JPS624852A - 超硬合金 - Google Patents
超硬合金Info
- Publication number
- JPS624852A JPS624852A JP60143598A JP14359885A JPS624852A JP S624852 A JPS624852 A JP S624852A JP 60143598 A JP60143598 A JP 60143598A JP 14359885 A JP14359885 A JP 14359885A JP S624852 A JPS624852 A JP S624852A
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- JP
- Japan
- Prior art keywords
- ratio
- cutting
- phase
- group
- resistance
- Prior art date
- 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.)
- Pending
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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、特に切削工具として用いた場合、優れた切削
性能を示すＡｌ含有超硬合金に関する。
性能を示すＡｌ含有超硬合金に関する。
一般に鋼の切削に際して高速切削化及び高能率切削化に
対応するため、種々の工具材料が実用化されている。現
在、主にＷＣ又はＴ１ＣＮなどを硬質金属とし、Ｆｅ族
金属を結合相とする超硬合金やサーメット、さらにこれ
らにＴｉＣやＡＱ２０３等の硬質物質を被覆した表面被
覆超硬合金や表面被覆サーメットにおいても、刃先温度
の上昇に伴う塑性変形、酸化等々の問題により、使用条
件が制限されている。一方ＡＱ、０３を主成分とするセ
ラミックスは、高温において塑性変形が少なく、又耐酸
化性に優れている事より、高速切削工具として実用に供
されている。しかし刃先の安定性に欠け、信頼性の不十
分なものであるため、低い送り量の条件でのみ高速切削
に使用されているのが現状である。
対応するため、種々の工具材料が実用化されている。現
在、主にＷＣ又はＴ１ＣＮなどを硬質金属とし、Ｆｅ族
金属を結合相とする超硬合金やサーメット、さらにこれ
らにＴｉＣやＡＱ２０３等の硬質物質を被覆した表面被
覆超硬合金や表面被覆サーメットにおいても、刃先温度
の上昇に伴う塑性変形、酸化等々の問題により、使用条
件が制限されている。一方ＡＱ、０３を主成分とするセ
ラミックスは、高温において塑性変形が少なく、又耐酸
化性に優れている事より、高速切削工具として実用に供
されている。しかし刃先の安定性に欠け、信頼性の不十
分なものであるため、低い送り量の条件でのみ高速切削
に使用されているのが現状である。
上述のように、それぞれの工具材料において。
それぞれ十分な性能を発揮する切削領域があり、特に高
い送り量での高能率な切削を重要視する場合には、多く
の限定条件があるセラミック、サーメットよりは、むし
ろ靭性を要するＷＣＣ超超硬合金有利である。
い送り量での高能率な切削を重要視する場合には、多く
の限定条件があるセラミック、サーメットよりは、むし
ろ靭性を要するＷＣＣ超超硬合金有利である。
