JPS5819736B2 - 切削工義用焼結合金 - Google Patents
切削工義用焼結合金Info
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- JPS5819736B2 JPS5819736B2 JP50123561A JP12356175A JPS5819736B2 JP S5819736 B2 JPS5819736 B2 JP S5819736B2 JP 50123561 A JP50123561 A JP 50123561A JP 12356175 A JP12356175 A JP 12356175A JP S5819736 B2 JPS5819736 B2 JP S5819736B2
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- carbide
- cutting
- mo2c
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C29/00—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides
- C22C29/02—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides
- C22C29/04—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides based on carbonitrides
Description
【発明の詳細な説明】
旋削、フライス切削等に使用される切削工具用焼結合金
としてはＷＣ系超硬合金とＴｉＣ系サーメットがあり、
前者ＷＣ系超硬合金は熱伝導性に優れ、靭性も高いが、
フレーク摩耗が太きいため切削加工時構成刃先を生じ易
い欠点があって最近の高速切削に対しては適合範囲が狭
く限定されている。
としてはＷＣ系超硬合金とＴｉＣ系サーメットがあり、
前者ＷＣ系超硬合金は熱伝導性に優れ、靭性も高いが、
フレーク摩耗が太きいため切削加工時構成刃先を生じ易
い欠点があって最近の高速切削に対しては適合範囲が狭
く限定されている。
他方、後者ＴｉＣ系サーメットは硬度が高く、耐熱性に
も優れているので高速切削に適するが靭性、熱衝撃に対
する強度が低く、また高温時塑性変形を起し易いためフ
ライス切削、断続切削等においてチッピングを生じ、更
に重切削あるいは被削材の硬度が高い場合は刃先が変形
して寿命を低下させる欠点があり、両者は一長一短で用
途も狭い範囲に限定されていた。
も優れているので高速切削に適するが靭性、熱衝撃に対
する強度が低く、また高温時塑性変形を起し易いためフ
ライス切削、断続切削等においてチッピングを生じ、更
に重切削あるいは被削材の硬度が高い場合は刃先が変形
して寿命を低下させる欠点があり、両者は一長一短で用
途も狭い範囲に限定されていた。
このためＴｉＣ系サーメットの靭性を高めるため主成分
子ｉＣの５０％以下をＷＣ、ＴａＣ，ＨｆＣ等他の炭化
物で置換することが知られているが、この場合も軽度の
断続切削を可能とするに止まり満足すべきものは得られ
なかった。
子ｉＣの５０％以下をＷＣ、ＴａＣ，ＨｆＣ等他の炭化
物で置換することが知られているが、この場合も軽度の
断続切削を可能とするに止まり満足すべきものは得られ
なかった。
またＴｉＣの一部をＴｉＮ 、 ＺｒＮ等の窒化物で置
換したＴｉＣ系サーメットも知られており、この場合は
耐衝撃性を改善しフライス切削、熱衝撃を受ける湿式切
削にも効果を示すが、これら窒化物は硬度が低いため塑
性変形を生じ易く刃先温度が低温に維持される用途に限
定されていた。
換したＴｉＣ系サーメットも知られており、この場合は
耐衝撃性を改善しフライス切削、熱衝撃を受ける湿式切
削にも効果を示すが、これら窒化物は硬度が低いため塑
性変形を生じ易く刃先温度が低温に維持される用途に限
定されていた。
本発明は上記ＷＣ系超硬合金、ＴｉＣ系サーメットの欠
点を解消し、広範な用途に適用でき、特にＴｉＣ系サー
メットの優れた耐クレータ性を低下させることなく塑性
変形に対する抵抗を高めて高速における重切削を可能と
し、更に熱伝導性を改善しＴｉＣの一部を他の炭化物、
窒化物で置換したＴｉＣ系サーメットに比しても優れた
