JPS6117899B2

JPS6117899B2 -

Info

Publication number: JPS6117899B2
Application number: JP58003687A
Authority: JP
Inventors: Hironori Yoshimura; Naohisa Ito; Kenichi Nishigaki; Katsuaki Anzai
Original assignee: Mitsubishi Metal Corp
Current assignee: Mitsubishi Metal Corp
Priority date: 1983-01-13
Filing date: 1983-01-13
Publication date: 1986-05-09
Also published as: JPS59129751A; DE3401008A1

Description

【発明の詳細な説明】

この発明は、高靭性および高硬度を有し、さら
にすぐれた耐摩耗性、耐塑性変形性、および耐衝
撃性を有し、したがつて、これらの特性が要求さ
れる高速切削や、高送り切削および深切り込み切
削などの重切削に用いられる切削工具として、さ
らに熱間圧延ロール、熱間線引ロール、熱間圧縮
ダイス、熱間鍛造ダイス、および熱間押出しパン
チなどの比較的長時間高温にさらされる熱間加工
用工具として使用した場合にすぐれた性能を発揮
するタングステン（以下Ｗで示す）を結合相とす
る超耐熱焼結合金およびその製造法に関するもの
である。近年、加工能率向上のために高速切削化や高送
り切削化が検討されているが、切削速度を高くし
たり、送り量を多くしたりすると、切削工具の刃
先温度が上昇し、刃先が摩耗よりは、むしろ高温
に起因する塑性変形によつて使用寿命に至る場合
が多い。しかしながら、現在実用に供されている硬質相
が主として炭化タングステン（以下WCで示す）
や炭化チタン（以下TiCで示す）で構成され、一
方結合相が主として鉄族金属で構成されている
WC基超硬合金やTiC基サーメツトは、刃先温度
が1000℃を越えると急激に軟化するようになるた
めに、これらのWC基超硬合金やTiC基サーメツ
トは勿論のこと、これらの表面に硬質被覆層を形
成したものにおいても、その使用条件は刃先温度
が1000℃を若干上廻る程度に制限されている。また、硬質相がTiとＷの複合金属炭窒化物
（以下、（Ti、Ｗ）CNで示す）で構成され、一方
結合相がＷ−Mo合金で構成されたサーメツトが
提案され、このサーメツトを高速切削や重切削に
切削工具として用いる試みもなされているが、こ
の従来サーメツトは、焼結性が悪く、しかも原料
粉末として使用される（Ti、Ｗ）CN粉末におけ
るＣ濃度が比較的高いために、焼結時にその一部
がＷ粉末の一部と反応して脆いW₂Cを形成し、
このW₂Cの存在によつて耐衝撃性の劣つたもの
となることから、十分満足する切削性能を示さな
いのが現状である。そこで、本発明者等は、上述のような観点か
ら、特にすぐれた耐塑性変形性および耐衝撃性、
さらに耐摩耗性が要求される鋼などの高速切削や
重切削に切削工具として使用するのに適した材料
を開発すべく研究を行つた結果、重量％で、（Ti、Ｗ）CN粉末：10〜65％、酸化マグネシウム（以下MgOで示す）粉末：0.5
〜10.0％、Ｗ粉末：残り、からなる配合組成をもつた圧粉体、または、（Ti、Ｗ）CN粉末：10〜65％、 MgO：0.5〜10.0％、酸化アルミニウム（以下Al₂O₃で示す）粉末およ
び酸化イツトリウム（以下Y₂O₃で示す）粉末の
うち１種または２種：0.5〜10.0％、Ｗ粉末：残り、からなる配合組成をもつた圧粉体を、真空中、あ
るいは不活性ガス雰囲気中、1800〜2700℃の範囲
内の高温で焼結すると、硬質相形成成分として（Ti、Ｗ）CN：10〜65
％、 MgO：0.01〜1.0％、を含有し、さらに必要に応じて、 Al₂O₃およびY₂O₃のうちの１種または２種：0.5
