JPS62142742A - 焼結硬質合金 - Google Patents
焼結硬質合金Info
- Publication number
- JPS62142742A JPS62142742A JP28406685A JP28406685A JPS62142742A JP S62142742 A JPS62142742 A JP S62142742A JP 28406685 A JP28406685 A JP 28406685A JP 28406685 A JP28406685 A JP 28406685A JP S62142742 A JPS62142742 A JP S62142742A
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- JP
- Japan
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- metal
- hard
- phase
- dispersed phase
- atomic ratio
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- 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.)
- Granted
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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。
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）
本発明は、従来のＴｉ（ＯＮ）基焼結硬質合金（以下サ
ーメットと称す）の切削特性を一段と改良した切削工具
材料に関するものである。
ーメットと称す）の切削特性を一段と改良した切削工具
材料に関するものである。
（従来の技術）
サーメットは、被削材たる鋼との反応性が、ＷＣなどと
比較すると乏しいため、切削工具として、ｗ６基焼結硬
質合金（以下、超硬合金と称す）に比べ％被削材との？
！ｄＮ性や、耐クレーター摩耗性に優れているため、超
硬合金にかわる切削工具材料として実用に供されている
。特にサーメット中の窒素含有量を大きくしていくと、
焼結中の硬質分散相の粒成長が抑制されることから、き
わめて微細な炭窒化物が分散した組織を得ることが知ら
れている。
比較すると乏しいため、切削工具として、ｗ６基焼結硬
質合金（以下、超硬合金と称す）に比べ％被削材との？
！ｄＮ性や、耐クレーター摩耗性に優れているため、超
硬合金にかわる切削工具材料として実用に供されている
。特にサーメット中の窒素含有量を大きくしていくと、
焼結中の硬質分散相の粒成長が抑制されることから、き
わめて微細な炭窒化物が分散した組織を得ることが知ら
れている。
サーメットの最大の弱点は、超硬合金に比べ、耐熱疲労
性に劣る点にあるが、硬質分散相を微細にすると、この
耐熱疲労性が著しく改善されるため１近年のサーメット
の改善は、いかにサーメット中の窒素含有量を多くする
かに注目されてきた。
性に劣る点にあるが、硬質分散相を微細にすると、この
耐熱疲労性が著しく改善されるため１近年のサーメット
の改善は、いかにサーメット中の窒素含有量を多くする
かに注目されてきた。
しかしながら、硬質分散相中のＮが原子比で０７以上に
なるとこの焼結中の硬質分散相の粒成長抑制効果は飽和
することから、はソθ７がＩＩＩＮ界とされている。な
お且つこの限界であるａ７までＮを含有させたサーメッ
