JPH0665671A - 切削工具用超硬合金 - Google Patents
切削工具用超硬合金Info
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- JPH0665671A JPH0665671A JP31911692A JP31911692A JPH0665671A JP H0665671 A JPH0665671 A JP H0665671A JP 31911692 A JP31911692 A JP 31911692A JP 31911692 A JP31911692 A JP 31911692A JP H0665671 A JPH0665671 A JP H0665671A
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Abstract
(57)【要約】
【構成】硬質相成分として炭化タングステンに、Ｔｉ
Ｃ，ＴａＣ，ＴｉＮ等を含み、結合相成分としてＣｏを
それぞれ含み、かつコバルトタングステン炭化物を含有
し、Ｘ線回折測定でコバルトタングステン炭化物のピー
クのうち最も強度の高いピークの強度を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以下の
超硬合金を用いる。この時、表面に厚さ０．１〜１０μ
ｍの硬質層を形成するとともに、この硬質層を、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化合物により
形成することがある。 【効果】ステンレス等の難削材に対する耐欠損性、耐摩
耗性が大幅に改善され、工具寿命を延長することができ
る。
Ｃ，ＴａＣ，ＴｉＮ等を含み、結合相成分としてＣｏを
それぞれ含み、かつコバルトタングステン炭化物を含有
し、Ｘ線回折測定でコバルトタングステン炭化物のピー
クのうち最も強度の高いピークの強度を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以下の
超硬合金を用いる。この時、表面に厚さ０．１〜１０μ
ｍの硬質層を形成するとともに、この硬質層を、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化合物により
形成することがある。 【効果】ステンレス等の難削材に対する耐欠損性、耐摩
耗性が大幅に改善され、工具寿命を延長することができ
る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、高強度，高靭性を有
し、特にステンレス等の難削材の切削に適する切削工具
用超硬合金に関する。
し、特にステンレス等の難削材の切削に適する切削工具
用超硬合金に関する。
【０００２】
【従来技術】従来から、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−Ｃ
ｏ系合金、もしくは上記ＷＣ−Ｃｏ系に周期律表第４
ａ，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。このステンレスは、耐食性，耐銹性，耐酸化性，
耐熱性に優れるといった特性を有するため、最近幅広い
分野で応用され、加工量も年々増加している。また、加
工硬化の発生，低熱伝導率，工具材料との親和性が高い
という性質を持つために難削性の金属材料の代表と言わ
れており、切削加工、特にフライス加工の分野では問題
が多いのが現状である。
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−Ｃ
ｏ系合金、もしくは上記ＷＣ−Ｃｏ系に周期律表第４
ａ，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。このステンレスは、耐食性，耐銹性，耐酸化性，
耐熱性に優れるといった特性を有するため、最近幅広い
分野で応用され、加工量も年々増加している。また、加
工硬化の発生，低熱伝導率，工具材料との親和性が高い
という性質を持つために難削性の金属材料の代表と言わ
れており、切削加工、特にフライス加工の分野では問題
が多いのが現状である。
【０００３】一方、ＷＣ−Ｃｏ系の超硬合金において、
合金中の炭素量は、合金全体の特性を大きく左右する要
因であることから、製造上細かな制御が行われている。
一般に、この炭素量は、各金属元素の炭化物としての化
学量論組成になる量で添加されるが、その炭素量が多い
場合、合金中には遊離炭素が析出し、逆に炭素が少ない
場合には、合金中に炭素が少ないＣｏ3 Ｗ3 Ｃ，Ｃｏ6
Ｗ6 Ｃ，Ｃｏ2 Ｗ4 Ｃ，Ｃｏ3 Ｗ9 Ｃ4 （以下、コバル
トタングステン炭化物と総称する）等が析出する。通
常、合金の特性の面から、上述したような遊離炭素また
はコバルトタングステン炭化物等を含まない、いわゆる
健全組織合金が一般的に使用されている。
合金中の炭素量は、合金全体の特性を大きく左右する要
因であることから、製造上細かな制御が行われている。
一般に、この炭素量は、各金属元素の炭化物としての化
学量論組成になる量で添加されるが、その炭素量が多い
場合、合金中には遊離炭素が析出し、逆に炭素が少ない
場合には、合金中に炭素が少ないＣｏ3 Ｗ3 Ｃ，Ｃｏ6
Ｗ6 Ｃ，Ｃｏ2 Ｗ4 Ｃ，Ｃｏ3 Ｗ9 Ｃ4 （以下、コバル
トタングステン炭化物と総称する）等が析出する。通
常、合金の特性の面から、上述したような遊離炭素また
はコバルトタングステン炭化物等を含まない、いわゆる
健全組織合金が一般的に使用されている。
【０００４】これは、遊離炭素やコバルトタングステン
炭化物が破壊の起源となり易く、超硬合金の切削特性を
低下させると考えられてきたためである。
炭化物が破壊の起源となり易く、超硬合金の切削特性を
低下させると考えられてきたためである。
【０００５】これに対して、特公昭６３−２７４２１号
では、これまでの考え方に反し、Ｃｏ3 Ｗ3 Ｃの析出を
積極的に促進させた超硬合金が提案され、これによりス
テンレス等の難削性被削材の切削時の耐摩耗性が向上す