耐熱衝撃性、耐機械的衝撃性を具え、高速におけるフラ
イス切削、湿式切削にも摘したＴｉＣ系サーメットから
なる切削工具用焼結合金を開発したものである。
点を解消し、広範な用途に適用でき、特にＴｉＣ系サー
メットの優れた耐クレータ性を低下させることなく塑性
変形に対する抵抗を高めて高速における重切削を可能と
し、更に熱伝導性を改善しＴｉＣの一部を他の炭化物、
窒化物で置換したＴｉＣ系サーメットに比しても優れた
耐熱衝撃性、耐機械的衝撃性を具え、高速におけるフラ
イス切削、湿式切削にも摘したＴｉＣ系サーメットから
なる切削工具用焼結合金を開発したものである。
ＴｉＣ系サーメットの基本的組成はＴｉＣ，Ｎｉおよび
Ｍｏからなり、ＭｏはＭＯ２Ｃと併用あるいはＭＯ２Ｃ
に置き換えられその高い濡れ性によってＴｉＣの表面に
拡散侵入してＴｉＣとＮｉの結合強度を高めるが、過大
の場合に脆い中間相（Ｔｉ、Ｍｏ）Ｃを形成して合金の
強度を下げるためＭｏおよび／またはＭＯ２Ｃは２０％
以下に制限する必要があるとされていた。
Ｍｏからなり、ＭｏはＭＯ２Ｃと併用あるいはＭＯ２Ｃ
に置き換えられその高い濡れ性によってＴｉＣの表面に
拡散侵入してＴｉＣとＮｉの結合強度を高めるが、過大
の場合に脆い中間相（Ｔｉ、Ｍｏ）Ｃを形成して合金の
強度を下げるためＭｏおよび／またはＭＯ２Ｃは２０％
以下に制限する必要があるとされていた。
本発明者等はＴｉＣ系サーメットについて種々の炭化物
を用いて実験を繰返した結果多改分系複合炭化物ＸＴ
ｉＣＹＶＶＣＺＭ Ｏ２Ｃをあられした組成図第１図に
おいて Ｘ＝５０ Ｙ＝３２．５ Ｚ＝１７．５ の点Ａ
Ｘ＝２５ Ｙ＝４８．８ Ｚ＝２６．２ の点Ｂ
Ｘ＝２５ Ｙ＝２６．２ Ｚ＝４８．８ の点Ｃ
Ｘ＝５０ Ｙ＝１７．５ Ｚ＝３２．５ の点り
を頂点とする四辺形Ａ、Ｂ、Ｃ，Ｄの領域内組成物に結
合金属Ｎｉ、Ｃｏを加えて成型、焼結することによって
、塑性変形に対する抵抗を著しく改善すると共に熱伝導
性をも高めて耐熱衝撃性をも大巾に改善することを見出
した。
を用いて実験を繰返した結果多改分系複合炭化物ＸＴ
ｉＣＹＶＶＣＺＭ Ｏ２Ｃをあられした組成図第１図に
おいて Ｘ＝５０ Ｙ＝３２．５ Ｚ＝１７．５ の点Ａ
Ｘ＝２５ Ｙ＝４８．８ Ｚ＝２６．２ の点Ｂ
Ｘ＝２５ Ｙ＝２６．２ Ｚ＝４８．８ の点Ｃ
Ｘ＝５０ Ｙ＝１７．５ Ｚ＝３２．５ の点り
を頂点とする四辺形Ａ、Ｂ、Ｃ，Ｄの領域内組成物に結
合金属Ｎｉ、Ｃｏを加えて成型、焼結することによって
、塑性変形に対する抵抗を著しく改善すると共に熱伝導
性をも高めて耐熱衝撃性をも大巾に改善することを見出
した。
しかしこの合金は粒成長を生じ易くそのため機械的衝撃
に弱く、耐摩耗性に不満があった。
に弱く、耐摩耗性に不満があった。
上記の欠点である粒成長を抑制するため更に実験を繰返
した結果、Ｎｉ、Ｃｏからなる結合剤５〜２０％と共に
窒化物から選ばれたＴｉＮ 、 ＴａＮを３〜２０％の
範囲で配合含有させることによって満足すべき成果を収
めた。
した結果、Ｎｉ、Ｃｏからなる結合剤５〜２０％と共に
窒化物から選ばれたＴｉＮ 、 ＴａＮを３〜２０％の
範囲で配合含有させることによって満足すべき成果を収
めた。
すなわち本発明は、多成分系複合炭化物Ｘ Ｔ ｉ Ｃ
−ＹＷＣ−ＺＭｏ２Ｃをあられした組成図においてＸ＝
５０ Ｙ＝３２．５ Ｚ＝１７．５ の点ＡＸ＝
２５ Ｙ＝４８．８ Ｚ＝２６．２ の点ＢＸ＝
２５ Ｙ＝２６．２ Ｚ＝４８．８ の点ＣＸ＝
５０ Ｙ＝１７．５ Ｚ＝３２．５ の点りを頂
点とする四辺形Ａ、Ｂ、Ｃ，Ｄの領域内組成よりなり、
重量比でＭｏ２Ｃ／ＷＣ＝３５／６５〜６５／３５とし
たＷＣとＭｏ２Ｃが５０〜７５％、ＴｉＣが２５〜５０
％からなる炭化物６０〜９２％と、窒化物から選ばれた
ＴｉＮ、ＴａＮのいずれかまたは両者の混合物ｈ〜２０
％と、結合金属としてＮｉ、Ｃｏのいずれかまたは両者
の混合物５〜２０％とからなる炭化物と窒化物の固溶体
相と、結合金属相によって構成されることを特徴とした
、従来にない優れた耐熱衝撃性、耐機械的衝撃性、耐摩
耗性、塑性変形に対する抵抗性を具え、高速におけるフ
ライス切削、湿式切削に適した微細結晶粒径の切削工具
用焼結合金の開発に成功したもので以下実施例について
説明する。
−ＹＷＣ−ＺＭｏ２Ｃをあられした組成図においてＸ＝
