摩耗性が
減ずる。モリブデンまたは炭化モリブデンの最適添加量
をこの範囲に選ぶことが大きなポイントで、この点で特
公昭58−9137号と峻別せられるべきものである。
0.5％以上 5％未満で、 0.5％未満では焼結性改善に効
果が少なく、 5％を越えるとこすりに対する耐摩耗性が
減ずる。モリブデンまたは炭化モリブデンの最適添加量
をこの範囲に選ぶことが大きなポイントで、この点で特
公昭58−9137号と峻別せられるべきものである。
以上述べた組成を選ぶことにより、連続切削断続切削共
に優れた効果が得られる。
に優れた効果が得られる。
実施例１ ６３％ＷＣ−１０％ＴｉＣ−５％ＮｂＮ−７％ＴａＣ−
３％Ｍｏ２Ｃ−１２％Ｎｉなる組成に配合し、ボールミ
ルにて７２時間混合した後加圧成形し、１４００℃で焼
結した。（試料Ａ） また、比較材としてＭo ２Ｃを添加しない試料Ｂも同時
に作製し、両者を比較した。試料Ａの抗折力値は240kg
／mm2，試料Ｂのそれは180kg ／mm2であり、Ｍo ２Ｃを
添加することにより焼結性が大幅に向上した。
３％Ｍｏ２Ｃ−１２％Ｎｉなる組成に配合し、ボールミ
ルにて７２時間混合した後加圧成形し、１４００℃で焼
結した。（試料Ａ） また、比較材としてＭo ２Ｃを添加しない試料Ｂも同時
に作製し、両者を比較した。試料Ａの抗折力値は240kg
／mm2，試料Ｂのそれは180kg ／mm2であり、Ｍo ２Ｃを
添加することにより焼結性が大幅に向上した。
また、1000℃における72kg／mm2の応力下における歪速
度を測定したところ、Ａ試料は 0.002×10-4／分、Ｂ試
料は 4.5×10-4／分となり、Ｍo ２Ｃ添加により耐変形
性が著しく向上することが確かめられた。
度を測定したところ、Ａ試料は 0.002×10-4／分、Ｂ試
料は 4.5×10-4／分となり、Ｍo ２Ｃ添加により耐変形
性が著しく向上することが確かめられた。
次に旋盤を用いて切削テストを実施した。
切削緒元は、切削速度180m／分，切込み2mm ，送り 0.3
mm／回転，被削材ＳＣＭ４４０であった。25分切削後、
試料Ａのフランク摩耗幅は0.14mm、試料Ｂのフランク摩
耗幅は0.33mmであった。
mm／回転，被削材ＳＣＭ４４０であった。25分切削後、
試料Ａのフランク摩耗幅は0.14mm、試料Ｂのフランク摩
耗幅は0.33mmであった。
以上説明したように、本発明によれば、常温における抗
折強度の向上と共に高温における耐変形性を改善でき、
耐摩耗性，耐熱衝撃性に富む切削溶超硬合金を得ること
ができる。
折強度の向上と共に高温における耐変形性を改善でき、
耐摩耗性，耐熱衝撃性に富む切削溶超硬合金を得ること
ができる。
実施例２ 本発明の切削用超硬合金を表１に示す組成に配合し、ボ
ールミルにて７２時間混合した後加圧成形し、１４００
℃で焼成した。
ールミルにて７２時間混合した後加圧成形し、１４００
℃で焼成した。
また、比較例としてＭｏ、Ｍｏ２Ｃの添加量が本発明の
範囲外である試料を同様の方法で作成した。焼結性の評
価は抗析力（ＴＲＳ：Ｋｇ／ＭＭ２）、耐変形性評価は
歪速度（１０-4／分）、耐摩耗性評価はフランク摩耗幅
（ＶＢ：ｍｍ）をそれぞれ測定し、その結果を表１に示
す。
範囲外である試料を同様の方法で作成した。焼結性の評
価は抗析力（ＴＲＳ：Ｋｇ／ＭＭ２）、耐変形性評価は
歪速度（１０-4／分）、耐摩耗性評価はフランク摩耗幅
（ＶＢ：ｍｍ）をそれぞれ測定し、その結果を表１に示
す。
歪速度は１０００℃、７２Ｋｇ／ｍｍ２の応力下で測定
した。また、フランク摩耗幅は、切削速度１８０ｍ／
分、切り込み２ｍｍ、送り０．３ｍｍ／回転、被削剤Ｓ
Ｍ４４０で２５分測定後の結果である。
した。また、フランク摩耗幅は、切削速度１８０ｍ／
分、切り込み２ｍｍ、送り０．３ｍｍ／回転、被削剤Ｓ
Ｍ４４０で２５分測定後の結果である。
表１より、ＭｏまたＭｏ２Ｃの添加により、窒化物の添
加による焼結性の劣化を補ったため、室温強度を落さず
に窒化物を有効に使用することができる。
加による焼結性の劣化を補ったため、室温強度を落さず
に窒化物を有効に使用することができる。
実施例３ 本発明の切削用超硬合金を表２に示す組成に配合し、実
施例１と同様の方法で作成した。また、比較例として従
来のＷＣ基超硬合金を作成し、抗折力（ＴＲＳ：Ｋｇ／
ＭＭ２）、硬さ（ＨＲＡ）、切削試験における耐摩耗性
（ＶＢ：ｍｍ）を評価した。その結果を表２に示す。
施例１と同様の方法で作成した。また、比較例として従
来のＷＣ基超硬合金を作成し、抗折力（ＴＲＳ：Ｋｇ／
ＭＭ２）、硬さ（ＨＲＡ）、切削試験における耐摩耗性
（ＶＢ：ｍｍ）を評価した。その結果を表２に示す。
表２より、本発明は、Ｈｆ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｚｒ等の窒化
物の添加によりデメリットとなる強度の低下、焼結性の
阻害等の要因をＭｏ2Ｃの添加により補い、室温におけ
る強度を向上させるとともに、高温特性をも向上させる
ことができる。
物の添加によりデメリットとなる強度の低下、焼結性の
阻害等の要因をＭｏ2Ｃの添加により補い、室温におけ
る強度を向上させるとともに、高温特性をも向上させる
ことができる。
Claims (1)
- 【請求項１】重量比で炭化タングステン４０〜６３％、
炭化チタン５〜３０％、炭化タンタル５〜３０％、Ｈｆ
Ｎ、ＴａＮ、ＮｂＮ、ＺｒＮのうち１種または２種以上
を合計量で３％以上２０％未満、モリブデンまたは炭化
モリブデン０．５％以上５％未満、コバルト、ニッケ
ル、鉄などの鉄族金属５〜２０％の成分からなることを
特徴とする切削用超硬合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15112883A JPH0653906B2 (ja) | 1983-08-19 | 1983-08-19 | 切削用超硬合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15112883A JPH0653906B2 (ja) | 1983-08-19 | 1983-08-19 | 切削用超硬合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6043456A JPS6043456A (ja) | 1985-03-08 |
| JPH0653906B2 true JPH0653906B2 (ja) | 1994-07-20 |
Family
ID=15511973
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15112883A Expired - Lifetime JPH0653906B2 (ja) | 1983-08-19 | 1983-08-19 | 切削用超硬合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0653906B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6521353B1 (en) * | 1999-08-23 | 2003-02-18 | Kennametal Pc Inc. | Low thermal conductivity hard metal |
-
1983
- 1983-08-19 JP JP15112883A patent/JPH0653906B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6043456A (ja) | 1985-03-08 |
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