〜10.0％、を含有し、結合相形成成分としてＷおよび不可避不純物：残
り、からなる組成をもつた超耐熱焼結合金が得られ、
この超耐熱焼結合金は、焼結時に、原料粉末たる
（Ti、Ｗ）CN粉末中のＣ成分がMgOと反応して
減少し、この結果焼結性が著しく向上するように
なると共に、脆いW₂Cの形成も皆無となること
から、すぐれた耐衝撃性をもつようになり、しか
も耐摩耗性および耐塑性変形性にもすぐれている
ことから、これを高速切削や重切削などの切削工
具として用いた場合にはすぐれた切削性能を発揮
するという知見を得たのである。この発明は、上記知見にもとづいてなされたも
のであつて、以下に配合組成（成分組成）および
焼結温度を上記の通りに限定した理由を説明す
る。 (a) （Ti、Ｗ）CN この成分は、主体硬質相形成成分であつて、
この合金にすぐれた耐摩耗性と耐塑性変形性を
付与する作用をもつが、その配合量（含有量）
が10％未満では、Ｗ素地中にスケルトンを形成
することなく均一に分散してしまつて前記作用
に所望の効果が得られず、一方65％を越えて配
合（含有）させると、相対的に素地を形成する
Ｗ量が減少し、靭性が劣化するようになること
から、その配合（含有）量を10〜65％と定め
た。 (b) MgO MgOは、その大半が焼結時に、（Ti、Ｗ）
CN中のＣと反応して合金のＣ量を減少させる
と同時に、焼結性を改善し、かつそのわずかな
量が合金中に残留して耐衝撃性を著しく向上さ
せる作用をもつが、その配合量が0.5％未満で
は所望の焼結性改善効果が得られないばかりで
なく、合金中に残留するMgOの量が0.01％未
満となつてしまつて所望の耐衝撃性を確保する
ことができず、一方10％を越えた配合量にする
と、焼結温度が低い場合は合金中のMgO含有
量が1.0％を越えて高くなつてしまい、この結
果合金の耐塑性変形性が低下するようになるば
かりでなく、合金に巣が形成され易くなつて耐
衝撃性も劣化するようになることから、MgO
の配合量を0.5〜10.0％、すなわちMgOの含有
量を0.01〜1.0％と定めた。 (c) Al₂O₃およびY₂O₃ これらの成分は、そのほとんどが素地中に均
一に分散して焼結性を向上させると共に、合金
の耐摩耗性および耐衝撃性をさらに一段と向上
させる作用をもつので必要に応じて配合（含
有）されるが、その配合（含有）量が0.5％未
満では前記作用に所望の向上効果が得られず、
一方その配合（含有）量が10％を越えると、合
金の耐衝撃性および耐塑性変形性に劣化傾向が
現われるようになることから、その配合（含
有）量を0.5〜10％と定めた。 (d) Ｗおよび不可避不純物Ｗは、その一部が硬質相に固溶するが、大部
分は結合相として存在して硬質層と強固に結合
し、合金にすぐれた耐衝撃性を付与する作用を
有するものである。また、不可避不純物として
Mo、Cr、Fe、Ni、Co、Re、Pt、およびPdな
どのうちの１種または２種以上を含有しても、
それぞれの成分含有量が１％以下であれば合金
の特性が何ら損なわれるものではない。 (e) 焼結温度焼結温度が1800℃未満では、MgOの蒸発が
不十分で、このため合金における炭素量の減少
が少なく、所望の焼結性および耐衝撃性を確保
することができず、一方2700℃を越えた焼結温
度にすると、合金に液相が発生して、その形状
が変化するようになることから、焼結温度を
1800〜2700℃と定めた。つぎに、この発明の超耐熱焼結合金を実施例に
より具体的に説明する。実施例１原料粉末として、平均粒径1.5μｍを有する完
全固溶体の（Ti₀.₈₅、Ｗ₀.₁₅）（Ｃ₀.₇₀Ｎ₀.₃₀）粉末
（括弧内の数値は原子比を示す）、同0.4μｍの
MgO粉末、同0.5μｍのAl₂O₃粉末、同0.4μｍの
Y₂O₃粉末、および同0.8μｍのＷ粉末を用意し、
これら原料粉末をそれぞれ第１表に示される配合
組成に配合し、ボールミルにて72時間湿式粉砕混
合し、乾燥した後、15Kg/mm²の圧力にてプレス成
形して圧粉体とし、ついでこの圧粉体を760