トにおいても、耐熱疲労性は超硬合金に比較すると十分
とはい＼がたく、鋼の湿式７ライス切削のように、きわ
めて敢しい条件の下では、熱疲労から欠損しやすく、実
用範囲は狭かった。
なるとこの焼結中の硬質分散相の粒成長抑制効果は飽和
することから、はソθ７がＩＩＩＮ界とされている。な
お且つこの限界であるａ７までＮを含有させたサーメッ
トにおいても、耐熱疲労性は超硬合金に比較すると十分
とはい＼がたく、鋼の湿式７ライス切削のように、きわ
めて敢しい条件の下では、熱疲労から欠損しやすく、実
用範囲は狭かった。
（発明が解決しようとする問題点）
」二連のサーメットの耐熱疲労性を改善することである
。
。
（問題点を解決するための手段）
切削工具において、耐熱疲労性を向上させるためには、
熱疲労によって発生する亀裂、いわゆる熱亀裂の発生を
防ぐこと、および発生した熱亀裂の進展をおさえること
が知られている。そして、それを実現するためには、超
硬合金では脆性材料である硬質分散相を出来るだけ微細
にすること、および結合金属相の硬度を出来るだけ硬く
する、即ち、結合金属相中に出来るだけ多電の硬質分散
■１を構成する高融点金属、例えばＷなどを固溶させて
、結合金属を固溶強化させることが知られている。
熱疲労によって発生する亀裂、いわゆる熱亀裂の発生を
防ぐこと、および発生した熱亀裂の進展をおさえること
が知られている。そして、それを実現するためには、超
硬合金では脆性材料である硬質分散相を出来るだけ微細
にすること、および結合金属相の硬度を出来るだけ硬く
する、即ち、結合金属相中に出来るだけ多電の硬質分散
■１を構成する高融点金属、例えばＷなどを固溶させて
、結合金属を固溶強化させることが知られている。
しかしながら、サーメットにおいては、たしかに硬υＪ
分散相の微細化は著しく効果があったものの、結合金属
の固溶強化をはかると、旋削などでの耐摩耗性が著しく
劣化してしまうことが知られている。これは、当該業者
にとって良く知られた結合金属の固溶強化をはかる方法
である〜硬′ａ分散相中の非金属元素の量を化学ｆｉｔ
Ｘｈ的な値よりも小さなものにする、という方法をと
って、結合金属の固溶強化をはかると、（Ｔ；、 Ｔａ
、Ｍｏ、Ｗ） （ＯＮ）という複炭窒化物は、ＷＣとは
異なり、その物性は原子比による金属元素の総和を、非
金属元素の総和で割った商（以下２値と称す）に依存す
るため、２値が小さくなると、硬度が急激に低下するた
めと考えられる。
分散相の微細化は著しく効果があったものの、結合金属
の固溶強化をはかると、旋削などでの耐摩耗性が著しく
劣化してしまうことが知られている。これは、当該業者
にとって良く知られた結合金属の固溶強化をはかる方法
である〜硬′ａ分散相中の非金属元素の量を化学ｆｉｔ
Ｘｈ的な値よりも小さなものにする、という方法をと
って、結合金属の固溶強化をはかると、（Ｔ；、 Ｔａ
、Ｍｏ、Ｗ） （ＯＮ）という複炭窒化物は、ＷＣとは
異なり、その物性は原子比による金属元素の総和を、非
金属元素の総和で割った商（以下２値と称す）に依存す
るため、２値が小さくなると、硬度が急激に低下するた
めと考えられる。
そこで発明者らは、硬質分散相の２値を所定の値以上、
即ち０９０以上に保ったま−で、結合金属相中に十分な
高融点金属の固溶を行えば、該サーメットの切削特性が
著しく向上するのではないがと考えた。
即ち０９０以上に保ったま−で、結合金属相中に十分な
高融点金属の固溶を行えば、該サーメットの切削特性が
著しく向上するのではないがと考えた。
なお、この硬質分散相の２値が高く、かつ結合金属相中