しかしながら、ＷＣＣ超超硬合金おいても高速切削はも
ちろんの事、高送り切削においても十分満足する切削性
能を有するまでには至っていない。
ちろんの事、高送り切削においても十分満足する切削性
能を有するまでには至っていない。
ＷＣＣ超超硬合金おいて切削領域の拡大には、その耐熱
性、耐酸化性、耐塑性変形性、耐溶着性を同時に向上さ
せる必要がある。
性、耐酸化性、耐塑性変形性、耐溶着性を同時に向上さ
せる必要がある。
以上の点より本発明は従来のＷＣＣ超超硬合金より高能
率切削に対応させるため、ＪＩＳ Ｐ系（ＷＣ−Ｔ
ｉ Ｃ−Ｔ ａ Ｃ−Ｇ ｏ系）の複炭化物相（Ｗ、Ｔ
ｉ、Ｔａ）Ｃに着目し、その諸特性を向上させた合金を
提供するものである。
率切削に対応させるため、ＪＩＳ Ｐ系（ＷＣ−Ｔ
ｉ Ｃ−Ｔ ａ Ｃ−Ｇ ｏ系）の複炭化物相（Ｗ、Ｔ
ｉ、Ｔａ）Ｃに着目し、その諸特性を向上させた合金を
提供するものである。
ＪＩＳ Ｐ系相当の複炭化物相 （Ｗ、Ｔｉ。
Ｔａ）Ｃに代わって、（（Ｔｉ ＸＡＱｙＭｚ）ＣｕＮ
ｖ）ｗで表わされる硬費相は、従来の （Ｗ。
ｖ）ｗで表わされる硬費相は、従来の （Ｗ。
Ｔｉ、Ｔａ）Ｃよりも■球状化する。■凝着が少ない。
■窒化物及びＡＩ２の効果により耐熱性、耐酸化性、耐
溶着性に優れるなどの効果を有し、さらに硬質相中のＡ
Ｑが一部結合相中に固溶し、結合相自体をも強化するた
め耐酸化性、耐熱性が向上し、結合相との濡れ性も良好
である。そのため従来のＰ系超硬合金と比べても合金強
度の低下が少なく、耐衝撃性にも優れた性能を有してい
る事が分かった。従って１本発明は上記の知見に基づい
てなされたものであり、Ｆｅ族の１種又は２種以上及び
ＭＯを含有し、その比がＭｏ／（Ｍｏ＋Ｆｅ族）＝１／
１００〜１０／１００で構成された結合相；５〜２０ｗ
ｔ％、硬質箱形成成分として化学式（（Ｔｉ ｘＡｎｙ
Ｍｚ）ＣｕＮｖ）ｗで表わされ、かツモル比でＸ＋Ｙ＋
Ｚ＝１． ０．０５＜ｘ≦０．５８．０．０１＜Ｙ≦０
．３．Ｕ＋Ｖ＝１、０．５．ＭはＴｉを除く周期律表Ｉ
Ｖ ａ 、 Ｖ ａ 、 ＶＩ ａ族の１種又は２種以
上及びＷは金属部分と非金属部分の比を示し、０．８≦
Ｗ≦１．０７の複炭窒化物相；１〜５０ｗｔ％及びＷＣ
及び不可避不純物；残りからなる組成を有する超硬合金
である。
溶着性に優れるなどの効果を有し、さらに硬質相中のＡ
Ｑが一部結合相中に固溶し、結合相自体をも強化するた
め耐酸化性、耐熱性が向上し、結合相との濡れ性も良好
である。そのため従来のＰ系超硬合金と比べても合金強
度の低下が少なく、耐衝撃性にも優れた性能を有してい
る事が分かった。従って１本発明は上記の知見に基づい
てなされたものであり、Ｆｅ族の１種又は２種以上及び
ＭＯを含有し、その比がＭｏ／（Ｍｏ＋Ｆｅ族）＝１／
１００〜１０／１００で構成された結合相；５〜２０ｗ
ｔ％、硬質箱形成成分として化学式（（Ｔｉ ｘＡｎｙ
Ｍｚ）ＣｕＮｖ）ｗで表わされ、かツモル比でＸ＋Ｙ＋
Ｚ＝１． ０．０５＜ｘ≦０．５８．０．０１＜Ｙ≦０
．３．Ｕ＋Ｖ＝１、０．５．ＭはＴｉを除く周期律表Ｉ
Ｖ ａ 、 Ｖ ａ 、 ＶＩ ａ族の１種又は２種以
上及びＷは金属部分と非金属部分の比を示し、０．８≦
Ｗ≦１．０７の複炭窒化物相；１〜５０ｗｔ％及びＷＣ
及び不可避不純物；残りからなる組成を有する超硬合金
である。
さらに、（Ｔｉ ｘＡｎｙＭｚ）ＣＮ相は本質的に球状
化するため微細、均一に分散する。以下に数値限定した
理由を説明する。