【表】 torrの窒素雰囲気中で、それぞれ第１表に示され
る温度に２時間保持の条件で焼結することによつ
て、同じく第１表に示される成分組成をもつた本
発明合金１〜24および比較合金１〜３をそれぞれ
製造した。ついで、この結果得られた本発明合金１〜24お
よび比較合金１〜３の硬さ（ロツクウエル硬さＡ
スケール）および抗折力を測定すると共に、これ
よりSNP433の形状をもつた切削チツプを切出
し、被削材：SNCM−８（硬さ：Ｈ_B240）、切削速度：200m/min、送り：0.3mm/rev.、切込み：２mm、切削時間：10min、の条件での高速連続切削試験、並びに、被削材：SNCM−８（硬さ：Ｈ_B270）、切削速度：120m/min、送り：0.4mm/rev.、切込み：３mm、

【表】切削時間：3min、の条件での断続切削試験を行ない、上記高速連続
切削試験では、切刃の逃げ面摩耗幅およびすくい
面摩耗深さを測定し、また上記断続切削試験では
10個の試験切刃のうち、その刃先に欠損が発生し
た切刃数を測定した。これらの測定結果を第２表
に示した。また、比較の目的で、ISOのP10グレ
ードのWC基超硬合金製切削チツプ（以下従来切
削チツプ１という）およびTiC−10％Mo−15％
Niの組成（以上重量％、以下％は重量％を示
す）を有するTiC基サーメツト製切削チツプ（以
下従来切削チツプ２という）についても上記の切
削試験を行ない、この結果も第２表に示した。第２表に示される結果から明らかなように、本
発明合金１〜24は、いずれも高硬度および高靭性
を有し、いずれの切削試験でもすぐれた耐摩耗性
および耐衝撃性を示すのに対して、MgOを含有
しない比較合金１は、焼結性および耐衝撃性に劣
るものであるために、特に断続切削試験では全切
刃に欠損が発生し、また（Ti、Ｗ）CNの含有量
がこの発明の範囲から高い方に外れた比較合金
２、３は、比較的すぐれた耐摩耗性を示すもの
の、靭性が劣るものであるため、断続切削試験で
はほとんどの切刃に欠損が発生した。さらに従来
切削チツプ１、２は耐摩耗性および耐衝撃性に劣
り、きわめて悪い切削性能しか示さないことが明
らかである。実施例２原料粉末として、実施例１で用いた原料粉末の
ほかに、平均粒径1.5μｍを有する完全固溶体の
（Ti₀.₇₅、Ｗ₀.₂₅）（Ｃ₀.₈₀Ｎ₀.₂₀）粉末、同1.8μｍ
の（Ti₀.₇₀、Ｗ₀.₃₀）（Ｃ₀.₇₀Ｎ₀.₃₀）粉末、同2.0μ
ｍの（Ti₀.₈₀、Ｗ₀.₂₀）（Ｃ₀.₆₀Ｎ₀.₄₀）粉末を用意
し、これら原料粉末を、第３表に示される配合組
成に配合した後、実施例１におけると同一の条件
で湿式粉砕混合し、乾燥し、形成して圧粉体と
し、ついでそれぞれ第３表に示される各種圧力の
N₂ガス雰囲気中、温度：2000℃に２時間保持の
条件で焼結することによつて、同じく第３表に示
される成

【表】

【表】分組成をもつた本発明合金25〜46をそれぞれ製造
した。ついで、この結果得られた本発明合金25〜46に
ついて、硬さおよび抗折力を測定すると共に、こ
れよりSNP433の形状をもつた切削チツプを切出
し、さらに比較の目的で用意したISOのP30グレ
ードのWC基超硬合金製切削チツプ（以下従来切
削チツプ３という）と共に、被削材：SNCM−８（硬さ：Ｈ_B260）、切削速度：100m/min、送り：0.8mm/rev.、切込み：４mm、切削時間：10min、の条件での高送り連続切削試験、並びに、被削材：SNCM−８（硬さ：Ｈ_B270）、切削速度：100m/min、送り：0.45mm/rev.、切込み：３mm、切削時間：3min、の条件での断続切削試験を行ない、実施例１にお
けると同様に、それぞれ切刃の逃げ面摩耗幅およ
びすくい面摩耗深さ、並びに欠損切刃数を測定し
た。これの測定結果を第４表に合せて示した。第４表に示される結果から、本発明合金25〜46
は、いずれも高硬度および高靭性を有し、高送り
連続切削および断続切削においてすぐれた切削性
能を示すのに対して、従来切削チツプ３は特に耐
塑性変形性に劣るために高送り連続切削試験では
３分で切削不能となるものであつた。実施例３原料粉末として、実施例１で用いたMgO粉
末、Al₂O₃粉末、Y₂O₃粉末、およびＷ粉末のほか
に、平均粒径1.5μｍを有する完全固溶体の
（Ti₀.₈₀、Ｗ₀.₂₀）・（Ｃ₀.₇₀Ｎ₀.₃₀）粉末、さらに不
純物として、同0.8μｍのMo粉末、同2.5μｍの
Ni粉末、同1.2μｍのCo粉末、および3.0μｍの
Re粉末を用意し、これら原料粉末をそれぞれ第
５表に示される配合組成に配合した後、実施例１
におけると同一の条件で湿式粉砕混合し、乾燥
し、成形して圧粉体とし、ついでこれらの圧粉体
を、300

