JPS6356298B2 - - Google Patents
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- JPS6356298B2 JPS6356298B2 JP59063030A JP6303084A JPS6356298B2 JP S6356298 B2 JPS6356298 B2 JP S6356298B2 JP 59063030 A JP59063030 A JP 59063030A JP 6303084 A JP6303084 A JP 6303084A JP S6356298 B2 JPS6356298 B2 JP S6356298B2
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- Powder Metallurgy (AREA)
Description
この発明は、結合金属をきわめて少量含有した
状態で高硬度かつ高強度を有し、しかも、これら
の特性が要求される高速切削用切削工具として使
用した場合にすぐれた性能を発揮する超硬質焼結
合金の製造法に関するものである。 従来、切削工具材料としては、WC―Co系およ
びWC―TiC―TaC―Co系超硬合金が広く用いら
れているが、これら従来の工具材料の合金特性は
主に結合金属であるCoの含有量によつて決まり、
Coの量が多くなると、超硬合金の強度（抗折力）
は向上するが硬さが低下し、逆にCoの量が少な
くなると、硬さは向上するが強度（抗折力）が低
下するという相反する特性を有しているため、日
本工業規格では切削工具用超硬合金のCo量は４
〜20重量％に、定められており、市販の超硬合金
は更に狭い範囲のCo量に限定されている。 しかるに、例えば切削加工の分野では近年、加
工能率向上のため、高速切削化が検討されている
が、上記のWC基超硬合金、即ち、WC―Co系超
硬合金もWC―TiC―TaC―Co系超硬合金も高速
切削用の切削工具として用いた場合、耐摩耗性が
十分でないために満足な工具寿命を示さないもの
であつた。 そこで、WC基超硬合金の耐摩耗性を向上させ
るためにCo量を減ずる工夫が種々検討されたが、
いずれの工夫においてもCoを３重量％以下にす
ると合金の硬さは向上するが、合金組織中に小孔
が発生し、強度が著しく抵下してしまい、実用に
供せなかつた。 それで、高速切削用工具材料としてAl2O3を主
成分とするセラミツクスが検討されたが、Al2O3
基セラミツクスは低強度（抗折力：50〜80Kg／
mm2）のため、利用範囲が鋳鉄切削の一部に限定さ
れていた。 最近では、更に強度の高いセラミツクスの研究
が行なわれ、Si3N4を主成分とするセラミツクス
が開発されているが、このセラミツクスでも、抗
折力はたかだか100Kg／mm2程度である。 そこで、本発明者らは、上記セラミツクスより
も高強度で、しかも、最も広く利用されている
Co量が７〜８重量％のWC基超硬合金に匹敵する
強度と、高い硬度を有する超硬質焼結合金を製造
すべく研究を行なつた結果、組成式：（Ｍ、Ｗ）
（Ｃ、Ｎ）を有する複合金属炭窒化物固溶体（た
だし、Ｍ：Ti、Zr、およびHfのうちの１種また
は２種以上）と炭化タングステン（以下、WCで
示す。）ときわめて少量のCoとからなり、特定の
配合組成を有する成形体を、真空中ではなく窒素
雰囲気中で焼結することにより、硬さがロツクウ
エルＡ硬さ（以下、HRAで示す。）で92.5以上で、
しかも小孔がきわめて少なく抗折力が150Kg／mm2
以上という、高硬度かつ高強度の超硬質焼結合金
を製造でき、しかも、この合金を高速切削用工具
等として使用した場合、すぐれた性能を示すとい
う驚くべき事実を確認した。 この発明は、上記知見に基いてなされた、高硬
度および高強度を有する切削工具用超硬質焼結合
金の製造法であり、 原料粉末として、組成式：（Ｍ、Ｗ）（Ｃ、Ｎ）
を有する複合金属炭窒化物固溶体粉末（ただし、
Ｍ：Ti、Zr、およびHfのうちの１種または２種
以上）、炭化タングステン粉末、およびCo粉末を