化するため微細、均一に分散する。以下に数値限定した
理由を説明する。
■炭窒化物の含有量
その含有量が１％未満では、所望の優れた耐溶着性、耐
熱性を合金に付与する事ができず、ｉ方５０％を超える
と相対的にＷＣの含有量が低下し、ＷＣのもつ優れた耐
衝撃性、耐塑性変形性がなくなるためその含有量が１〜
５０％と限定した。
熱性を合金に付与する事ができず、ｉ方５０％を超える
と相対的にＷＣの含有量が低下し、ＷＣのもつ優れた耐
衝撃性、耐塑性変形性がなくなるためその含有量が１〜
５０％と限定した。
■（（ＴｉｘＡＲｙＭｚ）ＣｕＮｖ）ｗの成分（（Ｔｉ
ｘＡＱｙＭｚ）ＣｕＮｖ） ｗにおいて、Ｔｉの含有
量では、０．０５＜ｘ≦０．５８であり、０．０５未満
ではＴｉのもつ耐溶着性を付与する事ができず０．５８
を超えると、相対的にＡＱ又はＭの含有量が低下し、靭
性的に劣化する。
ｘＡＱｙＭｚ）ＣｕＮｖ） ｗにおいて、Ｔｉの含有
量では、０．０５＜ｘ≦０．５８であり、０．０５未満
ではＴｉのもつ耐溶着性を付与する事ができず０．５８
を超えると、相対的にＡＱ又はＭの含有量が低下し、靭
性的に劣化する。
Ａｎの含有量は０．０１＜Ｙ≦０．３が必要であり、０
．０１未満では、ＡＱの効果が十分でなく、靭性の向上
があまり認められない。Ｙ＞０．３では、Ｔｉとの固溶
が十分でなく、焼結体の靭性が著しく低下する。
．０１未満では、ＡＱの効果が十分でなく、靭性の向上
があまり認められない。Ｙ＞０．３では、Ｔｉとの固溶
が十分でなく、焼結体の靭性が著しく低下する。
ＣとＮの比率は０≦Ｖ≦０．５テあり、■〉０．５では
焼結性が劣化し、合金組成中に巣やｐｏｒｅができやす
くなり、耐衝撃性が劣化するようになるため０≦Ｖ≦０
．５とした。
焼結性が劣化し、合金組成中に巣やｐｏｒｅができやす
くなり、耐衝撃性が劣化するようになるため０≦Ｖ≦０
．５とした。
さらに金属部分と非金属部分の比を０．８〜１．０７と
したのはｗ＜ｏ、ｇでは硬質相がＭ、Ｃタイプの複炭化
物と共存し、Ｗ＞１．０７ではフリーカーボンと共存し
、共に靭性の低下の原因となるためである。
したのはｗ＜ｏ、ｇでは硬質相がＭ、Ｃタイプの複炭化
物と共存し、Ｗ＞１．０７ではフリーカーボンと共存し
、共に靭性の低下の原因となるためである。
（ＴｉＡｌＭ）ＣＮ相の粒度を１．５ μｍ以下とした
のは、粗粒化した場合、耐衝撃性が低下するためである
。
のは、粗粒化した場合、耐衝撃性が低下するためである
。
■ＭＯ及びＦｅ族金属の含有量
Ｍｏ及びＦｅ族の含有量が５％未満では、合金に十分な
靭、性を与えることができず、一方２０％を超えて含有
すると合金の耐塑性変形性が劣化するため、その含有量
を５〜２０％とした。さらにＭ ｏ ／ （Ｍ ｏ ＋
Ｆ ａ族）の比を、１／１００〜１０／１００とした
のは１／１００未満では（ＴｉＡ１２Ｍ）ＣＮ相との濡
れ性改善に効果がなく、また１ ０／１００を超えると
ＭＯの欠点である耐酸化性が劣化するためである。
靭、性を与えることができず、一方２０％を超えて含有
すると合金の耐塑性変形性が劣化するため、その含有量
を５〜２０％とした。さらにＭ ｏ ／ （Ｍ ｏ ＋
Ｆ ａ族）の比を、１／１００〜１０／１００とした
のは１／１００未満では（ＴｉＡ１２Ｍ）ＣＮ相との濡
れ性改善に効果がなく、また１ ０／１００を超えると
ＭＯの欠点である耐酸化性が劣化するためである。
実施例１
（Ｗ、Ｔｉ）Ｃ又は（Ｗ、 Ｔ ｉ ） ＣＮとＡＱＮ