【表】 torrの窒素雰囲気中で、それぞれ第５表に示され
る温度に２時間保持の条件で焼結することによつ
て、同じく第３表に示される成分組成をもつた本
発明合金47〜66および比較合金４〜11をそれぞれ
製造した。つぎに、これらの本発明合金47〜66および比較
合金４〜11について、硬さおよび抗折力を測定す
ると共に、これよりSNP433の形状をもつた切削
チツプを切出し、さらに比較の目的で用意した
ISOのP40グレードのWC基超硬合金製切削チツ
プ（以下従来切削チツプ４という）と共に、被削材：SNCM−８（硬さ：Ｈ_B260）、切削速度：60m/min、送り：0.7mm/rev.、切込み：10mm、切削時間：3min、の条件での高送り連続切削試験、並びに、被削材：SNCM−８（硬さ；Ｈ_B270）、切削速度：80m/min、

【表】

【表】送り：0.5mm/rev.、切込み：３mm、切削時間：3min、の条件での断続切削試験を行ない、実施例１にお
けると同様に、それぞれ切刃の逃げ面摩耗幅およ
びすくい面摩耗深さ、並びに欠損切刃数を測定し
た。これらの測定結果を第６表に合せて示した。第６表に示される結果から、本発明合金47〜66
は、いずれも高硬度および高靭性を有し、いずれ
の切削試験でもすぐれた性能を示し、特に本発明
合金54〜57および同63〜66に見られるように、
Mo、Ni、Co、またはReなどの不純物を含有して
も、その含有量が１％以下であれば合金特性にほ
とんど影響を及ぼさないことが明らかである。こ
れに対してMgOの配合（含有）量がこの発明の
範囲から高い方に外れた比較合金４、５、（Ti、
Ｗ）・CNの含有量がこの発明の範囲から低い方に
外れた比較合金６、７、不純物たるNiの含有量
が１％を越えて高い比較合金８、９、および焼結
温度がこの発明の範囲から外れて低い条件で製造
した比較合金10、11においては、いずれも靭性不
足が原因で、きわめて悪い切削性能しか示さず、
また従来切削チツプ４は、本発明合金とほぼ同等
のすぐれた耐衝撃性をもつものの、耐塑性変形性
に劣るために高送り連続切削試験では１分で切削
不能に至るものであつた。上述のように、この発明の超耐熱焼結合金は、
高靭性および高硬度を有し、かつ耐摩耗性、耐塑
性変形性、および耐衝撃性にすぐれているので、
これらの特性が要求される鋼の高速切削や重切削
などに切削工具として用いた場合にすぐれた切削
性能を示し、さらに熱間圧延ロール、熱間線引ロ
ール、熱間圧縮ダイス、熱間鍛造ダイス、さらに
は熱間押出しパンチなどの比較的長時間高温にさ
らされる熱間加工用工具として用いた場合にもす
ぐれた性能を長期に亘つて発揮するなど工業上有
用な特性を有するのである。

Claims

【特許請求の範囲】１硬質相形成成分として、TiとＷの複合金属
炭窒化物固溶体：10〜65％、同じく硬質相形成成分として、酸化マグネシウ
ム：0.01〜１％、を含有し、残りが結合相形成成分としてのＷと不
可避不純物からなる組成（以上重量％）を有する
ことを特徴とする高靭性および高硬度を有し、か
つ耐摩耗性、耐塑性変形性、および耐衝撃性にす
ぐれた超耐熱焼結合金。２硬質相形成成分として、TiとＷの複合金属
炭窒化物固溶体：10〜65％、同じく硬質相形成成分として、酸化マグネシウ
ム：0.01〜１％、を含有し、さらに、硬質相形成成分として、酸化アルミニウムおよ
び酸化イツトリウムのうちの１種または２種：
0.5〜10％、を含有し、残りが結合相形成成分としてのＷと不
可避不純物からなる組成（以上重量％）を有する
ことを特徴とする高靭性および高硬度を有し、か
つ耐摩耗性、耐塑性変形性、および耐衝撃性にす
ぐれた超耐熱焼結合金。３Ｗ粉末に、全体に占める割合（重量％）で、
少なくとも10〜65％のTiとＷの複合金属炭窒化
物固溶体粉末と、0.5〜10％の酸化マグネシウム
粉末を配合してなる圧粉体を、真空中、あるいは
不活性ガス雰囲気中、1800〜2700℃の範囲内の高
温で焼結し、この焼結中に蒸発した酸化マグネシ
ウムによりTiとＷの複合金属炭窒化物固溶体粉
末の脱炭をはかり、もつて、結合相形成成分とし
てのＷ素地中に、同じく全体に占める割合（重量
％）で、少なくとも10〜65％の硬質相形成成分と
してのTiとＷの複合金属炭窒化物固溶体粉末
と、0.01〜１％の同じく硬質相形成成分としての
酸化マグネシウムが含有した超耐熱焼結合金を製
造することを特徴とする高靭性および高硬度を有
し、かつ耐摩耗性、耐塑性変形性、および耐衝撃
性にすぐれた超耐熱焼結合金の製造法。