用意し、これら原料粉末を、重量％で、 複合金属炭窒化物固溶体粉末：20〜90％、 炭化タングステン粉末：10〜80％、 Co粉末：0.5〜３％ からなる配合組成に配合し、通常の条件で混合
し、圧粉体に成形した後、窒素雰囲気中で焼結す
ることを特徴とするものである。 以下、この発明の構成を説明する。 (i) 原料粉末の粒度 複合金属炭窒化物固溶体粉末、WC粉末とも
に得られる合金の抗折力を向上させるために
は、粉末の粒度が細かい方が望ましい。例え
ば、複合金属炭窒化物固溶体粉末の平均粒径は
0.5〜5.0μm、WC粉末の平均粒径は0.5〜5.0μm
が好ましい。そして、Co粉末は0.5〜3.0μmの
平均粒径であることが望ましい。 (ii) 配合組成 (a) （Ｍ、Ｗ）（Ｃ、Ｎ） この成分は、この発明により製造される合
金の第１の硬質分散相形成成分であつて、窒
化されることにより組成が変化し、合金の焼
結性を向上させ、緻密な焼結体とし、合金の
抗折力を向上させる。又、固溶体が金属分と
してTi、ZrおよびHfの１種または２種以上
を必須成分とするので、それ自体高硬度であ
るため、合金の硬さを向上させる作用を有す
る。その含有量が20重量％未満では前記の所
望の効果が得られず、一方、90重量％を越え
ると、合金の抗折力が抵下するようになるこ
とから、その含有量を20〜90重量％と定め
た。 (b) WC WCはこの発明により得られる合金の第２
の硬質分散相形成成分であつて、前記（Ｍ、
Ｗ）（Ｃ、Ｎ）がスケルトンを作ることを阻
害し、硬質相形成成分の分散を良くし、合金
の抗折力を向上させる作用を有するが、その
含有量が10重量％未満では前記の所望の効果
が得られず、一方、80重量％を越えると、切
削時等の耐摩耗性が低下するようになること
から、その含有量を10〜80重量％と定めた。 (c) Co Coは、この発明においては、従来のWC基
超硬合金中でのCoのように結合金属という
役割よりは、むしろ触媒的な役割を果し、合
金の主成分である前記（Ｍ、Ｗ）（Ｃ、Ｎ）
の窒化による固溶体組成の変化を起こしやす
くして、合金の焼結性を著しく向上させ、合
金の抗折力を大巾に改善する効果を有するの
で、従来のWC基超硬合金に含有されている
Co量よりも少ない含有量で効果を発揮する
のである。 その含有量が0.5重量％未満では上記の効
果が十分でなく、一方、３重量％を越えると
硬さが低下し、切削時等の耐摩耗性も低下し
て、従来のWC基超硬合金と耐摩耗性におけ
る差がなくなるので、その含有量を0.5〜３
重量％と定めた。 この発明においては、上記３成分の他に、
WCの粒成長抑制剤としてWC基超硬合金に
添加されているTaC、NbC、VC、Cr3C2等
を２重量％まで配合してもよい。 (iii) 混合 混合は通常の条件、例えば、ボールミルで72
時間湿式（例えばアルコール中）粉砕混合する
ことによつて行われる。 (iv) 成形 粉末混合物を乾燥した後、10〜30Kg／mm2の圧
力でプレス成形して圧粉体とする。 (v) 焼結 焼結は、複合金属炭窒化物固溶体を窒化さ
せ、その組成を変化させ、合金の焼結性を改善
するために、窒素雰囲気中で行なうことが必要
である。窒素圧は0.01気圧以上が好ましい。
0.01気圧未満では複合金属炭窒化物固溶体の窒
化が十分に進まないからである。 そして、焼結温度は1400〜1800℃が好まし
い。1400℃未満では、未焼結で、焼結体中に大
巣が多数残存して、合金の抗折力が低下してし
まうからであり、逆に、1800℃を越えると、合
金中の（Ｍ、Ｗ）（Ｃ、Ｎ）とWCが粒成長を
起し、抗折力が低下してしまうからである。 次に、実施例及び比較例並びに参考例によつ
て、この発明の構成及び効果を詳細に説明する。 実施例１及び比較例 原料粉末として、平均粒径1.5μmを有する各種
の（Ｍ、Ｗ）（Ｃ、Ｎ）（ただし、Ｍ：Ti）粉末、
同0.8μmのWC粉末、同1.2μmのCo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0.1気
圧の窒素雰囲気中でそれぞれ第１表に示される温
度に２時間保持して焼結することによつて、本発
明合金１〜13および比較合金１〜４を製造した。