５０ Ｙ＝３２．５ Ｚ＝１７．５ の点ＡＸ＝
２５ Ｙ＝４８．８ Ｚ＝２６．２ の点ＢＸ＝
２５ Ｙ＝２６．２ Ｚ＝４８．８ の点ＣＸ＝
５０ Ｙ＝１７．５ Ｚ＝３２．５ の点りを頂
点とする四辺形Ａ、Ｂ、Ｃ，Ｄの領域内組成よりなり、
重量比でＭｏ２Ｃ／ＷＣ＝３５／６５〜６５／３５とし
たＷＣとＭｏ２Ｃが５０〜７５％、ＴｉＣが２５〜５０
％からなる炭化物６０〜９２％と、窒化物から選ばれた
ＴｉＮ、ＴａＮのいずれかまたは両者の混合物ｈ〜２０
％と、結合金属としてＮｉ、Ｃｏのいずれかまたは両者
の混合物５〜２０％とからなる炭化物と窒化物の固溶体
相と、結合金属相によって構成されることを特徴とした
、従来にない優れた耐熱衝撃性、耐機械的衝撃性、耐摩
耗性、塑性変形に対する抵抗性を具え、高速におけるフ
ライス切削、湿式切削に適した微細結晶粒径の切削工具
用焼結合金の開発に成功したもので以下実施例について
説明する。
実施例 １
市販のＭｏ２Ｃ，ＷＣ，ＴｉＣ，ＴｉＮ、ＴａＮ、Ｎｉ
、Ｃ。
、Ｃ。
を最終生成物として第１表に示す成分比になるよう配合
し、ステンレスボールミルと超硬合金ボールを用いて１
００時間の湿式粉砕を行なって得た粒径０．５〜０．８
μの混合物を乾燥後パラフィンを３％添加し１ｔ／ｃ１
ｉ１の圧力でプレス成型し、非酸化性雰囲気中８００℃
に仮焼してバインダを揮散させた後、ダイヤモンドドレ
ッサによって前加工しついで各試料を焼結温度に加熱し
て得た切削工具チップを≠１５０のダイヤモンドホイー
ルで５ＮＰ４３２の寸法及びＪＩＳに定められた抗折力
試験片の寸法（４×８×２５ｍｍ）に精密研磨を施して
諸特注を測定した結果を第１表に示す。
し、ステンレスボールミルと超硬合金ボールを用いて１
００時間の湿式粉砕を行なって得た粒径０．５〜０．８
μの混合物を乾燥後パラフィンを３％添加し１ｔ／ｃ１
ｉ１の圧力でプレス成型し、非酸化性雰囲気中８００℃
に仮焼してバインダを揮散させた後、ダイヤモンドドレ
ッサによって前加工しついで各試料を焼結温度に加熱し
て得た切削工具チップを≠１５０のダイヤモンドホイー
ルで５ＮＰ４３２の寸法及びＪＩＳに定められた抗折力
試験片の寸法（４×８×２５ｍｍ）に精密研磨を施して
諸特注を測定した結果を第１表に示す。
第１表に示されるように、窒化物および結合金属をＴｉ
ｎおよびＮｉに選定し、それぞれの範囲の中間値付近の
８重量％並びに７重量％に固定し、残り８５重量％炭化
物ＷＣ、ＭＯ２ＣおよびＴｉＣの組成比を変えた場合の
特性値を測定した処、第１図のＡ、Ｂ、Ｃ，Ｄの４辺形
区域内（線上を含む）に打点される試料Ａ１〜１２は該
区域外の試料／１６１３〜２０１こ比して抗折力硬度お
よび切削特注いずれの面においても格段と優れた特性を
示した。
ｎおよびＮｉに選定し、それぞれの範囲の中間値付近の
８重量％並びに７重量％に固定し、残り８５重量％炭化
物ＷＣ、ＭＯ２ＣおよびＴｉＣの組成比を変えた場合の
特性値を測定した処、第１図のＡ、Ｂ、Ｃ，Ｄの４辺形
区域内（線上を含む）に打点される試料Ａ１〜１２は該
区域外の試料／１６１３〜２０１こ比して抗折力硬度お
よび切削特注いずれの面においても格段と優れた特性を
示した。
また、炭化物組成を上記４辺形区域のほぼ中心に打点さ
れる３０Ｍｏ２Ｃ，３０ＷＣ，４０ＴｉＣに固定すると
共に窒化物および結合金属の配合量を前と同様Ｏこ固定
し、窒化物ＴｉＮの全部または×をＴａＮに置換、結合
金属Ｎｉの全部または約ｙ２７□０に置換した試料ＡＭ
１ａ〜１ｅはいずれも試料篤１に劣らぬ特性を示し、特
に結合金属の場合はＮｉとＣｏの併用によって試料Ａ１
ｄおよび１ｅに見られるように抗折力を著しく高めるこ
とが確かめられた。
れる３０Ｍｏ２Ｃ，３０ＷＣ，４０ＴｉＣに固定すると
共に窒化物および結合金属の配合量を前と同様Ｏこ固定
し、窒化物ＴｉＮの全部または×をＴａＮに置換、結合
金属Ｎｉの全部または約ｙ２７□０に置換した試料ＡＭ
１ａ〜１ｅはいずれも試料篤１に劣らぬ特性を示し、特
に結合金属の場合はＮｉとＣｏの併用によって試料Ａ１
ｄおよび１ｅに見られるように抗折力を著しく高めるこ
とが確かめられた。
実施例 ２
３成分からなる炭化物の内Ｗ Ｃ＋Ｍ Ｏ２Ｃ／ Ｔ
ｔ Ｃを第１図のＡ、Ｂ、Ｃ，Ｄ４４辺形域のほぼ中心
に打点される試料／１６１の６０／４０とし全炭化物を
