JPH03188244A

JPH03188244A - 焼結合金鋼

Info

Publication number: JPH03188244A
Application number: JP32867889A
Authority: JP
Inventors: Yasuhiro Shimizu; 靖弘清水; Toshio Nomura; 俊雄野村
Original assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Priority date: 1989-12-18
Filing date: 1989-12-18
Publication date: 1991-08-16

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、切削工具等の材料として用いられる焼結合
金鋼に関するものである。

［従来の技術］切削工具等の材料として最も一般的には高速度工具鋼ま
たは超硬合金が用いられている。

高速度工具鋼は、主としてＣ「、Ｍｏ５ＷＳＶ。

ＣｏおよびＣを合金成分としてａＨし、Ｆｅをマトリッ
クスとする合金鋼である。高速度工具鋼においては、各
合金成分を調整することにより、工具材料に適した特性
を調整すると同時に、熱処理によってもその特性を変化
させることができる。

−船内に高速度工具鋼は優れた靭性を有するため、高い
信頼性が要求される切削工具の材料として用いられてい
る。高速度工具鋼の製造方法としては、溶解鋳造法や、
アトマイズ粉を熱間静水圧プレス処理（ＨＩＰ、Ｈｏｔ
　　１ｓｏｓｔａｔｉｃ　　ｐｒｅｓｓｉｎｇ）等によ
って同める粉末冶金法が広く用いられている。

また、上記のように靭性に優れた高速度工具鋼に耐摩耗
性を付加するために、炭化物や窒化物の量を増加させる
方法が提案されている。たとえば、特開昭５５−５８３
５０号公報、特開昭５８−１８１８４８号公報には、高
速度工具鋼粉末と炭化物、窒化物等の粉末とを混合して
焼結する方法が、マトリックス中に炭化物や窒化物の量
を増加させる方法として提案されている。さらに、特公
昭６０−１８７４２号公報には、高速度工具鋼のマトリ
ックス中に極めて微細なＴｉＮ粒子を分散させた月料が
提案されている。特開昭６０−％４８号公報、特開昭６
１−１７９８４５号公報には、マトリックス中に極めて
微細なＴｉＮ粒子が分散させられた高速度工具鋼と、高
速度工具鋼等の合金鋼とが複合された工具材料が提案さ
れている。

一方、超硬合金は、ＷＣ，Ｔｉｃ、ＴａＣ，Ｎｂｃ等の
炭化物をＣｏやＮｉをベースとして焼結した合金である
。この超硬合金は、靭性という面では高速度工具鋼に劣
るが、高摩耗性に優れているため、高速切削においてそ
の特徴を発揮する工具材料となる。超硬合金も、その組
成によって工具材料として適した特性を調整することが
できるが、さらにその硬質相の粒径を適宜変えることに
よってもその特性を調整することができる。なお、超硬
合金は、原材料としての粉末を混合、プレス、焼結する
一連の工程からなる粉末冶金的な手法によって製造され
得る。

［発明が解決しようとする課題］上述のように、高速度工具鋼は靭性に優れるものの、耐
摩耗性が不十分であるため、高速切削に適した工具用材
料として用いることは困難である。

高速度工具鋼の耐摩耗性を向上させるためには、合金成
分を増し、７トリツクス中の炭化物の量を増加させるこ
とが通常の手法として用いられる。

しかしながら、高速度工具鋼の特徴である優れた靭性を
維持したままで、耐摩耗性の向上を達成することは容易
ではない。

すなわち、合金成分を増加させることにより高速度工具
鋼中の炭化物の量は増加し、耐摩耗性は上昇する反面、
靭性の急速な低下が起こる。特に、溶解鋳造法によって
製造される場合には、高速度工具鋼中における炭化物の
体積はたかだか１５体積％程度であり、これを越える量
の炭化物をマトリックス中に含有させると、工具として
実用可能な靭性を得ることができない。また、粉末冶金
法によって炭化物の量を多少増加させることができるが
、それでも増加させ得る炭化物の量はたかだか３０体積
％程度までである。

高速度工具鋼粉末に炭化物、窒化物等の粉末を混合し、
焼結する方法によれば、理論上はｔ１意の量の炭化物、
窒化物を含Ｈさせることは可能となる。ところが、この
場合においても硬質相を増加させるにつれて靭性の低下
が起きることは不可避である。−船釣に、粒径が数μの
粉末を用いて混合し、圧縮すると、これらの炭化物、窒
化物等の硬質セラミックスの量が増えるにつれて、へ速
度工具鋼の粉末の粒界に炭化物、窒化物が網目状に集合
してしまう。このように、炭化物、窒化物が集合してし
まうと、靭性の低下は許容できない程度になる。この対
策として、炭化物、窒化物をサブミクロンオーダの超微
粒にすることも考えられる。