なお、比較合金１〜４は、本発明の配合組成範囲
から少なくとも１成分が外れている（※で示す。）
ものである。 ついで、これらの合金の有孔度、HRAおよび抗
折力を測定し、第１表に合せて示した。 有効度は超硬工具協会規格にもとずいて表示し
てある。 更に、比較の目的で配合組成はこの発明の範囲
内であるもの（比較合金５という）、結合金属の
少ないWC基超硬合金である99％WC―１％Co超
硬合金（比較合金６という）及び97％WC―３％
Co超硬合金（比較合金７という）、並びに93％
WC―７％Co超硬合金（従来合金１という）及び
P10相当の68％WC―20％TiC―５％TaC―７％
Co超硬合金（従来合金２という）を、真空中
（10- 2torr）に第１表に示した焼結温度で２時間
保持の条件で製造し、有孔度、HRA及び抗折力を
測定し、これらの結果も第１表に示した。 第１表の（Ｍ、Ｗ）（Ｃ、Ｎ）の欄において、
例えば、TiC：30、TiN：25、WC：45とは、
TiC：30重量％、TiN：25重量％およびWC：45
重量％からなる配合組成のものをN2気流中で、
1900℃以上の温度に加熱することに
状態で高硬度かつ高強度を有し、しかも、これら
の特性が要求される高速切削用切削工具として使
用した場合にすぐれた性能を発揮する超硬質焼結
合金の製造法に関するものである。 従来、切削工具材料としては、WC―Co系およ
びWC―TiC―TaC―Co系超硬合金が広く用いら
れているが、これら従来の工具材料の合金特性は
主に結合金属であるCoの含有量によつて決まり、
Coの量が多くなると、超硬合金の強度（抗折力）
は向上するが硬さが低下し、逆にCoの量が少な
くなると、硬さは向上するが強度（抗折力）が低
下するという相反する特性を有しているため、日
本工業規格では切削工具用超硬合金のCo量は４
〜20重量％に、定められており、市販の超硬合金
は更に狭い範囲のCo量に限定されている。 しかるに、例えば切削加工の分野では近年、加
工能率向上のため、高速切削化が検討されている
が、上記のWC基超硬合金、即ち、WC―Co系超
硬合金もWC―TiC―TaC―Co系超硬合金も高速
切削用の切削工具として用いた場合、耐摩耗性が
十分でないために満足な工具寿命を示さないもの
であつた。 そこで、WC基超硬合金の耐摩耗性を向上させ
るためにCo量を減ずる工夫が種々検討されたが、
いずれの工夫においてもCoを３重量％以下にす
ると合金の硬さは向上するが、合金組織中に小孔
が発生し、強度が著しく抵下してしまい、実用に
供せなかつた。 それで、高速切削用工具材料としてAl2O3を主
成分とするセラミツクスが検討されたが、Al2O3
基セラミツクスは低強度（抗折力：50〜80Kg／
mm2）のため、利用範囲が鋳鉄切削の一部に限定さ
れていた。 最近では、更に強度の高いセラミツクスの研究
が行なわれ、Si3N4を主成分とするセラミツクス
が開発されているが、このセラミツクスでも、抗
折力はたかだか100Kg／mm2程度である。 そこで、本発明者らは、上記セラミツクスより
も高強度で、しかも、最も広く利用されている
Co量が７〜８重量％のWC基超硬合金に匹敵する
強度と、高い硬度を有する超硬質焼結合金を製造
すべく研究を行なつた結果、組成式：（Ｍ、Ｗ）
（Ｃ、Ｎ）を有する複合金属炭窒化物固溶体（た
だし、Ｍ：Ti、Zr、およびHfのうちの１種また
は２種以上）と炭化タングステン（以下、WCで
示す。）ときわめて少量のCoとからなり、特定の
配合組成を有する成形体を、真空中ではなく窒素
雰囲気中で焼結することにより、硬さがロツクウ
エルＡ硬さ（以下、HRAで示す。）で92.5以上で、
しかも小孔がきわめて少なく抗折力が150Kg／mm2
以上という、高硬度かつ高強度の超硬質焼結合金
を製造でき、しかも、この合金を高速切削用工具
等として使用した場合、すぐれた性能を示すとい
う驚くべき事実を確認した。 この発明は、上記知見に基いてなされた、高硬
度および高強度を有する切削工具用超硬質焼結合
金の製造法であり、 原料粉末として、組成式：（Ｍ、Ｗ）（Ｃ、Ｎ）