ると提案されている。
では、これまでの考え方に反し、Ｃｏ3 Ｗ3 Ｃの析出を
積極的に促進させた超硬合金が提案され、これによりス
テンレス等の難削性被削材の切削時の耐摩耗性が向上す
ると提案されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする問題点】しかしながら、従来
の健全合金からなる超硬合金製切削工具でステンレスを
切削加工すると、切削工具の摩耗が急激に進行したり、
溶着が原因と考えられる欠損が発生して被削材の加工面
状態が悪化し、短時間の内に工具寿命となり、良好な切
削ができないという問題があった。
の健全合金からなる超硬合金製切削工具でステンレスを
切削加工すると、切削工具の摩耗が急激に進行したり、
溶着が原因と考えられる欠損が発生して被削材の加工面
状態が悪化し、短時間の内に工具寿命となり、良好な切
削ができないという問題があった。
【０００７】また、特公昭６３−２７４２１号によれ
ば、ステンレスの切削に対して機械的な強度が不充分で
あり、工具に用いた場合に切削中に欠損を生じ、早々に
工具寿命に到り、良好な切削特性を得るに至っていな
い。
ば、ステンレスの切削に対して機械的な強度が不充分で
あり、工具に用いた場合に切削中に欠損を生じ、早々に
工具寿命に到り、良好な切削特性を得るに至っていな
い。
【０００８】
【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、超硬合金組織内にコバ
ルトタングステン炭化物を極微量析出させて分散するこ
とにより、優れた機械的強度を有するとともにステンレ
スの切削加工に対して優れた耐摩耗性，耐欠損性を有す
る超硬合金が得られることを知見し、本発明に至った。
題点について検討を重ねた結果、超硬合金組織内にコバ
ルトタングステン炭化物を極微量析出させて分散するこ
とにより、優れた機械的強度を有するとともにステンレ
スの切削加工に対して優れた耐摩耗性，耐欠損性を有す
る超硬合金が得られることを知見し、本発明に至った。
【０００９】即ち、本発明の超硬合金は、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 Ｗ6 Ｃ，Ｃｏ
2 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超硬合金
であって、Ｘ線回折測定で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、Ｃｏ6 Ｗ6 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以下であることを特徴とす
るものである。また、上記の構成において、コバルトタ
ングステン炭化物は平均粒径が５μｍ以下の粒子として
存在することが望ましい。
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 Ｗ6 Ｃ，Ｃｏ
2 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超硬合金
であって、Ｘ線回折測定で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、Ｃｏ6 Ｗ6 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以下であることを特徴とす
るものである。また、上記の構成において、コバルトタ
ングステン炭化物は平均粒径が５μｍ以下の粒子として
存在することが望ましい。
【００１０】さらに、表面に厚さ０．１〜１０μｍの硬
質層を形成するとともに、この硬質層を、周期律表第４
ａ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化合物により形成する
ことが望ましい。
質層を形成するとともに、この硬質層を、周期律表第４
ａ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化合物により形成する
ことが望ましい。
【００１１】以下、本発明を詳述する。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、または炭化タングステンの５〜１５重量
％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。また結合相は、Ｃｏ等の鉄族金属を主成分とするも
ので、Ｃｏは全量中に５〜１５重量％の割合で含有され
る。
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、または炭化タングステンの５〜１５重量
％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。また結合相は、Ｃｏ等の鉄族金属を主成分とするも
ので、Ｃｏは全量中に５〜１５重量％の割合で含有され
る。
【００１２】また、本発明の超硬合金によれば、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
なる相が存在することを大きな特徴とするものである。
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 Ｗ
6 Ｃでは（３３３）と（５１１）の合成ピーク、Ｃｏ2
Ｗ4 Ｃでは（３３３）と（５１１）の合成ピーク、Ｃｏ
3 Ｗ9 Ｃ4 では（３０１）であるが、本発明によれば、
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（００１）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が０より
大きく、０．１５以下、望ましくは０．０１〜０．１０
であることが最も重要である。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。
硬質相，結合相以外にコバルトタングステン炭化物から