しかしながら、このような超微粒子は凝集しやすく、均
一に分散させることは容易ではない。そのため、所望の
特性を有するように、炭化物、窒化物が分散させられた
高速度］置県鋼の組織を得ることはできないのが現状で
ある。

一方、超硬合金は、高速度工具鋼とは異なり、耐摩耗性
に優れているが、十分な靭性を有しない。

そのため、超硬合金は信頼性が要求される工具の材料に
は適用されていない。超硬合金の靭性を向上させる方法
として、硬質相の炭化物を微細にする方法が採用されて
いる。しかしながら、この方法にも限界があり、得られ
る靭性は高速度工具鋼の靭性にははるかに及ばない。通
常、超硬合金中に含まれる炭化物の量は８０〜９０体禎
％程度である。用途によって靭性を高めるために、この
炭化物の瓜を６０体積％程度まで低下させた組成の超硬
合金が製造されるが、耐摩耗性が急激に低下し、切削工
具の材料として実用に耐えない。

以上のように、従来の切削］置県用材料として用いられ
る高速度工具鋼および超硬合金は、それぞれ欠点を有し
、実用上、それらの欠点を生じさせない条件下でしか使
用することができない。そのため、高速度工具鋼または
超硬合金の特性を十分発揮することができないという問
題点があった。

そこで、この発明の目的は、高速度工具鋼の特徴である
優れた靭性を維持すると同時に、耐摩耗性を大幅に向上
させた焼結合金鋼を提供することである。

［課題を解決するための手段］この発明の１つの局面に従った焼結合金鋼は、硬質相と
、結合相とを備える。硬質相は、ＴｉＮ短繊維からなる
。結合相は、硬質相をその中に分散し、結合するための
合金鋼からなる。硬質相は、全体において、１５体積％
以上７０体積％以下である。ＴｉＮ短繊維は、その直径
が０．０１μｍ以上０，１μｍ以下、長さが０．１μｍ
以上０゜５μｍ以下、長さの直径に対する比率が５以上
５０以下である。結合相は、全体において３０体積％以
上８５体積％以下であり、合金鋼は、Ｃｒを２．５重量
％以上４．５重量％以下、Ｍｏを１゜５重量％以上５，
０重量％以下、Ｗを２，０重量％以上６．０重量％以下
、Ｃｏを１．５重量％以上１５重量％以下、Ｃを０．３
重量％以上１．２重量％以下、Ｍｎを０，５歪量％以丁
、Ｓｉを０゜５重量％以下含有し、その残部がＦｅおよ
び不可避不純物よりなる。

この発明のもう１つの局面に従った焼結合金鋼によれば
、硬質相は、ＴｉＮ短繊維と、ＴｉＮ粒子とからなる。

ＴｉＮ短繊維は、硬質相中に５０体積％以上含まれてい
る。ＴｉＮ粒子は、硬質相中に５０体積％以下含まれて
いる。また、ＴｉＮ短繊維は、その直径が０．０１μｍ
以上０．１μｍ以下、長さが０．１μｍ以上０．５μｍ
以下、長さの直径に対する比率が５以上５０以下である
。

一方、ＴｉＮ粒子は、その直径が０．１μｍ以下、長さ
の直径に対する比率が１以上５未満である塊状粒子であ
る。

好ましくは、ＴｉＮ中におけるＴｉの５０原子％以下は
、Ｚｒ、Ｈｆ、ＶＳＮｂ、Ｔａ、Ｃｒ。

Ｍｏ５ＷＳＡσおよびＳｉよりなる群から選ばれた１種
以上の元素で置換されていればよい。また、好ましくは
、ＴｉＮ中におけるＮの５０原子％以下は、ＢＳＣ，お
よび０よりなる群から選ばれた１種以上の元素で置換さ
れていればよい。

［作用］この発明の１つの局面に従った焼結合金鋼によれば、硬
質相としてのＴｉＮ短繊維は、高速度工具鋼のみでは不
足する耐摩耗性を高める。その焼結合金鋼は、高速切削
を可能とする工具用材料に用いられ得る。ＴｉＮは、ビ
ッカース硬さでＨｖ２０００　ｋ　ｇ／ｍｍ２程度であ
り、−船釣な高速度１；具鋼のＨｖ８００〜１０００ｋ
ｇ／ｍｍ２の２倍以上の硬さを有する。この硬質のＴｉ
Ｎを分散させることにより、高速度工具鋼の硬さはＨｖ
１０００ｋｇ／ｍｍ２以上になり、耐摩耗性の著しい向
上が達成され得る。また、ＴｉＮは、鋼との反応性が少
なく、切削時の凝若摩粍を抑制し、切削面の面粗度を向
上させる。