を所定の比に混合後１８００℃真空中２時間保持して（
Ｗ、Ｔｉ、Ａ Ｑ）ＣＮの固溶体を製造した。
を所定の比に混合後１８００℃真空中２時間保持して（
Ｗ、Ｔｉ、Ａ Ｑ）ＣＮの固溶体を製造した。
次に処理した固溶体をジェットミルで粉砕し、平均粒度
１．０〜１．５μｍの固溶体粉末を作成した。
１．０〜１．５μｍの固溶体粉末を作成した。
ＷＣ粉末（平均粒度４μｍ）及びＣＯ粒粉末同１μｍ）
Ｎｉ粉末（同１μｍ）Ｍｏ粉末（同１μｍ）を用意し、
これらと固溶体粉末を第１表に示す組成に配合し、ボー
ルミル中で湿式粉砕、混合を９６時間行ない、乾燥処理
後ＩＴｏｎ／ａ（の圧力でプレス成形した。
Ｎｉ粉末（同１μｍ）Ｍｏ粉末（同１μｍ）を用意し、
これらと固溶体粉末を第１表に示す組成に配合し、ボー
ルミル中で湿式粉砕、混合を９６時間行ない、乾燥処理
後ＩＴｏｎ／ａ（の圧力でプレス成形した。
次に真空中１４００℃で焼結し、本発明の超硬合金を製
造した。次にこれらの硬さ及び抗折力を測定した効果も
第１表に合せて記入した。
造した。次にこれらの硬さ及び抗折力を測定した効果も
第１表に合せて記入した。
第１表
次に耐熱性を評価するため、大気中、温度１１００℃で
４８時間保持の条件で酸化試験を行ない、試験後の酸化
増量を測定した。これらの測定結果を第１表に合せて示
した。第１表に示される結果より、本発明の超硬合金は
、硬さ、抗折力にはあまり影響を示さないが、耐熱性に
おいて優れた性能を示すものであった。
４８時間保持の条件で酸化試験を行ない、試験後の酸化
増量を測定した。これらの測定結果を第１表に合せて示
した。第１表に示される結果より、本発明の超硬合金は
、硬さ、抗折力にはあまり影響を示さないが、耐熱性に
おいて優れた性能を示すものであった。
次に、その合金をイメージアナライザーで（ＴｉＡｌＭ
）ＣＮ相の粒度分を測定した。その結果を表２に示す。
）ＣＮ相の粒度分を測定した。その結果を表２に示す。
表２の結果より（Ｔ ｉ Ａ Ｑ Ｍ ） ＣＮ相は凝
着による粗粒化が少なく微細な相として分散している事
が明きらかである。
着による粗粒化が少なく微細な相として分散している事
が明きらかである。
実施例２
実施例１の合金を用いて下記の条件で切削試験を行ない
、その性能を評価した。
、その性能を評価した。
■寿命試験
被削材 ＳＣＭ４４０ （Ｈｓ４０）チップ Ｓ
ＮＭＮ４３２ （ホーニング０．０３ｍｎ）切削速度
２００ ｍ／ｍｉｎ 第２表 第３表 送り ０ 、２ ｍｍ／ｒｅｖ切り込み ２
ＩＩＩＩｌ 切削時間 １０ｍ１ｎ 評価 逃げ面摩耗、すくい面摩耗深さ■耐欠損性
試験 被削材 ＳＣＮ４４０ （Ｈｓ４０）（４ツ溝入
） チップ ＳＮＭＮ４３２ （ホーニング０．０３ｍｍ）
切削速度 １００ ｍ／ｍｉｎ 送り ０ 、３〜１．０ Ｉｍ／ｒｅｖ切り込
み ２ｍ 切削時間 １ ｍｉｎ 評価 ０・３ ａｍ ／ ｒ６ｙより開始し、り
「ツアーした場合には、０．０５ｍａ＋ ／ｒｅｖ送りを上げさらに切削試 験を続は順次送りを増加した。
ＮＭＮ４３２ （ホーニング０．０３ｍｎ）切削速度
２００ ｍ／ｍｉｎ 第２表 第３表 送り ０ 、２ ｍｍ／ｒｅｖ切り込み ２
ＩＩＩＩｌ 切削時間 １０ｍ１ｎ 評価 逃げ面摩耗、すくい面摩耗深さ■耐欠損性
試験 被削材 ＳＣＮ４４０ （Ｈｓ４０）（４ツ溝入
） チップ ＳＮＭＮ４３２ （ホーニング０．０３ｍｍ）
切削速度 １００ ｍ／ｍｉｎ 送り ０ 、３〜１．０ Ｉｍ／ｒｅｖ切り込