を有する複合金属炭窒化物固溶体粉末（ただし、
Ｍ：Ti、Zr、およびHfのうちの１種または２種
以上）、炭化タングステン粉末、およびCo粉末を
用意し、これら原料粉末を、重量％で、 複合金属炭窒化物固溶体粉末：20〜90％、 炭化タングステン粉末：10〜80％、 Co粉末：0.5〜３％ からなる配合組成に配合し、通常の条件で混合
し、圧粉体に成形した後、窒素雰囲気中で焼結す
ることを特徴とするものである。 以下、この発明の構成を説明する。 (i) 原料粉末の粒度 複合金属炭窒化物固溶体粉末、WC粉末とも
に得られる合金の抗折力を向上させるために
は、粉末の粒度が細かい方が望ましい。例え
ば、複合金属炭窒化物固溶体粉末の平均粒径は
0.5〜5.0μm、WC粉末の平均粒径は0.5〜5.0μm
が好ましい。そして、Co粉末は0.5〜3.0μmの
平均粒径であることが望ましい。 (ii) 配合組成 (a) （Ｍ、Ｗ）（Ｃ、Ｎ） この成分は、この発明により製造される合
金の第１の硬質分散相形成成分であつて、窒
化されることにより組成が変化し、合金の焼
結性を向上させ、緻密な焼結体とし、合金の
抗折力を向上させる。又、固溶体が金属分と
してTi、ZrおよびHfの１種または２種以上
を必須成分とするので、それ自体高硬度であ
るため、合金の硬さを向上させる作用を有す
る。その含有量が20重量％未満では前記の所
望の効果が得られず、一方、90重量％を越え
ると、合金の抗折力が抵下するようになるこ
とから、その含有量を20〜90重量％と定め
た。 (b) WC WCはこの発明により得られる合金の第２
の硬質分散相形成成分であつて、前記（Ｍ、
Ｗ）（Ｃ、Ｎ）がスケルトンを作ることを阻
害し、硬質相形成成分の分散を良くし、合金
の抗折力を向上させる作用を有するが、その
含有量が10重量％未満では前記の所望の効果
が得られず、一方、80重量％を越えると、切
削時等の耐摩耗性が低下するようになること
から、その含有量を10〜80重量％と定めた。 (c) Co Coは、この発明においては、従来のWC基
超硬合金中でのCoのように結合金属という
役割よりは、むしろ触媒的な役割を果し、合
金の主成分である前記（Ｍ、Ｗ）（Ｃ、Ｎ）
の窒化による固溶体組成の変化を起こしやす
くして、合金の焼結性を著しく向上させ、合
金の抗折力を大巾に改善する効果を有するの
で、従来のWC基超硬合金に含有されている
Co量よりも少ない含有量で効果を発揮する
のである。 その含有量が0.5重量％未満では上記の効
果が十分でなく、一方、３重量％を越えると
硬さが低下し、切削時等の耐摩耗性も低下し
て、従来のWC基超硬合金と耐摩耗性におけ
る差がなくなるので、その含有量を0.5〜３
重量％と定めた。 この発明においては、上記３成分の他に、
WCの粒成長抑制剤としてWC基超硬合金に
添加されているTaC、NbC、VC、Cr3C2等
を２重量％まで配合してもよい。 (iii) 混合 混合は通常の条件、例えば、ボールミルで72
時間湿式（例えばアルコール中）粉砕混合する
ことによつて行われる。 (iv) 成形 粉末混合物を乾燥した後、10〜30Kg／mm2の圧
力でプレス成形して圧粉体とする。 (v) 焼結 焼結は、複合金属炭窒化物固溶体を窒化さ
せ、その組成を変化させ、合金の焼結性を改善
するために、窒素雰囲気中で行なうことが必要
である。窒素圧は0.01気圧以上が好ましい。
0.01気圧未満では複合金属炭窒化物固溶体の窒
化が十分に進まないからである。 そして、焼結温度は1400〜1800℃が好まし
い。1400℃未満では、未焼結で、焼結体中に大
巣が多数残存して、合金の抗折力が低下してし
まうからであり、逆に、1800℃を越えると、合
金中の（Ｍ、Ｗ）（Ｃ、Ｎ）とWCが粒成長を
起し、抗折力が低下してしまうからである。 次に、実施例及び比較例並びに参考例によつ
て、この発明の構成及び効果を詳細に説明する。 実施例１及び比較例 原料粉末として、平均粒径1.5μmを有する各種
の（Ｍ、Ｗ）（Ｃ、Ｎ）（ただし、Ｍ：Ti）粉末、
同0.8μmのWC粉末、同1.2μmのCo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0.1気