なる相が存在することを大きな特徴とするものである。
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 Ｗ
6 Ｃでは（３３３）と（５１１）の合成ピーク、Ｃｏ2
Ｗ4 Ｃでは（３３３）と（５１１）の合成ピーク、Ｃｏ
3 Ｗ9 Ｃ4 では（３０１）であるが、本発明によれば、
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（００１）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が０より
大きく、０．１５以下、望ましくは０．０１〜０．１０
であることが最も重要である。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。
【００１３】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。
【００１４】また、本発明の超硬合金によれば、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Ｃ
ｏ中にＷが固溶するためにＣｏの格子定数が変動する
が、本発明における超硬合金のＣｏの格子定数は３．５
５〜３．５８の範囲にあることが望ましい。
トタングステン炭化物相の生成に伴い、結合相であるＣ
ｏ中にＷが固溶するためにＣｏの格子定数が変動する
が、本発明における超硬合金のＣｏの格子定数は３．５
５〜３．５８の範囲にあることが望ましい。
【００１５】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，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
からなり、この硬質層は０．１〜１０μｍの厚みでＣＶ
Ｄ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，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
からなり、この硬質層は０．１〜１０μｍの厚みでＣＶ
Ｄ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。
【００１６】ここで、周期律表第４ａ，Ａｌの炭化物，
窒化物，炭窒化物，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
性がに優れ、工具寿命が向上するからである。また、硬
質層の厚みを０．１〜１０μｍ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よりも厚いと被膜が本来有する脆性が
顕著となるため、耐欠損性が低下することに起因する工
具寿命の劣化を引き起こすからである。
窒化物，炭窒化物，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
性がに優れ、工具寿命が向上するからである。また、硬
質層の厚みを０．１〜１０μｍ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よりも厚いと被膜が本来有する脆性が
顕著となるため、耐欠損性が低下することに起因する工
具寿命の劣化を引き起こすからである。
【００１７】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Ｃｏ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Ｃｏ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。
【００１８】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、本発明の特徴であるコバルトタングス
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、本発明の特徴であるコバルトタングス
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。
【００１９】そして、焼結体を切削工具形状に加工し、
洗浄処理した後に、その表面に硬質層を形成する。被覆
される硬質相としては、ＴｉＣ，ＴｉＮ，ＴｉＣＮをは
じめとする周期律表第４ａ，Ａｌの炭化物，窒化物，炭
窒化物，酸化物が挙げられ、これらは、０．１〜１０μ
ｍの厚みで周知のＣＶＤ法、あるいはＰＶＤ法により形
成される。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。
洗浄処理した後に、その表面に硬質層を形成する。被覆
される硬質相としては、ＴｉＣ，ＴｉＮ，ＴｉＣＮをは
じめとする周期律表第４ａ，Ａｌの炭化物，窒化物，炭
窒化物，酸化物が挙げられ、これらは、０．１〜１０μ
ｍの厚みで周知のＣＶＤ法、あるいはＰＶＤ法により形
成される。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。
【００２０】
【作用】本発明によれば、コバルトタングステン炭化物
を非常に微量な量で析出させることにより、特にステン
レスを切削した時に優れた切削性能を得ることができ
る。これは、コバルトタングステン炭化物自身が高硬度
であるために、耐摩耗性に優れ、さらにコバルトタング
ステン炭化物の生成に伴い結合相に固溶する炭素量が低
下しＷ固溶量が増大するため結合相が固溶強化される。
さらに、生成するコバルトタングステン炭化物の熱膨張
係数が合金の大部分を占めるＷＣ相のそれとは異なるた
めに残留圧縮応力が生じて耐欠損性も向上する。
を非常に微量な量で析出させることにより、特にステン
レスを切削した時に優れた切削性能を得ることができ
る。これは、コバルトタングステン炭化物自身が高硬度
であるために、耐摩耗性に優れ、さらにコバルトタング
ステン炭化物の生成に伴い結合相に固溶する炭素量が低