み ２ｍ 切削時間 １ ｍｉｎ 評価 ０・３ ａｍ ／ ｒ６ｙより開始し、り
「ツアーした場合には、０．０５ｍａ＋ ／ｒｅｖ送りを上げさらに切削試 験を続は順次送りを増加した。
これらの測定結果を第３表に示・す。
第３表に示される結果より、本発明合金はＷＣＣ超超硬
合金靭性を保ちながらより高速切削、高送り切削に優れ
た性能を示す事が明らかである。
合金靭性を保ちながらより高速切削、高送り切削に優れ
た性能を示す事が明らかである。
実施例３
（Ｗ、Ｔｉ）Ｃ又は（Ｗ、Ｔｉ）ＣＮとＡｆｉＮ。
Ａｆｌ、Ｃ，及びＴａＣ粉末（平均粒度１．０μｍ５％
ＮｂＣ含有）、ＺｒＣ粉末（同１．０μｍ）、ＨｆＣ粉
末（同１−Ｏｕｎ）、Ｍｏ粉末（同１．０μｍ）、ＷＣ
粉末（同２．０μ、ｍ、４０μｍ）を所定の比に混合後
１８００″ＣＮ、雰囲気中に２時間保持して（Ｗ、Ｔｉ
、ＡＱ）ＣＮの固溶体を製造した。以下、実施例１と同
様の工程で試料を作成した。これらの固溶体粉末と実施
例１で用いたＷＣ，Ｃｏ、Ｎｉ等を第４表に示す組成に
配合し、以下、実施例１と同様の工程で製造した。
ＮｂＣ含有）、ＺｒＣ粉末（同１．０μｍ）、ＨｆＣ粉
末（同１−Ｏｕｎ）、Ｍｏ粉末（同１．０μｍ）、ＷＣ
粉末（同２．０μ、ｍ、４０μｍ）を所定の比に混合後
１８００″ＣＮ、雰囲気中に２時間保持して（Ｗ、Ｔｉ
、ＡＱ）ＣＮの固溶体を製造した。以下、実施例１と同
様の工程で試料を作成した。これらの固溶体粉末と実施
例１で用いたＷＣ，Ｃｏ、Ｎｉ等を第４表に示す組成に
配合し、以下、実施例１と同様の工程で製造した。
次に、これらの硬さ及び抗折力を測定した結果も第４表
に合せて記入した。さらに耐熱性、耐衝撃性を評価する
ため切削試験用チップを製造し、被削材 Ｓ ＣＮ
４４０ チップ Ｓ ＰＧＮ４２２ 切削速度 ２００ ｍ／ｗｉｎ 送り ０．Ｚｒｍ／刃 切削時間 １０ｍ１ｎ の条件で正面フライスによる切削試験を行ない、逃げ面
摩耗を測定した。
に合せて記入した。さらに耐熱性、耐衝撃性を評価する
ため切削試験用チップを製造し、被削材 Ｓ ＣＮ
４４０ チップ Ｓ ＰＧＮ４２２ 切削速度 ２００ ｍ／ｗｉｎ 送り ０．Ｚｒｍ／刃 切削時間 １０ｍ１ｎ の条件で正面フライスによる切削試験を行ない、逃げ面
摩耗を測定した。
さらに被剛材をより刃先温度が上昇し、耐熱性、耐酸化
性が要求される５ＫＤ−６１（ＨＲＣ４５）に代えて同
一条件で試験を行なった。その結果も合せて記入する。
性が要求される５ＫＤ−６１（ＨＲＣ４５）に代えて同
一条件で試験を行なった。その結果も合せて記入する。
第４表から明らかなようにＡＱの添加及び窒化物の相乗
効果により耐熱性、耐摩耗性、耐溶着性に優れ高速切削
に対応した優れた性能を示した。さらに実施例３により
１本発明が広い汎用性を持っていることも明らかである
。
効果により耐熱性、耐摩耗性、耐溶着性に優れ高速切削
に対応した優れた性能を示した。さらに実施例３により
１本発明が広い汎用性を持っていることも明らかである
。
上記実施例では、原料としてＺｒＣ，ＴａＣ等の炭化物
を使用しているが、さらにＺｒＮ、ＴａＮ等の窒化物や
炭窒化物等の粉末を利用しても同様の効果が得られてい
る。
を使用しているが、さらにＺｒＮ、ＴａＮ等の窒化物や
炭窒化物等の粉末を利用しても同様の効果が得られてい
る。
本願超硬合金は、従来のＪＩＳ Ｐ系（ＷＣ−Ｗで表
わされる硬質相に置き換えることによって、従来不十分