に高融点金属が十分に固溶したサーメットを得る方法と
しては、種々考えられるが、発明者らはもつとも容易な
方法としては以下の方法を考えた。
に高融点金属が十分に固溶したサーメットを得る方法と
しては、種々考えられるが、発明者らはもつとも容易な
方法としては以下の方法を考えた。
（Ｔｉ 、 Ｔａ、 Ｍｏ、 Ｗ） （Ｃ，Ｎ）系にお
いて、温度が高いほど半組のＷを含有しうるため、まず
高温にて（Ｔｉ 、 Ｔａ、 Ｍｏ、 Ｗ）（Ｏｒ Ｎ
）複炭窒化物を作成したのち、Ｎｉとｃｏを添加し複
炭窒化物作成より低温にて焼結を行うと、複炭窒化物よ
りＷをはき出すため、金属結合相中のＷの固溶量は充分
なものになり、かつ硬質分散相たる（Ｔ ｉ ｒ Ｔａ
＋ ＭＯ＋ Ｗ） （０＋ Ｎ ）においてＷがはき
出されるため、必然的に２値が上昇する。このような製
造法を用いれば、きわめて容易にＩＩ！Ｉ！質分散相の
２値が０．９０以上でかつ結合金属相の固溶強化のはか
れたサーメットを実現し得る。
いて、温度が高いほど半組のＷを含有しうるため、まず
高温にて（Ｔｉ 、 Ｔａ、 Ｍｏ、 Ｗ）（Ｏｒ Ｎ
）複炭窒化物を作成したのち、Ｎｉとｃｏを添加し複
炭窒化物作成より低温にて焼結を行うと、複炭窒化物よ
りＷをはき出すため、金属結合相中のＷの固溶量は充分
なものになり、かつ硬質分散相たる（Ｔ ｉ ｒ Ｔａ
＋ ＭＯ＋ Ｗ） （０＋ Ｎ ）においてＷがはき
出されるため、必然的に２値が上昇する。このような製
造法を用いれば、きわめて容易にＩＩ！Ｉ！質分散相の
２値が０．９０以上でかつ結合金属相の固溶強化のはか
れたサーメットを実現し得る。
この製造法以外に、あらかじめ添加する結合金属相にＷ
、Ｍｏなどの金属粉を添加しておく方法も考えられる。
、Ｍｏなどの金属粉を添加しておく方法も考えられる。
いずれにしても（Ｔｉ 、 Ｔａ、 Ｍｏ、 Ｗ） （
Ｇ！、Ｎ）あるいは（Ｔｉ 、 Ｔａ、 Ｗ） （Ｃ，
Ｎ） 、 （Ｔｉ 、 Ｗ） （Ｃ，Ｎ）＆Ｔｉと過剰
のＷを含む複炭窒化物を原料に用いることが大切で、Ｗ
をＷＣの形で添加すると、Ｗが結合金属に固溶するより
は、ＷＣが硬質分散…に選択的に固溶するため好ましく
ない。以下限定理由について述べる。
Ｇ！、Ｎ）あるいは（Ｔｉ 、 Ｔａ、 Ｗ） （Ｃ，
Ｎ） 、 （Ｔｉ 、 Ｗ） （Ｃ，Ｎ）＆Ｔｉと過剰
のＷを含む複炭窒化物を原料に用いることが大切で、Ｗ
をＷＣの形で添加すると、Ｗが結合金属に固溶するより
は、ＷＣが硬質分散…に選択的に固溶するため好ましく
ない。以下限定理由について述べる。
（１）サーメットの組成
ＴｉＣ，’ｐａ、 ＭＯ，Ｗの複炭窒化物をＣｏとＮ１
で結合したものがサーメットとして一般的であるが Ｉ
ｌｌ ｉの一部をｚｒと）ｉｆで、Ｔａの一部をＶ、Ｎ
ｂで、ＭＯの一部をＯｒで置換しても、本発明の効果に
変りはない。また、結合金属相にＡｔ ＊ Ｚ ｒ ＋
Ｂなどの微匿添加を行っても、本発明の効果に変りが
ないことはいうまでもない。
で結合したものがサーメットとして一般的であるが Ｉ
ｌｌ ｉの一部をｚｒと）ｉｆで、Ｔａの一部をＶ、Ｎ
ｂで、ＭＯの一部をＯｒで置換しても、本発明の効果に
変りはない。また、結合金属相にＡｔ ＊ Ｚ ｒ ＋
Ｂなどの微匿添加を行っても、本発明の効果に変りが
ないことはいうまでもない。
次にサーメットの組成の限定についても、原子比でＴｉ
は０３未満では耐摩耗性が不足し、ａ９を越えると焼結
性が悪化し好ましくない。Ｔａはサーメットの耐熱衝撃
性を、Ｍｏは焼結性を、Ｗは靭性を向上させるものとし
て良く知られており、θ００ｊ未胸では効果が認められ
ず、ａ５を越５えるとＴｉの含有ｈ１が０１５未満とな