圧の窒素雰囲気中でそれぞれ第１表に示される温
度に２時間保持して焼結することによつて、本発
明合金１〜13および比較合金１〜４を製造した。
なお、比較合金１〜４は、本発明の配合組成範囲
から少なくとも１成分が外れている（※で示す。）
ものである。 ついで、これらの合金の有孔度、HRAおよび抗
折力を測定し、第１表に合せて示した。 有効度は超硬工具協会規格にもとずいて表示し
てある。 更に、比較の目的で配合組成はこの発明の範囲
内であるもの（比較合金５という）、結合金属の
少ないWC基超硬合金である99％WC―１％Co超
硬合金（比較合金６という）及び97％WC―３％
Co超硬合金（比較合金７という）、並びに93％
WC―７％Co超硬合金（従来合金１という）及び
P10相当の68％WC―20％TiC―５％TaC―７％
Co超硬合金（従来合金２という）を、真空中
（10- 2torr）に第１表に示した焼結温度で２時間
保持の条件で製造し、有孔度、HRA及び抗折力を
測定し、これらの結果も第１表に示した。 第１表の（Ｍ、Ｗ）（Ｃ、Ｎ）の欄において、
例えば、TiC：30、TiN：25、WC：45とは、
TiC：30重量％、TiN：25重量％およびWC：45
重量％からなる配合組成のものをN2気流中で、
1900℃以上の温度に加熱することに
【表】
【表】
より、固溶させて得られたものを表わす（第１表
の他のもの及び第２表についても同様である）。 第１表に示されるように、本発明合金１〜13は
HRA92.5以上の高い硬さと、従来合金２に匹敵す
る抗折力150Kg／mm2以上の高い強度を兼ね備えた
合金であるのに対し、Coがこの発明の配合組成
範囲よりも少ない比較合金１は硬さは高いが抗折
力が低く、逆に多い比較合金２は抗折力は高いが
硬さが低く、（Ｍ、Ｗ）（Ｃ、Ｎ）とWCがこの発
明の配合組成範囲から外れた比較合金３、４は硬
さは高いが、抗折力が低く本発明合金に比べ劣つ
ている。そして、配合組成はこの発明の範囲内で
あるが窒素中ではなく真空中で焼結する比較合金
５は硬さは本発明合金に比べやや劣つている程度
だが、抗折力が低く、この発明が窒素中で焼結す
ることにより、きわめて少量のCoの配合量であ
つても小孔がきわめて少なく抗折力の大きい合金
が得られることを裏付けている。又、比較合金
６、７は同一Co量の本発明合金と比べると、硬
さが低く抗折力は大巾に低い。それから、従来合
金１は抗折力は、きわめて高いが、硬さが本発明
合金よりも大巾に低い。又、従来合金２は抗折力
では本発明合金と同等であるが、硬さは大巾に低
い。 以上より、この発明により製造される合金は従
来のWC基超硬合金と比べて硬度と強度の両方に
おいて高い特性を有していることがわかる。 実施例 ２ 原料粉末として、平均粒径1.0μmの各種の
（Ｍ、Ｗ）（Ｃ、Ｎ）（ただし、Ｍ：Ti、Zr、およ
びHfのうちの１種または２種以上）粉末、同
0.8μmのWC粉末、同1.2μmのCo粉末を用意し、
これら原料粉末をそれぞれ第２表に示される配合
組成で配合し、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、この圧粉体を第２表
に示される窒素圧の焼結雰囲気及び焼結温度で２
時間保持して焼結することによつて、本発明合金
14〜28を製造した。 ついで、これらの合金の有孔度、HRA、抗折力
の他のもの及び第２表についても同様である）。 第１表に示されるように、本発明合金１〜13は
HRA92.5以上の高い硬さと、従来合金２に匹敵す
る抗折力150Kg／mm2以上の高い強度を兼ね備えた
合金であるのに対し、Coがこの発明の配合組成
範囲よりも少ない比較合金１は硬さは高いが抗折
力が低く、逆に多い比較合金２は抗折力は高いが
硬さが低く、（Ｍ、Ｗ）（Ｃ、Ｎ）とWCがこの発
明の配合組成範囲から外れた比較合金３、４は硬
さは高いが、抗折力が低く本発明合金に比べ劣つ
ている。そして、配合組成はこの発明の範囲内で
あるが窒素中ではなく真空中で焼結する比較合金
５は硬さは本発明合金に比べやや劣つている程度
