JPS61201750A - 焼結硬質合金 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 産業上の利用分野 この発明は、焼結硬質合金に関し、特に耐摩耗性および
靭性に優れたＴｉ　　（ＣＮ）基焼結硬質合金く以下、
Ｔｉ（ＣＮ）サーメットと称す。）に関する。この種の
合金は、一般的には、切削工具材料などに使用されてい
る。

従来の技術 Ｔｉ　ＣＪＩ焼結硬質台金（以下、ＴｉＣサーメットと
称す。）は、ｗｃｉ焼結硬質合金（以下、超硬合金と称
す。）に比較し、その強度が不足し、特に熱衝撃に弱い
。そのため、ＴｉＣサーメットの使用領域は極めて限ら
れたものであった。しかし、このＴｉＣサーメットにＭ
Ｏ□Ｃ，ＷＣなどを添加するとその焼結性が向上する。

したがって、強度の向上を図るために、ＴｉＣナーメッ
トにＭＯ２Ｃなどを添加することが試みられている。

確かに、ＩＯＣサーメットＭＯ２Ｃを添加すれば、その
焼結性は著しく向上する。しかし、このＴｉＣサーメッ
トの硬質相が、Ｔｉに富む芯部とこの芯部のまわりを囲
みかつＭＯなどに富む周辺部とからなる二重有芯構造を
有するようになる。

そして、上記周辺部は、ＭＯ２０などの添加量を増加す
ればするほど肥大化する。そのため、ＴｉＣサーメット
の強度向上を図るためにＭＯ□Ｃなどを添加すれば、必
然的に硬質相の粒度は３μ以上にまで粗大化する。一般
的に、焼結硬質合金においては、硬質相の粒度と熱ｖｆ
ｉ撃性とは強い相関関係があり、粒度が微細なほど熱衝
撃性が優れているということが知られている。したがっ
て、ＴｉＣサーメットにＭＯ２Ｃなどを添加してその焼
結性を向上させたとしても、その熱衝撃性は超硬合金に
比べて未だ劣っていた。

上記熱衝撃性を改善するものとして、ＭＯ２Ｃが添加さ
れたＴｉＣサーメットに窒素を含有させたＴｉ　　ＣＣ
Ｎ＞サーメットがある。このＴｉ　　（ＣＮ）サーメッ
トでは、窒素の粒成長抑制効果から著しく硬質相の粒度
が微細化し、その結果熱衝撃性を大幅に改善する。この
技術は、広く実用に供されている。

発明が解決しようとする問題点 しかしながら、上述されたようなＴｉ　　（ＣＮ）サー
メットをもうてしてもその熱衝撃性は未だ超硬合金には
及ばなかった。その原因として、本願発明者は以下のよ
うに考えた。Ｔｉ　　（ＯＮ＞サーメットの硬質相は、
ＴｉＣサーメットの硬質相と同様、Ｔ１に富む芯部とそ
のまわりを囲みかつＭＯなどに富む周辺部とからなる二
重有芯構造を有している。そして、Ｔｉ　Ｃサーメット
に窒素を添加すれば、確かに硬質相そのものの粒度は微
細化する。しかし、これは芯部が微細化していることに
対応しているにすぎず、周辺部そのものは窒素を添加す
る前とあまり変化はない。このＭＯなどに富む周辺部は
、芯部に比べて強度が劣る。そのため、実際の切削時に
Ｔｉ　　（ＣＮ）サーメットに熱衝撃が加わると、選択
的にこの周辺部に熱亀裂が進行するものと考えられる。

そこで、本願発明者は、Ｔｉ　　（ＣＮ）サーメットに
おいて硬質相を３μ以下にし、それとともに硬質相の周
辺部を十分に薄くすれば、熱衝撃性が極めて向上するも
のと考えた。このような考えを背景にして、この発明の
目的は、熱衝撃性および靭性に優れたＴｉ　　（ＣＮ）
基の焼結硬質合金を提供することにある。

問題点を解決するための手段 および発明の効果 この発明は、少なくともＴｉを含む硬質相である炭窒化
物と、鉄族金属および第Ｖｌａ族金属からなる群から選
ばれた１種または２種以上の元素とを結合した焼結硬質
合金であって、以下に記述される■ないし■を特徴とす
る。