であった耐熱性、耐酸化性、耐溶着性第４表 第５表 第６表 第７表
わされる硬質相に置き換えることによって、従来不十分
であった耐熱性、耐酸化性、耐溶着性第４表 第５表 第６表 第７表
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １）Ｆｅ族の１種又は２種以上及びＭｏを含有しその比
がＭｏ／（Ｍｏ＋Ｆｅ族）＝１／１００〜１０／１００
で構成された結合相；５〜２０ｗｔ％、硬質相形成成分
として化学式 ｛（ＴｉｘＡｌｙＭｚ）ＣｕＮｖ｝ｗで表わされ、かつ
モル比でＸ＋Ｙ＋Ｚ＝１、０．０５＜ｘ≦０．５８、０
．０１＜Ｙ≦０．３、Ｕ＋Ｖ＝１、０≦Ｖ≦０．５、Ｍ
はＴｉを除く周期律表IVａ、Ｖａ、VIａ族のうちの１種
又は２種以上、及びＷは金属部分と非金属部分の比を示
し、０．８≦Ｗ≦１．０７の複炭窒化物相；１〜５０ｗ
ｔ％、炭化タングステン及び不可避不純物；残りからな
る組成を有する事を特徴とするＡｌ含有の超硬合金。 ２）特許請求の範囲第１項において最終焼結体に存在す
る（ＴｉＡｌＭ）ＣＮ硬質相が平均粒度１．５μｍ以下
である事を特徴とする超硬合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60143598A JPS624852A (ja) | 1985-06-28 | 1985-06-28 | 超硬合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60143598A JPS624852A (ja) | 1985-06-28 | 1985-06-28 | 超硬合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS624852A true JPS624852A (ja) | 1987-01-10 |
Family
ID=15342443
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60143598A Pending JPS624852A (ja) | 1985-06-28 | 1985-06-28 | 超硬合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS624852A (ja) |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS4842223U (ja) * | 1971-09-22 | 1973-05-30 | ||
| JPS58194913U (ja) * | 1982-06-22 | 1983-12-24 | 愛知機械工業株式会社 | 自動車用ハツチガラスのモ−ル |
-
1985
- 1985-06-28 JP JP60143598A patent/JPS624852A/ja active Pending
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS4842223U (ja) * | 1971-09-22 | 1973-05-30 | ||
| JPS58194913U (ja) * | 1982-06-22 | 1983-12-24 | 愛知機械工業株式会社 | 自動車用ハツチガラスのモ−ル |
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