総量中８５％、窒化物としてＴｉｎ ８％、結合金属と
してＮｉ７％にすると共に炭化物中６０％のＭｏ２Ｃと
ＷＣの比率を３５／６５〜６５／３５の限界値内外に設
定し、前と同様にして製作した試料について測定した諸
特注値を第２表に示す。
ｔ Ｃを第１図のＡ、Ｂ、Ｃ，Ｄ４４辺形域のほぼ中心
に打点される試料／１６１の６０／４０とし全炭化物を
総量中８５％、窒化物としてＴｉｎ ８％、結合金属と
してＮｉ７％にすると共に炭化物中６０％のＭｏ２Ｃと
ＷＣの比率を３５／６５〜６５／３５の限界値内外に設
定し、前と同様にして製作した試料について測定した諸
特注値を第２表に示す。
第２表に示される通り、Ｍｏ２Ｃ／ＷＣが３５／６５〜
６５／３５の範２囲内にある試料Ａ６２１〜２４はいず
れも満足すべき緒特性を示したが、Ｍｏ２ Ｃ／ＷＣが
３５／６５〜６５／３５を外れた試料／１６２５および
２６は抗折力低く、切削特注も著しく劣化して実用性を
欠へ 実施例 ３ 炭化物Ｍｏ２ Ｃ、ＷＣおよびＴｉＣの組成比を第１図
のＡ、Ｂ、Ｃ，Ｄ４辺形区域のほぼ中心に打点される試
料／１６１の３０ Ｍｏ２ Ｃ、３０ＷＣ、４０ＴｉＣ
に固定し、該炭化物と窒化物および結合金属の含有量を
代え、他は前と同様に製作した試料について緒特性を測
定した結果を第３表に示す。
６５／３５の範２囲内にある試料Ａ６２１〜２４はいず
れも満足すべき緒特性を示したが、Ｍｏ２ Ｃ／ＷＣが
３５／６５〜６５／３５を外れた試料／１６２５および
２６は抗折力低く、切削特注も著しく劣化して実用性を
欠へ 実施例 ３ 炭化物Ｍｏ２ Ｃ、ＷＣおよびＴｉＣの組成比を第１図
のＡ、Ｂ、Ｃ，Ｄ４辺形区域のほぼ中心に打点される試
料／１６１の３０ Ｍｏ２ Ｃ、３０ＷＣ、４０ＴｉＣ
に固定し、該炭化物と窒化物および結合金属の含有量を
代え、他は前と同様に製作した試料について緒特性を測
定した結果を第３表に示す。
第３表に示されるように全組成中に含まれる３０：３０
：４０の比率に固定したＭｏ ２ Ｃ＋ Ｗ Ｃおよび
ＴｉＣからなる炭化物の総量を下限の６０％、窒化物お
よび結合金属をそれぞれ上限の２０％とした試料廃３１
並びに上記炭化物の総量を上限の９２％、窒化物および
結合金属を下限の３％および５％とした試料Ａ、 ３２
は上記炭化物の総量および窒化物、結合金属の３者を中
間値付近に設定した試料／１６．１とほぼ同等の特性値
を得たが、上記炭化物の総量が下限に満たず、窒化物お
よび結合金属が共に上限を超えた試料／／６３３は切削
試験における塑性変形量、ＶＢ共に大きく実用に適せず
、逆に上記炭化物の総量が上限を超え、窒化物および結
合金属が共に下限に満たない試料／ｆ６３４は切削状１
験にチッピングを生じ実用不能となることが確かめられ
た。
：４０の比率に固定したＭｏ ２ Ｃ＋ Ｗ Ｃおよび
ＴｉＣからなる炭化物の総量を下限の６０％、窒化物お
よび結合金属をそれぞれ上限の２０％とした試料廃３１
並びに上記炭化物の総量を上限の９２％、窒化物および
結合金属を下限の３％および５％とした試料Ａ、 ３２
は上記炭化物の総量および窒化物、結合金属の３者を中
間値付近に設定した試料／１６．１とほぼ同等の特性値
を得たが、上記炭化物の総量が下限に満たず、窒化物お
よび結合金属が共に上限を超えた試料／／６３３は切削
試験における塑性変形量、ＶＢ共に大きく実用に適せず
、逆に上記炭化物の総量が上限を超え、窒化物および結
合金属が共に下限に満たない試料／ｆ６３４は切削状１
験にチッピングを生じ実用不能となることが確かめられ
た。
なお、範囲外の試料Ａ３３，３４の内、前者應３３の切
削特注は第１表において参考として示した市販品の内、
最も良好と見られる試料Ａと同等であった。
削特注は第１表において参考として示した市販品の内、
最も良好と見られる試料Ａと同等であった。
実施例 ４
実施例３と同様に炭化物Ｍｏ２Ｃ２ＷＣおよびＴｉＣを
３０：３０：４０の比率に固定すると共に、結合金属を
その範囲３〜２０％のほぼ中間の１２％に固定し、全組
成中に含まれる窒化物の含有量を限界値付近とした場合
の特性値を測定した結果を第４表に示す。
３０：３０：４０の比率に固定すると共に、結合金属を
その範囲３〜２０％のほぼ中間の１２％に固定し、全組
成中に含まれる窒化物の含有量を限界値付近とした場合
の特性値を測定した結果を第４表に示す。