だが、抗折力が低く、この発明が窒素中で焼結す
ることにより、きわめて少量のCoの配合量であ
つても小孔がきわめて少なく抗折力の大きい合金
が得られることを裏付けている。又、比較合金
６、７は同一Co量の本発明合金と比べると、硬
さが低く抗折力は大巾に低い。それから、従来合
金１は抗折力は、きわめて高いが、硬さが本発明
合金よりも大巾に低い。又、従来合金２は抗折力
では本発明合金と同等であるが、硬さは大巾に低
い。 以上より、この発明により製造される合金は従
来のWC基超硬合金と比べて硬度と強度の両方に
おいて高い特性を有していることがわかる。 実施例 ２ 原料粉末として、平均粒径1.0μmの各種の
（Ｍ、Ｗ）（Ｃ、Ｎ）（ただし、Ｍ：Ti、Zr、およ
びHfのうちの１種または２種以上）粉末、同
0.8μmのWC粉末、同1.2μmのCo粉末を用意し、
これら原料粉末をそれぞれ第２表に示される配合
組成で配合し、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、この圧粉体を第２表
に示される窒素圧の焼結雰囲気及び焼結温度で２
時間保持して焼結することによつて、本発明合金
14〜28を製造した。 ついで、これらの合金の有孔度、HRA、抗折力
【表】
を測定し、第２表に合せて示した。
参考例
実施例１の本発明合金１〜13と比較合金１〜７
と従来合金１〜２および実施例２の本発明合金14
〜28から、JIS・SNP432の形状の切削用チツプ
を製作し（以下、それぞれ本発明切削チツプ１〜
28、比較切削チツプ１〜７及び従来切削チツプ１
〜２と言う。）、下記の条件での鋼の高速連続切削
試験、 被削材：SNCM8（ブリネル硬さ：240）の丸棒 切削速度：250m／分 送 り：0.3mm／回転 切込み ：１mm 切削時間：10分 ならびに、下記の条件での鋼の高速断続切削試
験 被削材：SNCM8（ブリネル硬さ：260）の角材 切削速度：200m／分 送 り：0.25mm／回転 切込み ：２mm 切削時間：３分 を行ない、上記高速連続切削試験では切刃のにげ
面摩耗幅とすくい面摩耗深さを測定し、又、上記
高速断続切削試験では10個の切刃のうち何個の切
刃に欠損が起るかを調査した。それらの結果を第
３表に示す。 また、比較の目的で、TiC基サーメツト（組
成：74％TiC―10％Mo2C―16％Ni（重量％））、
Al2O3基セラミツクス（組成70％Al2O3―30％
TiC（重量％））およびSi3N4基セラミツクス（組
成90％Si3N4―５％Al2O3―３％AlN―２％Y2O3
（重量％））も同様に、JIS・SNP432の形状の切
削用チツプとし（以下、それぞれ従来切削チツプ
３、４及び５と言う。）、それらを用いて同様に切
削試験を行ない、結果を第３表に示した。 第３表に示されたように、本発明合金１〜28は
上記高速連続切削試験および高速断続切削試験に
おいて優れた切削性能を有しているが、比較合
と従来合金１〜２および実施例２の本発明合金14
〜28から、JIS・SNP432の形状の切削用チツプ
を製作し（以下、それぞれ本発明切削チツプ１〜
28、比較切削チツプ１〜７及び従来切削チツプ１
〜２と言う。）、下記の条件での鋼の高速連続切削
試験、 被削材：SNCM8（ブリネル硬さ：240）の丸棒 切削速度：250m／分 送 り：0.3mm／回転 切込み ：１mm 切削時間：10分 ならびに、下記の条件での鋼の高速断続切削試
験 被削材：SNCM8（ブリネル硬さ：260）の角材 切削速度：200m／分 送 り：0.25mm／回転 切込み ：２mm 切削時間：３分 を行ない、上記高速連続切削試験では切刃のにげ
面摩耗幅とすくい面摩耗深さを測定し、又、上記
高速断続切削試験では10個の切刃のうち何個の切
刃に欠損が起るかを調査した。それらの結果を第
３表に示す。 また、比較の目的で、TiC基サーメツト（組
成：74％TiC―10％Mo2C―16％Ni（重量％））、
Al2O3基セラミツクス（組成70％Al2O3―30％
TiC（重量％））およびSi3N4基セラミツクス（組
成90％Si3N4―５％Al2O3―３％AlN―２％Y2O3