下しＷ固溶量が増大するため結合相が固溶強化される。
さらに、生成するコバルトタングステン炭化物の熱膨張
係数が合金の大部分を占めるＷＣ相のそれとは異なるた
めに残留圧縮応力が生じて耐欠損性も向上する。
【００２１】しかし、コバルトタングステン炭化物は本
来脆性であるために、合金中に過剰に存在すると機械的
強度が著しく低下し、切削工具として用いた場合に工具
の損傷が激しくなる。
来脆性であるために、合金中に過剰に存在すると機械的
強度が著しく低下し、切削工具として用いた場合に工具
の損傷が激しくなる。
【００２２】よって、このコバルトタングステン炭化物
は、上記の特定の範囲で存在することが必要となるので
ある。この場合には、特にフライス加工に適する。
は、上記の特定の範囲で存在することが必要となるので
ある。この場合には、特にフライス加工に適する。
【００２３】また、表面に、周期律表第４ａ，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。この場合には、
特に旋削加工に適する。
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。この場合には、
特に旋削加工に適する。
【００２４】
実施例１ 以下、本発明を次の例で説明する。
【００２５】ＷＣ粉末，ＴｉＣ粉末，ＴａＣ粉末および
Ｃｏ粉末を表１に示す量比で混合し粉砕した後、ＳＤＫ
１２０３形状に成形して１０-2Ｔｏｒｒ以下の真空中
で、１６７３Ｋ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。
Ｃｏ粉末を表１に示す量比で混合し粉砕した後、ＳＤＫ
１２０３形状に成形して１０-2Ｔｏｒｒ以下の真空中
で、１６７３Ｋ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。
【００２６】得られた焼結体の表面を研磨後、抗折強度
片をＪＩＳ１６１０１規格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（Ｃｏ
3 Ｗ3 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、さらに各々の試料につい
て次の切削テストを行った。
片をＪＩＳ１６１０１規格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（Ｃｏ
3 Ｗ3 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、さらに各々の試料につい
て次の切削テストを行った。
【００２７】〔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。結果を表１に示す。
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。結果を表１に示す。
【００２８】〔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１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１に示す。
【００２９】
【表１】
【００３０】表１によれば、コバルトタングステン炭化
物が析出しているものの、Ｉ1 ／Ｉ2 で表される比率が
０．１５より大きい試料Ｎo.１、Ｎo.２は、抗折強度が
１５０〜１７０ｋｇｆと低く、いずれもステンレスの切
削試験において１００秒で欠損し、切削テスト２におい
ても切削性能の低いものであった。
物が析出しているものの、Ｉ1 ／Ｉ2 で表される比率が
０．１５より大きい試料Ｎo.１、Ｎo.２は、抗折強度が
１５０〜１７０ｋｇｆと低く、いずれもステンレスの切
削試験において１００秒で欠損し、切削テスト２におい
ても切削性能の低いものであった。
【００３１】また、コバルトタングステン炭化物が析出
していない試料Ｎo.８、９の健全合金は、優れた抗折強
度を有するものの、ステンレス切削においては、摩耗が
大きく、切削寿命が短い。
していない試料Ｎo.８、９の健全合金は、優れた抗折強
度を有するものの、ステンレス切削においては、摩耗が
大きく、切削寿命が短い。
【００３２】これに対して、コバルトタングステン炭化
物を微量析出させた本発明の超硬合金は、高い抗折強度
を維持しつつ、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。
物を微量析出させた本発明の超硬合金は、高い抗折強度
を維持しつつ、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。
【００３３】実施例２ ＷＣ粉末，ＴｉＣ粉末，ＴａＣ粉末およびＣｏ粉末を表
２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２に示す膜組成の硬質層を所定厚み形
成した。
２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２に示す膜組成の硬質層を所定厚み形
成した。
【００３４】
【表２】
【００３５】得られた試料の表面を研磨後、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、さらに各々の試料について次
の切削テストを行った。
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、さらに各々の試料について次
の切削テストを行った。
【００３６】〔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。
【００３７】〔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３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３に示す。
【００３８】
【表３】