■　上記炭窒化物は、式 ％式％） と表わされる。式中、ＭはＭＯおよびＷのうちの少なく
ともいずれか一方である。ＸはＴｉの原子比率、ｙはＭ
の原子比率、ＵはＣの原子比率、ＶはＮの原子比率であ
る。２は、金属元素に対する非金属元素の原子比率であ
る。また、ｘ　＋ｙ　＝　１、ｕ　＋ｖ−１，０，４０
≦×≦０．９５．０．０５≦ｙ≦０．６０，０．２０≦
Ｕ≦０．９５．０゜０５≦Ｖ≦０，８０、および０．８
０≦２≦１゜０２である。

■　上記鉄族金属および第ＶＩａ族金属からなる群から
選ばれた１種または２種以上の元素の重量比は、１．０
〜４０重Ｍ％である。

■　上記炭窒化物碩質相は、主として、Ｔｉに富む芯部
と該芯部のまわりを囲みかつＭＯなどに富む周辺部とを
有しさらに平均粒度が３μ以下の二重構造微細粒子から
なる。上記芯部の平均面積は、上記硬質相粒子の平均面
積の５０％〜９５％である。

上記特徴■において、×の値を００４０−０゜９５およ
びｙの値を０．０５〜０．６０としたのは、×の値が０
．４０未満でｙの値が０．６０を越えるならば、硬質相
の芯部の平均面積が硬質相粒子の平均面積の５０％以下
となるため耐衝撃性が劣るようになるからである。また
、×の値が０゜９５を越え、ｙの値が０．０５未満にな
れば、強度低下が大きくなる。Ｕの値を０．２０−０．
９５とし、■の値を０．０５〜０．８０としたのは、Ｕ
の値が０．２０未満でＶの値が０．８０を越えるならば
、芯部の平均面積が硬質相粒子の平均面積の９５％以上
となり、はとんど二重構造を示さなくなって焼結性が低
下するからである。また、０の値が０．９５を越え、Ｖ
の値が０．０５未満であれば、硬質相の平均粒度が３μ
以上となり、また芯部の平均面積が硬質相粒子の平均面
積の５０％以下となって、熱衝撃性および耐摩耗性の両
者が低下するからである。Ｚの値を０．８０〜１゜０２
としたのは、０．８０未満であれば脆化相の　　　・析
出量が多くなって強度が低下するからである。

また、２の値が１．０２を越えるならば、遊離元素が多
く析出して強度が低下するからである。

上記特徴のにおいて、重量比を１．０〜４０重量％とし
たのは、１．０重量％未満であるならば焼結性を害して
強度が不足し、４０重量％を越えるならば高温で塑性変
形しやすくなるからである。

なお、鉄族金属はＦｅ、Ｇｏ、Ｎｉであり、第ＶＩａ族
金属はＷ、ＭＯ、Ｃｒである。結合金属相を強化する目
的で、結合金属にＡｌ、Ｔｉ　１８．Ｚｒなどを添加し
てもよい。また、必要に応じて、硬質相の炭窒化物のＴ
ｉの一部を、原子比で０゜０１〜０．６０（７）Ｚｒ　
、Ｈｆ　、Ｖ、Ｎｂ　、Ｔａ　。

Ｃｒからなる群から選ばれた１種または２種以上の金属
元素によって置換してもよい。このように置換すれば、
焼結硬質合金の高温強度性を高めることができる。ここ
で、原子比が０．０１未満であれば高温強度を高めると
いう効果がなくなり、０．６０を越えるならば耐摩耗性
が大幅に低下する。

上述の特徴■および■を備えることによって、後述され
る実施例から明らかなように、焼結硬質合金の炭窒化物
硬質相は、Ｔｉに富む芯部と該芯部のまわりを囲みかつ
ＭＯなどに富む周辺部とを有しさらに平均粒度が３μ以
下の二重構造微細粒子となる。そして、芯部の平均面積
は、硬質相粒子の平均面積の５０％〜９５％の範囲内に
コントロールされる。このようにして得られた焼結硬質
合金は、後述の実施例で示すように、優れた耐摩耗性お
よび耐衝撃性を呈する。