り好ましくない。Ｎは０３未満では、硬質分散相の微粒
化の効果が乏しく、θ７を越えると焼結性が悪化し、か
つ硬質分散相の微粒化効果が飽和するため好ましくない
。結合金属は２爪■％以下では強度が不足し、ｔＯ重伍
％以上では耐摩耗性が不足する。なお、これら組成の限
定は当該業者にとっては良く知られたことである。
は０３未満では耐摩耗性が不足し、ａ９を越えると焼結
性が悪化し好ましくない。Ｔａはサーメットの耐熱衝撃
性を、Ｍｏは焼結性を、Ｗは靭性を向上させるものとし
て良く知られており、θ００ｊ未胸では効果が認められ
ず、ａ５を越５えるとＴｉの含有ｈ１が０１５未満とな
り好ましくない。Ｎは０３未満では、硬質分散相の微粒
化の効果が乏しく、θ７を越えると焼結性が悪化し、か
つ硬質分散相の微粒化効果が飽和するため好ましくない
。結合金属は２爪■％以下では強度が不足し、ｔＯ重伍
％以上では耐摩耗性が不足する。なお、これら組成の限
定は当該業者にとっては良く知られたことである。
（２）ｚ値
本発明は硬質分散相の２値が低いと旋削などで耐摩耗性
が劣ることを改良するための発明であり、０９未満では
耐摩耗性の点で好ましくなく ｉ、ｏｏを越えるとサー
メット中に遊離炭素が生じるため好ましくない。
が劣ることを改良するための発明であり、０９未満では
耐摩耗性の点で好ましくなく ｉ、ｏｏを越えるとサー
メット中に遊離炭素が生じるため好ましくない。
なお、Ｚ値は硬質分散相に関する値であるため、配合組
成から結合金属相へ固溶した金稿元素の量を減じて計算
しなければならない。
成から結合金属相へ固溶した金稿元素の量を減じて計算
しなければならない。
（３） 飽和磁荷
本発明は、サーメットの結合金属の固溶強化をはかった
もので、結合金属中の高融点金属の固溶量を測定するに
は、該サーメットの飽和ｄ％測定＾ するのが最も容易である。
もので、結合金属中の高融点金属の固溶量を測定するに
は、該サーメットの飽和ｄ％測定＾ するのが最も容易である。
そして該サーメットの飽和磁荷が、結合金属が純粋なＮ
ｉとＣｏであると仮定した値の２０％未満では結合金属
相そのものの靭性が不足してしまい好ましくなく、９０
％を越えると固溶強化が充分でなく好ましくない。
ｉとＣｏであると仮定した値の２０％未満では結合金属
相そのものの靭性が不足してしまい好ましくなく、９０
％を越えると固溶強化が充分でなく好ましくない。
なお、このサーメットの飽和磁荷を測定するためには、
Ｃｏか°鞘とＣｏの合計の２０爪量％ではその値が室温
では極めて小さくなるため、工業生産上測定が困難なた
め好ましくない。
Ｃｏか°鞘とＣｏの合計の２０爪量％ではその値が室温
では極めて小さくなるため、工業生産上測定が困難なた
め好ましくない。
（作用）
本発明の合金は硬質分散相が非常に微細な上に２値が高
く、かつ結合金属相中に高融点金属が十分に固溶して強
化されるため耐熱疲労性が大幅に改善される。
く、かつ結合金属相中に高融点金属が十分に固溶して強
化されるため耐熱疲労性が大幅に改善される。
（実施例１）
市販のＴｉＣ，ＴｉＮ、 ＷＣ，ＴａＣの粉末を混合し
、窒素気流中で／７０００Ｃにて７時間固溶化処理を行
った。
、窒素気流中で／７０００Ｃにて７時間固溶化処理を行
った。
この複炭窒化物を粉砕したのち、Ｎｉ 、 Ｃｏ、 Ｍ
ｏ粉末と添加、湿式混合したのち、粉末を乾燥し型押し
した。この型押し体を／ＩＩ！；０００ 、窒素分圧１
０Ｔｏｒｒのもと１２０分間焼結した。この試料の飽和
磁荷は該サーメットの結合金属が、純粋なＮｉとｃｏで
あると仮定した値の５ｇ％であった。組成を分析したと
