JPS621465B2

JPS621465B2 -

Info

Publication number: JPS621465B2
Application number: JP58048498A
Authority: JP
Inventors: Hironori Yoshimura; Naohisa Ito; Kenichi Nishigaki; Katsuaki Anzai
Original assignee: Mitsubishi Metal Corp
Current assignee: Mitsubishi Metal Corp
Priority date: 1983-03-23
Filing date: 1983-03-23
Publication date: 1987-01-13
Also published as: JPS59173236A

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の複合炭化物固溶体
（以下、（Ti、Ｗ）Ｃで示す）あるいは複合炭窒
化物固溶体（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）Ｃ
粉末あるいは（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とＷと、元素周期律表の5a族金属のうち
の１種または２種以上との複合炭窒化物固溶体
（以下、（Ti、Ｗ、5a族金属）CNで示す）粉
末：10〜65％、酸化マグネシウム（以下MgOで示す）粉
末：0.5〜10％、Ｗ粉末：残り、（Ti、Ｗ、5a族金属）CN粉末：10〜65％、 MgO粉末：0.5〜10％、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）
粉末のうちの１種または２種：0.5〜10％、Ｗ粉末：残り、 Tiと、Ｗと、元素周期律表の5a族金族のう
ちの１種または２種以上との複合炭化物固溶体
（以下、（Ti、Ｗ、5a族金属）Ｃで示す）粉末
と、窒化チタン（以下TiNで示す）粉末および
元素周期律表の5a族金属の窒化物粉末のうちの
１種または２種以上：10〜65％、 MgO粉末：0.5〜10％、Ｗ粉末：残り、（Ti、Ｗ、5a族金族）Ｃ粉末と、TiN粉末お
よび5a族金属の窒化物粉末のうちの１種または
２種以上：10〜65％、 MgO粉末：0.5〜10％、 Al₂O₃粉末およびY₂O₃粉末のうちの１種また
は２種：0.5〜10％、Ｗ粉末：残り、以上〜のうちのいずれかの配合組成をもつ
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の（Ti、Ｗ、5a族金
属）・CN：10〜65％、同じく硬質相形成成分としてのMgO：0.01〜
１％、を含有し、さらに必要に応じて、同じく硬質相形成成分としてのAl₂O₃および
Y₂O₃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をもつた超耐熱焼結合金
が得られ、この超耐熱焼結合金においては、焼結
時に、原料粉末たる（Ti、Ｗ、5a族金属）CNあ
るいは（Ti、Ｗ、5a族金属）Ｃ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が形成
しにくくなることから、すぐれた耐衝撃性をもつ
ようになり、さらに硬質相としての（Ti、Ｗ、
5a族金属）・CNの存在によつて一段とすぐれた耐
摩耗性と耐塑性変形性をもつようになり、したが
つて、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、5a族金属）CN この成分は、主体硬質相形成成分であつて、焼
結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、この原料粉末
たる（Ti、Ｗ、5a族金属）Ｃあるいは（Ti、
Ｗ、5a族金属）CN中のＣと反応して、そのＣ量
を減少させると同時に、焼結性を改善し、かつそ
のわずかな量が焼結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、焼結合金中に残留する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焼結合金中の
MgO含有量が１％を越えて高くなつてしまい、
この結果、焼結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、焼結合金中に巣が形成さ
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％、すなわちMgO
の含有量を0.01〜１％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、焼結合金
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、焼結合金の耐衝
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相と強固に結合し、
焼結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％以下であれば焼結合金の
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、このため焼結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、焼結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（Ti₀.₇₅W₀.₁₅Ta₀.₁₀）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

【表】

【表】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760torr
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
焼結合金１〜24および比較焼結合金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焼結合金１〜
24および比較焼結合金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SNP432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）、

【表】切削速度：120m／min、送り：0.4mm／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、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
削条件で切削試験を行ない、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
発明焼結合金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
含有しない比較焼結合金１は、焼結性および耐衝
撃性に劣るものであるために、特に連続切削試験
では全切刃に欠損が発生し、また（Ti、Ｗ、
Ta）CNの含有量がこの発明の範囲から高い方に
外れた比較焼結合金２、３は、比較的すぐれた耐
摩耗性を示すものの、靭性に劣るものであるた
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
（Ti₀.₆₅W₀.₂₅Ta₀.₁₀）（Ｃ₀.₈₀Ｎ₀.₂₀）粉末、同1.8μ
ｍの（Ti₀.₇₅W₀.₁₅V₀.₁₀）（Ｃ₀.₇₀Ｎ₀.₃₀）粉末、同
1.5μｍの（Ti₀.₇₅W₀.₁₅Nb₀.₁₀）（Ｃ₀.₇₀Ｎ₀.₃₀）粉
末、同2.0μｍの（Ti₀.₇₅W₀.₁₅Ta₀.₁₀）Ｃ_1.0粉
末、同1.2μｍのTiN粉末、同1.6μｍのVN粉末、
同1.8μｍのNbN粉末、および同1.5μｍのTaN粉
末を用意

【表】

【表】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、成形して圧粉体と
し、ついでそれぞれ第３表に示される各種圧力の
N₂ガスあるいはAr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、第
４表に示される成分組成をもつた本発明焼結合金
25〜42をそれぞれ製造した。ついで、この結果得られた本発明焼結合金25〜
42について、硬さおよび抗折力を測定すると共
に、これよりSNP432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、

【表】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。これらの測定結果を第５表に合せて示した。第５表に示される結果から、本発明焼結合金25
〜42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
（Ti₀.₇₀W₀.₁₀Ta₀.₁₀Nb₀.₀₅）（Ｃ₀.₇₀Ｎ₀.₃₀）粉末、
さら

【表】

【表】に不純物として、同0.8μｍのMo粉末、同2.5μ
ｍのNi粉末、同1.2μｍのCo粉末、および同3.0μ
ｍのRe粉末を用意し、これら原料粉末をそれぞ
れ第６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、300torrの窒素雰囲気中で、それぞれ第６
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６表に示される成分組成
をもつた本発明焼結合金43〜62および比較焼結合
金４〜11をそれぞれ製造した。つぎに、これらの本発明焼結合金43〜62および
比較焼結合金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SNP432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、

【表】

【表】送り：0.7mm／rev.、切込み：10mm、切削時間：3min、の条件で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、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７表に合せて示した。第７表に示される結果から、本発明焼結合金43
〜62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
発明焼結合金50〜53、および同59〜62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％以下であれば焼結
合金の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焼結
合金４および５、複合炭窒化物の含有量がこの発
明の範囲から低い方に外れた比較焼結合金６およ
び７、不純物たるNiの含有量が１％を越えて高
い比較焼結合金８および９、さらに焼結温度がこ
の発明の範囲から外れて低い条件で製造した比較
焼結合金10および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、本発明焼結合金とほぼ
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0.9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
れ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のTiと、Ｗと、元素
周期律表の5a族金属のうちの１種または２種以上
との複合炭窒化物固溶体：10〜65％、同じく硬質相形成成分としての酸化マグネシウ
ム：0.01〜１％、結合相形成成分としてのＷおよび不可避不純
物：残り、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のTiと、Ｗと、元素
周期律表の5a族金属のうちの１種または２種以上
との複合炭窒化物固溶体：10〜65％、硬質相形成成分としての酸化マグネシウム：
0.01〜１％、同じく硬質相形成成分としての酸化アルミニウ
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％、結合相形成成分としてのＷおよび不可避不純
物：残り、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。