なお、Ｔｉ　　（ＣＮ）サーメットの硬質相の周辺部お
よび芯部の面積比、および硬質相の粒径は、光学顕微鏡
によって組織写真をとり、フルマンの式に従って測定す
ることによって求められる。あるいは、走査型電子顕微
鏡を用いてＩ２察を行ない、その信号をイメージアナラ
イザによって画像処理することによっても容易に調べら
れる。

実施例 １１九二 原料粉末としてＴ　’　　（ＣＤ、ｒＮｏｊ）とＷＣと
を所定の割合で配合した後、混合、造粒を行ない、この
造粒粉末を窒素分圧３×１０″ｐａのガス雰囲気下で１
７００℃にて１時間加熱処理を行なった。

このようにして得られたＴｉとＷの複炭窒化物を粉砕し
た後、Ｔａ０１Ｍ０２Ｃ，ＮｆｌＧｏ、ＭＯを所定量配
合して湿式混合を行なった。その後、乾燥、型押しを行
ない圧粉体を作成した。

この圧粉体を１２５０℃になるまで１Ｐａの真空雰囲気
下で加熱し、１２５０℃〜１４８０℃の範囲では４Ｘ１
０”Ｐａの窒素雰囲気下で加熱した。そして、１４８０
℃で４Ｘ１０３Ｐａの窒素雰囲気下で３０分間保持した
後冷却した。

こうして得られた試料を分析したところ、硬質相の組成
は原子比で（Ｔ　ｆ　Ｄ、ｔｒ　Ｔ　ａ　ｏ、ｏｒＭ　
Ｏｏ、ｏＬＷｏ、ｏｒ）（Ｃ，、Ｊ、Ｎ、、オ）。１，
２であった。なお、結合相の金属は重量比で、ＣＯが４
％、Ｎｉが８％、ＭＯが２％であった。この試料を切断
、研磨した後、走査型電子顕微鏡で観察を行ない、その
信号をイメージアナライザで画像処理したところ、硬質
相の平均粒度は１．２μであり、芯部の平均面積は硬質
相の平均面積の８９％であった。

本発明例である上述の試料と比較するために、上述の試
料と市販されている２個のＴｉ　　（ＣＮ）サーメット
とを用いて切削試験を行なった。なお、市販品の１個は
住友電気工業株式会社製のＴ１２Ａである。これの平均
硬質相粒度は３．３μ、芯部の平均面積は３８％である
。市販品の他の１個は、住友電気工業株式会社製のＴ２
５Ａである。

これの平均硬質相粒度は２．５μ、芯部の平均面積は４
４％である。

切削試験は以下の条件で行なわれた。

〈切削条件１〉 被剛材：　８０Ｍ４３５　（Ｈａ　＝２８０＞丸棒切削
速度：１８０１／ｇｉｉｎ。

送り量：　Ｑ、　４０１１／ｒｅＶ　。

切込み量：２．Ｏｍ− 切削材：使用せず。

チップ型番：５ＮＧＮ１２０４０８　（刃先処理−２５
″ｘＱ、１０ｍｍチャンファホーニング）ホルダー：Ｆ
ＮｌｌＲ−４４Ａ く切削条件２〉 被削材：　８０Ｍ４３５　（Ｈａ　＝２８０）１００１
１１１１Ｘ１００ｍｍ 切削速度：　２００ｍ　／ｗｉｎ　。

送’Ｏａ　：　０．　１５ｍｎ＋／を 切込みＩｌ：２．５１１１ｍ 切削材：使用せず。

チップ型番：５ＰＧＮ１２０３０８　（刃先処理＝２５
°Ｘ０．１０１ｆｆｌチャンファホーニング）カッター
：ＤＰＧ４１６０Ｒ 切削条件１で試験を行なったところ、本発明品は１０分
間切削してフランク摩耗が０．１６１１１１１゜クレー
タ摩耗がＯ，，０４ｍｍであった。これに対して、Ｔｌ
２Ａはフランク摩耗が０．１８１１Ｎクレータ摩耗が０
．０３−■であった。Ｔ２５Ａは、２分間切削してフラ
ンク摩耗が０．３８１１１．クレータ摩耗が０．１３１
１−であった。