ころ （Ｔ ｉａ、ｌｒｓ Ｔａ ６ａ７ Ｍｏ、、、Ｗｏ
。ｙ ）（Ｃｏａ、ｒｔ Ｎｅ、＊ｙ ）ａ、１ｐ−
１０重叡％Ｃ０−５重毒％Ｎｉ であったが、固溶したＷ、 Ｍｏの■を滅じると２値は
θｑ２であった。この試料をＡとし、比軟のため市販の
Ｔｉ（ＣＮ） 、 ＷＧ！、 ＴａＣ！＋ Ｍｏ、 Ｎ
ｉ 、 ｃｏを同じ組成になるよう配合し、同様の工程
で製造したものをＢとする。Ｂ合金の飽和磁荷量（以下
サーメットの結合金属が純粋なＮｉとｃｏであると仮定
した値の百分率で表わす）と、硬質分散相の２値の関係
を表−／に記す。
ｏ粉末と添加、湿式混合したのち、粉末を乾燥し型押し
した。この型押し体を／ＩＩ！；０００ 、窒素分圧１
０Ｔｏｒｒのもと１２０分間焼結した。この試料の飽和
磁荷は該サーメットの結合金属が、純粋なＮｉとｃｏで
あると仮定した値の５ｇ％であった。組成を分析したと
ころ （Ｔ ｉａ、ｌｒｓ Ｔａ ６ａ７ Ｍｏ、、、Ｗｏ
。ｙ ）（Ｃｏａ、ｒｔ Ｎｅ、＊ｙ ）ａ、１ｐ−
１０重叡％Ｃ０−５重毒％Ｎｉ であったが、固溶したＷ、 Ｍｏの■を滅じると２値は
θｑ２であった。この試料をＡとし、比軟のため市販の
Ｔｉ（ＣＮ） 、 ＷＧ！、 ＴａＣ！＋ Ｍｏ、 Ｎ
ｉ 、 ｃｏを同じ組成になるよう配合し、同様の工程
で製造したものをＢとする。Ｂ合金の飽和磁荷量（以下
サーメットの結合金属が純粋なＮｉとｃｏであると仮定
した値の百分率で表わす）と、硬質分散相の２値の関係
を表−／に記す。
Ａとｎ−／〜Ｅ−４のサーメットで以下の条件で切削テ
ストを行った。
ストを行った。
切削条件／
被削材 ＳＣＭ≠３５（Ｈター≠０）１００ ａｍ
ｘ 、！００ ｍｍ角 切削速度 ／ｊａｍ／順 送 リ θ３０ＩＩ
ＩＩＩＩ／を切り込み ２ｊＩＩ１１１１ 工Ａ ｉ 状Ｓ ＮＭＧ １２０１１０ｇカッター
ＤＮＦ弘／乙ＯＲ。
ｘ 、！００ ｍｍ角 切削速度 ／ｊａｍ／順 送 リ θ３０ＩＩ
ＩＩＩＩ／を切り込み ２ｊＩＩ１１１１ 工Ａ ｉ 状Ｓ ＮＭＧ １２０１１０ｇカッター
ＤＮＦ弘／乙ＯＲ。
切削材 水溶性使用
切削時間 ７０分間
切削条件２
被削材 ＳＣｊＭｌ１３！； （Ｉ（Ｓ−１１０＞丸
棒切削速度 ／２０ｍ／Ｍ 送 リ θ３１＝ ｍ
−／ ｒ ｅｖ切り込み ２馴 工具形状 ＳＮＭＮ カッター ＦＮ／／Ｒ−グ４ＺＡ 切削材 使用せず 切削時間 ７０分間 切ル１テストの結果を表−２に記す。
棒切削速度 ／２０ｍ／Ｍ 送 リ θ３１＝ ｍ
−／ ｒ ｅｖ切り込み ２馴 工具形状 ＳＮＭＮ カッター ＦＮ／／Ｒ−グ４ＺＡ 切削材 使用せず 切削時間 ７０分間 切ル１テストの結果を表−２に記す。
表−２
※熱亀裂発生本数の少ないもの程耐熱疲労性は良好（実
施例２） 実施例／（７）Ａと同様の方法で（Ｔｉ、 Ｔａ、 Ｗ
） （Ｃｊ、 Ｎ）の固溶体を種々の温度で作成し、同
じ組成になるようＮｉ 、 Ｃｏ、 Ｍｏを添加し、同
一工程でｕｔ結した。
施例２） 実施例／（７）Ａと同様の方法で（Ｔｉ、 Ｔａ、 Ｗ
） （Ｃｊ、 Ｎ）の固溶体を種々の温度で作成し、同
じ組成になるようＮｉ 、 Ｃｏ、 Ｍｏを添加し、同
一工程でｕｔ結した。
飽和磁荷、２値およびテスト１，２の結果を表＝３に示
す。
す。
（実施例３）
実施例／のＡと同じ複炭窒化物にＡと歯とＣｏの合■を
同じとしたＮｒ、 Ｃｏ，ＭＯを添加し、同一の工程で
試料を作成した。飽和磁動を測定したところ、室温で測
定できたのはＣｏがＮｉとＣｏの合資の３；Ｏ爪桁％以
上で、ｊＯ重■％を下まわると測定値は０もで＼測定で
きなかった。
同じとしたＮｒ、 Ｃｏ，ＭＯを添加し、同一の工程で