（重量％））も同様に、JIS・SNP432の形状の切
削用チツプとし（以下、それぞれ従来切削チツプ
３、４及び５と言う。）、それらを用いて同様に切
削試験を行ない、結果を第３表に示した。 第３表に示されたように、本発明合金１〜28は
上記高速連続切削試験および高速断続切削試験に
おいて優れた切削性能を有しているが、比較合
【表】
【表】
金２、４、６及び７並びに従来合金１、２、３及
び５（特に、比較合金６及び７並びに従来合金１、
２、３及び５）は耐摩耗性に劣り、又、比較合金
１、３、４、５、６及び７並びに従来合金４及び
５は切刃の欠損性に劣つたものである。 本発明合金は、上述のように、高硬度および高
強度を有しているので、発熱の高い高速切削で、
すぐれた耐摩耗性および耐欠損性を示すことが確
認された。同様に、本発明合金は、耐摩耗工具と
くに高温で使用する耐摩耗工具、例えば、熱間ダ
イス、熱間ロール等に使用した場合にも、すぐれ
た耐摩耗性および耐欠損性を発揮するものであ
る。
び５（特に、比較合金６及び７並びに従来合金１、
２、３及び５）は耐摩耗性に劣り、又、比較合金
１、３、４、５、６及び７並びに従来合金４及び
５は切刃の欠損性に劣つたものである。 本発明合金は、上述のように、高硬度および高
強度を有しているので、発熱の高い高速切削で、
すぐれた耐摩耗性および耐欠損性を示すことが確
認された。同様に、本発明合金は、耐摩耗工具と
くに高温で使用する耐摩耗工具、例えば、熱間ダ
イス、熱間ロール等に使用した場合にも、すぐれ
た耐摩耗性および耐欠損性を発揮するものであ
る。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 原料粉末として、組成式：（Ｍ、Ｗ）（Ｃ、
Ｎ）を有する複合金属炭窒化物固溶体粉末（ただ
し、Ｍ：Ti、Zr、およびHfのうちの１種または
２種以上）、炭化タングステン粉末、およびCo粉
末を用意し、これら原料粉末を、重量％で、 複合金属炭窒化物固溶体粉末：20〜90％、 炭化タングステン粉末：10〜80％、 Co粉末：0.5〜３％ からなる配合組成に配合し、通常の条件で混合
し、圧粉体に成形した後、窒素雰囲気中で焼結す
ることを特徴とする高硬度および高強度を有する
切削工具用超硬質焼結合金の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59063030A JPS60208438A (ja) | 1984-03-30 | 1984-03-30 | 切削工具用超硬質焼結合金の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59063030A JPS60208438A (ja) | 1984-03-30 | 1984-03-30 | 切削工具用超硬質焼結合金の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60208438A JPS60208438A (ja) | 1985-10-21 |
| JPS6356298B2 true JPS6356298B2 (ja) | 1988-11-08 |
Family
ID=13217518
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59063030A Granted JPS60208438A (ja) | 1984-03-30 | 1984-03-30 | 切削工具用超硬質焼結合金の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60208438A (ja) |
-
1984
- 1984-03-30 JP JP59063030A patent/JPS60208438A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS60208438A (ja) | 1985-10-21 |
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