次に、切削条件２で試験を行なったところ、本発明品は
、１０分間切削してフランク摩耗が０゜１３ｅｍであっ
た。これに対して、Ｔ１２Ａは、２分３５秒間切削した
時欠損した。また、Ｔ２５Ａは、１０分間切削したとこ
ろ、フランク摩耗が０゜１９１１であった。

こうして、上記切削試験では、本発明品の優れた耐摩耗
性および熱衝撃性が証明された。

ｉｉＬ 原料粉末として、Ｔｉ　Ｃ，ＴＩ　Ｎ１Ｔｉ　　（Ｃ？
ＮＪ＞、Ｔｉ　（Ｃ，Ｎ、　）　、Ｔｉ　（Ｃ３Ｎ、　
）粉末、ＷＣ粉末、ＭＯ２Ｃ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ
粉末、ＺｒＮ粉末、ＨｒＣ粉末、ＶＣ粉末、Ｃ「２Ｃ，
粉末、Ｃｏ　、Ｎｉ　、　Ｆｅ　、　Ｗ、　Ｍｏ　、　
Ｃ「粉末を所定の割合で配合し、アトライターで１０時
間混合した。その後、それを圧粉体に成形し、コノ圧粉
体を１Ｏ−２Ｔｏｒｒの真空下で１４５０℃にて１時間
保持して焼結し、第１表の組成の合金を作成した。

第２表には、第１表に示されている試料Ａ−Ｌの硬質相
の平均粒度と、硬質相粒子の平均面積に対する芯部の平
均面積の割合とを記載している。

これらは、焼結後に断面を走査型電子顕微鏡で観察し、
その信号をイメージアナライザによって画像処理したも
のである。第３表には、試料Ａ−Ｌの機械的特性および
切削性能試験結果が示されている。

これらの表から明らかなように、本発明に従った合金は
、比較合金に比べて、耐摩耗性および靭性に優れている
ことが認められる。

（以下余白） ＊切削試験について ■耐摩耗試験 被削ｕ：ｓｃＭ４３５．　　切削速度：　Ｉ　Ｂ□ｍ　
／ｓｉｎ　、　。

切込みＩ：２．０Ｉ１１．　　送りｌ：　０．３６ｍｍ
／ｒｅｖ　、　。

切削時間：１０分、　チップ型番：５ＮＧＮ１２０４０
８■断続試験 被削材：８０Ｍ４３５（溝付き材）、　切削速度：　１
００ｍ　／岨ｎ、。

切込み置：２，０＋１１１Ｉｌ、　　送りＩｌ：０．２
５〜０．３５ｍｍ／ｒｅｖ　、　。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）　少なくともＴｉを含む硬質相である炭窒化物と
   、鉄族金属および第VIａ族金属からなる群から選ばれた
   １種または２種以上の元素とを結合した焼結硬質合金で
   あって、以下のことを特徴とする。 前記炭窒化物は、式 （Ｔｉ＿ｘＭ＿ｙ）（Ｃ＿ｕＮ＿ｖ）＿ｚ と表わされる。式中、ＭはＭｏおよびＷのうちの少なく
   ともいずれか一方である。ｘはＴｉの原子比率、ｙはＭ
   の原子比率、ｕはＣの原子比率、ｖはＮの原子比率であ
   る。ｚは、金属元素に対する非金属元素の原子比率であ
   る。ｘ＋ｙ＝１、ｕ＋ｖ＝１、０．４０≦ｘ≦０．９５
   、０．０５≦ｙ≦０．６０、０．２０≦ｕ≦０．９５、
   ０．０５≦ｖ≦０．８０）および０．８０≦ｚ≦１．０
   ２である。 前記鉄族金属および第VIａ族金属からなる群から選ばれ
   た１種または２種以上の元素の重量比は、１．０〜４０
   重量％である。 前記炭窒化物硬質相は、主として、Ｔｉに富む芯部と該
   芯部のまわりを囲みかつＭｏなどに富む周辺部とを有し
   さらに平均粒度が３μ以下の二重構造微細粒子からなる
   。前記芯部の平均面積は、前記硬質相粒子の平均面積の
   ５０％〜９５％である。
2. （２）前記Ｔｉの一部が、原子比で０．０１〜０．６０
   のＺｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒからなる群から選
   ばれた１種または２種以上の金属元素によって置換され
   ていることを特徴とする、特許請求の範囲第１項に記載
   の焼結硬質合金。