第４表に示されるように結合金属を１２％に固定すると
共に、窒化物を限界値付近、Ｍｏ２Ｃ２ＷＣおよびＴｉ
Ｃを３０：３０：４０の比率とした炭化物を残部とした
場合、窒化物が下限３％および上限２０％の試料慮４１
および４２においては満足すべき特注を示したが、下限
に満たない４４３および上限を超える／１６．４４はい
ずれも著しく切削特性が劣化し実用に耐えなかった。
共に、窒化物を限界値付近、Ｍｏ２Ｃ２ＷＣおよびＴｉ
Ｃを３０：３０：４０の比率とした炭化物を残部とした
場合、窒化物が下限３％および上限２０％の試料慮４１
および４２においては満足すべき特注を示したが、下限
に満たない４４３および上限を超える／１６．４４はい
ずれも著しく切削特性が劣化し実用に耐えなかった。
また、結合金属を１２％に固定したま＼窒化物を全熱配
合せず、その分だけ炭化物を増添した試料、４４５は窒
化物１％の篤４３よりも更に劣化した特性を示し、窒化
物が微量の添加によって焼結合金硬質相の粒成長を抑制
するが切削特注を改善するためには３〜２０％が必要で
あることが明らかにされた。
合せず、その分だけ炭化物を増添した試料、４４５は窒
化物１％の篤４３よりも更に劣化した特性を示し、窒化
物が微量の添加によって焼結合金硬質相の粒成長を抑制
するが切削特注を改善するためには３〜２０％が必要で
あることが明らかにされた。
実施例 ５
実施例４と逆に窒化物をほぼ中間の１０％に固定し、結
合金属の配合量を変えた他は実施例４に準する試料につ
いて特性値を測定した結果を第５表に示す。
合金属の配合量を変えた他は実施例４に準する試料につ
いて特性値を測定した結果を第５表に示す。
第５表に示される通り、窒化物を１０％に固定し結合金
属を限界値付近、炭化物を残部とした場合、結合金属が
下限５％および上限２０％の試料４５１および５２は優
れた緒特注を示したが、結合金属が下限に満たない扁５
３は切削試、験においてチッピングを生じて使用に耐え
ず上限を超えたＡ６５４は塑性変形量、■８共は高く実
用性に乏しい。
属を限界値付近、炭化物を残部とした場合、結合金属が
下限５％および上限２０％の試料４５１および５２は優
れた緒特注を示したが、結合金属が下限に満たない扁５
３は切削試、験においてチッピングを生じて使用に耐え
ず上限を超えたＡ６５４は塑性変形量、■８共は高く実
用性に乏しい。
以上の通り、Ｍ Ｏ２Ｃ、ＷＣ、Ｔ ｔ Ｃからなる第
１図の３成分系組成図の点Ａ、Ｂ、Ｃ，Ｄの４辺形区域
に囲まれ、重量比でＭｏ ２ Ｃ／ＷＣ＝ ３５／ ６
５〜６５／３５としたＷＣとＭＯ２Ｃが５０〜７５％１
、ＴｉＣ２５〜５０％からなる炭化物６０〜９２％と、
窒化物ＴｉＮ ＋ＴａＮのいずれかまたは混合物３〜２
０％と、結合金属Ｎｉ、Ｃｏのいずれかまたは混合物５
〜２０％とからなる本発明の切削工具用焼結合金は、範
囲外の合金に比し著しく微小な結晶粒径を呈し、切削特
性においても格段と優れている。
１図の３成分系組成図の点Ａ、Ｂ、Ｃ，Ｄの４辺形区域
に囲まれ、重量比でＭｏ ２ Ｃ／ＷＣ＝ ３５／ ６
５〜６５／３５としたＷＣとＭＯ２Ｃが５０〜７５％１
、ＴｉＣ２５〜５０％からなる炭化物６０〜９２％と、
窒化物ＴｉＮ ＋ＴａＮのいずれかまたは混合物３〜２
０％と、結合金属Ｎｉ、Ｃｏのいずれかまたは混合物５
〜２０％とからなる本発明の切削工具用焼結合金は、範
囲外の合金に比し著しく微小な結晶粒径を呈し、切削特
性においても格段と優れている。
なお、市販品と比較しても該市販中で最も良好な試料Ａ
も本発明の範囲外の試料／ｌ６３３および５４とほぼ同
等の切削特性に止まり、本発明の合金の優れた特性を裏
づけだ。
も本発明の範囲外の試料／ｌ６３３および５４とほぼ同
等の切削特性に止まり、本発明の合金の優れた特性を裏
づけだ。
しかして本発明において炭化物中のＴｉＣの含有量を全
炭化物中２５〜５０％に限定した理由は、第１表にＡ、
Ｂ、Ｃ，Ｄ区域外の試料４１９，１４゜２０および１７
，１３，１８として示された特性値の他、第１図の点（
試料Ａ６）４と３を結ぶ線上の炭化物８５％、ＴｉＮ５
％、ＮｉｌＯ％からなる焼結合金において炭化物中のＴ
ｉＣ含有量と、前記切削特注■の塑性変形量および抗折
力測定の場合と同様４Ｘ８Ｘ２５ｍｍの試験片をスパン
２０ｍｍに支持して静荷重に代えて３００ｇの鋼球落下
による耐衝撃強度の関係を表わす第２図からも明示され