【００３９】表３によれば、コバルトタングステン炭化
物を微量析出させた本発明の超硬合金はステンレス切削
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。
物を微量析出させた本発明の超硬合金はステンレス切削
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。
【００４０】
【発明の効果】以上記述したように、本発明の超硬合金
は、極微量のコバルトタングステン炭化物を析出分散さ
せることにより、ステンレスに対する耐欠損性，耐摩耗
性が大幅に改善され、工具寿命を延長することができ
る。また、表面に硬質層を形成することにより、旋削に
おいて耐摩耗性等の切削性能をさらに向上することがで
きる。
は、極微量のコバルトタングステン炭化物を析出分散さ
せることにより、ステンレスに対する耐欠損性，耐摩耗
性が大幅に改善され、工具寿命を延長することができ
る。また、表面に硬質層を形成することにより、旋削に
おいて耐摩耗性等の切削性能をさらに向上することがで
きる。
Claims (2)
- 【請求項１】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
炭化物を含有する超硬合金であって、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、Ｃｏ6 Ｗ6 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以下であることを特徴とする切削工具用超硬合
金。 - 【請求項２】表面に厚さ０．１〜１０μｍの硬質層を形
成するとともに、この硬質層を、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化合物により形成してなる請求
項１記載の切削工具用超硬合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31911692A JP2801484B2 (ja) | 1992-06-15 | 1992-11-30 | 切削工具用超硬合金 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4-154966 | 1992-06-15 | ||
| JP15496692 | 1992-06-15 | ||
| JP31911692A JP2801484B2 (ja) | 1992-06-15 | 1992-11-30 | 切削工具用超硬合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0665671A true JPH0665671A (ja) | 1994-03-08 |
| JP2801484B2 JP2801484B2 (ja) | 1998-09-21 |
Family
ID=26483095
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP31911692A Expired - Fee Related JP2801484B2 (ja) | 1992-06-15 | 1992-11-30 | 切削工具用超硬合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2801484B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2009001929A1 (ja) * | 2007-06-27 | 2008-12-31 | Kyocera Corporation | 超硬合金、切削工具ならびに切削加工装置 |
| CN101985717A (zh) * | 2010-11-13 | 2011-03-16 | 湖南三三合金集团有限公司 | 高韧性超粗晶钨钴硬质合金的制备方法 |
| JP2013220521A (ja) * | 2012-04-19 | 2013-10-28 | Sumitomo Electric Hardmetal Corp | 切削工具用の基材および表面被覆切削工具 |
| JP2013252583A (ja) * | 2012-06-06 | 2013-12-19 | Sumitomo Electric Hardmetal Corp | 切削工具用の基材およびそれを含む表面被覆切削工具 |
-
1992
- 1992-11-30 JP JP31911692A patent/JP2801484B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2009001929A1 (ja) * | 2007-06-27 | 2008-12-31 | Kyocera Corporation | 超硬合金、切削工具ならびに切削加工装置 |
| JP5225274B2 (ja) * | 2007-06-27 | 2013-07-03 | 京セラ株式会社 | 超硬合金、切削工具ならびに切削加工装置 |
| CN101985717A (zh) * | 2010-11-13 | 2011-03-16 | 湖南三三合金集团有限公司 | 高韧性超粗晶钨钴硬质合金的制备方法 |
| JP2013220521A (ja) * | 2012-04-19 | 2013-10-28 | Sumitomo Electric Hardmetal Corp | 切削工具用の基材および表面被覆切削工具 |
| JP2013252583A (ja) * | 2012-06-06 | 2013-12-19 | Sumitomo Electric Hardmetal Corp | 切削工具用の基材およびそれを含む表面被覆切削工具 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2801484B2 (ja) | 1998-09-21 |
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