試料を作成した。飽和磁動を測定したところ、室温で測
定できたのはＣｏがＮｉとＣｏの合資の３；Ｏ爪桁％以
上で、ｊＯ重■％を下まわると測定値は０もで＼測定で
きなかった。
（ケ明の効果）
本発明によれば、サーメットの特長である耐溶着性や１
耐クレータ−摩耗性などを生かしたま＼耐熱疲労性が大
幅に改善された合金が得られ、その適用領域を広げるこ
とが可能となった。
耐クレータ−摩耗性などを生かしたま＼耐熱疲労性が大
幅に改善された合金が得られ、その適用領域を広げるこ
とが可能となった。
代理人 弁理士 浦田清−′ □
一−’、：：ｌ’ｊと・
Claims (1)
- １、ＴｉとＴａ、Ｍｏ、Ｗの複炭化物、但し原子比でＴ
ｉは０．５以上０．９以下、ＣとＮは０．３以上０．７
以下を硬質分散相とし、ＮｉとＣｏ、（但しＣｏがＮｉ
とＣｏの合量の２０重量％以上）２重量％以上４０重量
％以下を結合金属相とした焼結硬質合金において、該焼
結硬質合金の飽和磁荷が、結合金属相が純粋なＮｉとＣ
ｏであると仮定した時の飽和磁荷の２０％以上９０％以
下であり、かつ、硬質分散相中の原子比で、金属元素の
総和で非金属元素の総和を割った商が０．９０以上１．
００以下であることを特徴とする焼結硬質合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60284066A JPH0639652B2 (ja) | 1985-12-16 | 1985-12-16 | 焼結硬質合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60284066A JPH0639652B2 (ja) | 1985-12-16 | 1985-12-16 | 焼結硬質合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62142742A true JPS62142742A (ja) | 1987-06-26 |
| JPH0639652B2 JPH0639652B2 (ja) | 1994-05-25 |
Family
ID=17673847
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60284066A Expired - Lifetime JPH0639652B2 (ja) | 1985-12-16 | 1985-12-16 | 焼結硬質合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0639652B2 (ja) |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60106938A (ja) * | 1983-11-14 | 1985-06-12 | Hitachi Choko Kk | 強靭性サ−メット |
-
1985
- 1985-12-16 JP JP60284066A patent/JPH0639652B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60106938A (ja) * | 1983-11-14 | 1985-06-12 | Hitachi Choko Kk | 強靭性サ−メット |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0639652B2 (ja) | 1994-05-25 |
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