る通り、ＴｉＣが全炭化物中２５％に満たない場合はＭ
Ｏ２ＣとＷＣの粗大針状結晶を生じ抗折力を急激に低下
させ、逆に５０％を超えると塑性変形量を著しく増大さ
せるからである。
炭化物中２５〜５０％に限定した理由は、第１表にＡ、
Ｂ、Ｃ，Ｄ区域外の試料４１９，１４゜２０および１７
，１３，１８として示された特性値の他、第１図の点（
試料Ａ６）４と３を結ぶ線上の炭化物８５％、ＴｉＮ５
％、ＮｉｌＯ％からなる焼結合金において炭化物中のＴ
ｉＣ含有量と、前記切削特注■の塑性変形量および抗折
力測定の場合と同様４Ｘ８Ｘ２５ｍｍの試験片をスパン
２０ｍｍに支持して静荷重に代えて３００ｇの鋼球落下
による耐衝撃強度の関係を表わす第２図からも明示され
る通り、ＴｉＣが全炭化物中２５％に満たない場合はＭ
Ｏ２ＣとＷＣの粗大針状結晶を生じ抗折力を急激に低下
させ、逆に５０％を超えると塑性変形量を著しく増大さ
せるからである。
次に炭化物中Ｍｏ２Ｃ／ＷＣ比を３５／６５〜６５／３
５に限定した理由は、ＷＣが３５％に満たない場合はＭ
Ｏ２Ｃが過大となって脆いＭ Ｏ２Ｃ結晶を析出、逆に
ＷＣが６５％を超えると粗大針状ＷＣの結晶を析出して
いずれの場合も焼結合金を脆化し第２表に示すように切
削特性を劣化させるためであるが、更に耐衝撃抗折力を
調査するため第２表と同様ＷＣ＋ＭＯ２Ｃ／Ｔ ｉ Ｃ
を６０／４０、全炭化物を総量中８５％、ＴｉＮ８％、
Ｎｉ７％とし、全炭化物中６０％のＷＣとＭｏ２Ｃを各
種の比率とした試料について静荷重に代えて３００ｇの
鋼球落下試験を行なった処、第３図ζこ示す通り第２表
と同じ傾向の抗折力を示した。
５に限定した理由は、ＷＣが３５％に満たない場合はＭ
Ｏ２Ｃが過大となって脆いＭ Ｏ２Ｃ結晶を析出、逆に
ＷＣが６５％を超えると粗大針状ＷＣの結晶を析出して
いずれの場合も焼結合金を脆化し第２表に示すように切
削特性を劣化させるためであるが、更に耐衝撃抗折力を
調査するため第２表と同様ＷＣ＋ＭＯ２Ｃ／Ｔ ｉ Ｃ
を６０／４０、全炭化物を総量中８５％、ＴｉＮ８％、
Ｎｉ７％とし、全炭化物中６０％のＷＣとＭｏ２Ｃを各
種の比率とした試料について静荷重に代えて３００ｇの
鋼球落下試験を行なった処、第３図ζこ示す通り第２表
と同じ傾向の抗折力を示した。
また窒化物ＴｉＮ、ＴａＮの含有量を３〜２０％に限定
した理由は第４表に示した通り、３％に満たないときは
粒成長抑制の効果が乏しく、２０％を超えた場合は空孔
を生じ、いずれの場合も切削特性を著しく劣化させ、実
用に供し得ない。
した理由は第４表に示した通り、３％に満たないときは
粒成長抑制の効果が乏しく、２０％を超えた場合は空孔
を生じ、いずれの場合も切削特性を著しく劣化させ、実
用に供し得ない。
更に結合金属Ｎｉ、Ｃｏの配合量を５〜２０％に限定し
た理由は、第５表に示される通り５％に満たないときは
初回が乏しくチッピングを生じ一方２０％を超えた場合
は硬度の不足による耐磨耗性の低下をもたらすからであ
る。
た理由は、第５表に示される通り５％に満たないときは
初回が乏しくチッピングを生じ一方２０％を超えた場合
は硬度の不足による耐磨耗性の低下をもたらすからであ
る。
なお、本発明において特に窒化物ＴｉＮ、ＴａＮを配合
する理由は前述の通り焼結合金の粒成長を抑制するため
のもので、その効果は第４表における無添加の試料４４
５によって明らかにされるがＴｉＮとＴａＮとの間には
僅かながら溶解性においてＴｉＮが優るが、殆んど有意
差とは認められない程度である。
する理由は前述の通り焼結合金の粒成長を抑制するため
のもので、その効果は第４表における無添加の試料４４
５によって明らかにされるがＴｉＮとＴａＮとの間には
僅かながら溶解性においてＴｉＮが優るが、殆んど有意
差とは認められない程度である。
また、各実施例においてはＭｏ２Ｃ２ＷＣおよびＴｉＣ
からなる主成分の炭化物を混合した状態で使用したが、
これらは常法によって予め固溶させたトリプルカーバイ
トとすることが望ましい。
からなる主成分の炭化物を混合した状態で使用したが、
これらは常法によって予め固溶させたトリプルカーバイ
トとすることが望ましい。
第１図は本発明焼結合金の主成分をなす炭化物Ｔｉ Ｃ
、ＷＣおよびＭＯ２Ｃの３成分系組成図、第２図は上記
炭化物中のＴｉＣ含有量が焼結合金の塑性変形量および
耐衝撃抗折力に及ぼす影響を示す線図、第３図は同じく
炭化物中のＷＣとＭｏ２Ｃの比が焼結合金の耐衝撃抗折
力に及ぼす影響を表わす線図である。
、ＷＣおよびＭＯ２Ｃの３成分系組成図、第２図は上記
炭化物中のＴｉＣ含有量が焼結合金の塑性変形量および
耐衝撃抗折力に及ぼす影響を示す線図、第３図は同じく
炭化物中のＷＣとＭｏ２Ｃの比が焼結合金の耐衝撃抗折
力に及ぼす影響を表わす線図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｉ Ｍｏ２ Ｃ、ＷＣおよびＴｉｃからなり第１図の
３成分系組成図の点Ａ、Ｂ、ＣおよびＤの４辺形区域に
囲まれ、重量比でＭｏ２Ｃ／ＷＣ−３５／６５〜６５／
３５としたＷＣとＭｏ２Ｃが５０〜７５％、ＴｉＣが２
５〜５０％からなる炭化物６０〜９２％と、窒化物から
選ばれたＴｉＮ 、ＴａＮのいずれかまたは両者の混合
物３〜２０％と、結合金属としてＮｉ。 Ｃｏのいずれかまたは両者の混合物５〜２０％とからな
る炭化物と窒化物の固溶体相と、結合金属相によって構
成されることを特徴とした切削工具用焼結合金。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP50123561A JPS5819736B2 (ja) | 1975-10-14 | 1975-10-14 | 切削工義用焼結合金 |
| US05/731,959 US4047897A (en) | 1975-10-14 | 1976-10-13 | Sintered alloy for cutting tools |
| DE2646433A DE2646433C3 (de) | 1975-10-14 | 1976-10-14 | Sinterlegierung |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP50123561A JPS5819736B2 (ja) | 1975-10-14 | 1975-10-14 | 切削工義用焼結合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5247507A JPS5247507A (en) | 1977-04-15 |
| JPS5819736B2 true JPS5819736B2 (ja) | 1983-04-19 |
Family
ID=14863625
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP50123561A Expired JPS5819736B2 (ja) | 1975-10-14 | 1975-10-14 | 切削工義用焼結合金 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4047897A (ja) |
| JP (1) | JPS5819736B2 (ja) |
| DE (1) | DE2646433C3 (ja) |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4120719A (en) * | 1976-12-06 | 1978-10-17 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Cemented carbonitride alloys containing tantalum |
| DE2815705C2 (de) * | 1978-04-12 | 1986-10-16 | Rolf 3100 Celle Rüße | Verfahren und Vorrichtung zum Zentrieren von Futterrohren |
| CA1174438A (en) * | 1981-03-27 | 1984-09-18 | Bela J. Nemeth | Preferentially binder enriched cemented carbide bodies and method of manufacture |
| USRE34180E (en) * | 1981-03-27 | 1993-02-16 | Kennametal Inc. | Preferentially binder enriched cemented carbide bodies and method of manufacture |
| US5288676A (en) * | 1986-03-28 | 1994-02-22 | Mitsubishi Materials Corporation | Cemented carbide |
| JP2985300B2 (ja) * | 1990-12-25 | 1999-11-29 | 三菱マテリアル株式会社 | 硬質層被覆サーメット |
| US6057046A (en) * | 1994-05-19 | 2000-05-02 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Nitrogen-containing sintered alloy containing a hard phase |
| KR100796649B1 (ko) * | 2006-06-21 | 2008-01-22 | 재단법인서울대학교산학협력재단 | 인성을 향상시키는 2차 상이 완전 고용상으로부터 상분리에의하여 형성된 세라믹과 서멧트 및 각각의 제조 방법 |
| CN100572580C (zh) * | 2007-07-23 | 2009-12-23 | 武汉钢铁(集团)公司 | 一种用于冲印头的耐磨硬质合金材料及其制备方法 |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3492101A (en) * | 1967-05-10 | 1970-01-27 | Chromalloy American Corp | Work-hardenable refractory carbide tool steels |
| BE756565A (fr) * | 1969-09-30 | 1971-03-01 | Ugine Carbone | Alliages durs a base de nitrures |
| US3679442A (en) * | 1969-11-21 | 1972-07-25 | Du Pont | Hot-pressed titanium nitride-titanium carbide compositions |
| BE794383A (fr) * | 1972-02-14 | 1973-07-23 | Teledyne Ind | Alliages de carbures pour outils de coupe |
| US3994692A (en) * | 1974-05-29 | 1976-11-30 | Erwin Rudy | Sintered carbonitride tool materials |
| DE2435989C2 (de) * | 1974-07-26 | 1982-06-24 | Fried. Krupp Gmbh, 4300 Essen | Verfahren zur Herstellung eines verschleißfesten, beschichteten Hartmetallkörpers für Zerspanungszwecke |
-
1975
- 1975-10-14 JP JP50123561A patent/JPS5819736B2/ja not_active Expired
-
1976
- 1976-10-13 US US05/731,959 patent/US4047897A/en not_active Expired - Lifetime
- 1976-10-14 DE DE2646433A patent/DE2646433C3/de not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| DE2646433C3 (de) | 1980-02-21 |
| JPS5247507A (en) | 1977-04-15 |
| DE2646433A1 (de) | 1977-04-28 |
| US4047897A (en) | 1977-09-13 |
| DE2646433B2 (de) | 1979-06-21 |
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