この硬質相としてのＴｉＮを短繊維の形態で分散させる
ことにより、従来に比べて大きな容量のＴｉＮを分散さ
せることが可能となる。すなわち、従来の方法によれば
、塊状の粒子を分散させているため、その量が３０体積
％を越えると強度の急激な低下が生じていた。これに対
し、ＴｉＮを短繊維（ファイバ）の形態で分散させると
、その量が５０体積％を越えても強度の低下はごくわず
かである。そのため、ＴｉＮを７０体積％まで加えるこ
とが可能となる。したがって、マトリックス中に分散さ
せられるＴｉＮ短繊維の瓜は１５体積％以上７０体積％
以下であることが適切である。

１５体積％以下では、ＴｉＮを硬質相として分散させる
ことによる耐摩耗性の向上という効果が小さく、７０体
積％を越えると靭性がやや低下する。

また、マトリックス中に分散させられるＴｉＮ短繊維の
直径は０．０１μｍ以上０．　１μｍ以下であることが
適切である。好ましくは、その直径は０．０３μｍ以上
０．０７１ｚｍ以下の範囲であれば、その効果が大きい
。短繊維の形態でＴｉＮを分散させる上で最も重要な因
子は、長さと直径との比率であるアスペクト比である。

この長さの直径に対する比率は５以上５０以下であるこ
とが適切である。このアスペクト比が、この範囲の下限
より小さくても、上限より大きくても、短繊維の形態で
ＴｉＮを分散させることによる効果が認められず、また
大きすぎると製造上においてその取扱いが困難になる。

一方、上記のような形態を有する硬質相をその中に分散
し、結合するための結合相は、高速度工具鋼の焼入れ時
におけるマトリックス組成に近いものである。高速度工
具鋼によってもたらされる靭性は、このマトリックス組
成によって得られるものである。本発明においても、こ
のマトリックス組成を採用することにより、最大の効果
を得ることができる。Ｆｅ以外の合金成分が、規定され
る下限値未満では十分な強度を得ることができず、上限
値を越えると靭性が低下する。

マトリックス中に分散させられる短繊維からなる硬質相
は、ＴｉＮを主成分とし、これに結合相マトリックスの
成分がある程度固溶したものでもよい。また、ＴｉＮ中
のＴｉの５０原子％までをＺ　ｒＳＨｆＳＶＳＮｂＳＴ
ａ、Ｃｒ、、Ｍｏ、Ｗ。

Ａ【およびＳｉの群から選ばれた１Ｆｆ１以上の元素で
置換することは可能である。同様に、ＴｉＮ中Ｎの５０
原子％までをＢＳＣおよびＯよりなる群から選ばれた１
種以上の元素で置換することも可能である。これらの置
換は、合金の耐熱性、耐摩耗性、靭性等の向上に効果が
ある。しかしながら、５０原子％を越える二の置換は、
ＴｉＮの有する特性を損うことになるので好ましくない
。

この発明のもう１つの局面に従った焼結合金鋼によれば
、上述のように規定されるＴｉＮ短繊維を結合相中に分
散させるとともに、ＴｉＮの塊状粒子も結合相中に分散
させられている。これは、従来、ＴｉＮを塊状粒子の形
態で３０体積％以上分散させることが困難であったが、
上述のＴｉＮ短繊維を結合相中に分散させることにより
、ＴｉＮを塊状粒子の形態で多量に分散させることが可
能になるためである。硬質相はＴｉＮ短繊維とＴｉＮ粒
子とから構成され、ＴｉＮ短繊維はその硬質相中に５０
体積％以上含まれ、ＴｉＮ粒子は硬質相中に５０体積％
以下含まれる。これにより、耐摩耗性を一層向上させる
ことができる。

この場合、強度を所望の値以上のレベルに保つために、
分散させられるＴｉＮ塊状粒子の直径は０．１μ【ｎ以
下、長さの直径に対する比率（アスペクト比）は１以上
５未満とする。また、ＴｉＮ塊状粒子の全硬質相中に占
める割合が５０体積％を越えると、ＴｉＮ短繊維の分散
による効果が消失する。

［実施例］ＴｉＮのファイバが６０体積％、高速度工具鋼の粉末が
４０体積％になるように配合し、乾式ボールミルを用い
て混合した。ＴｉＮのファイバの形状は、その直径が０
．０５μｍ１長さが０．４μ口１であった。高速度工具
鋼の粉末の組成は、Ｃｒが４．０重量％、Ｍｏが２．５
重量％、Ｗが３゜６重量％、Ｃｏが５．５重量％、Ｃが
０．３３重量％、その残部がＦｅと不可避不純物であっ
た。

ＴｉＮのファイバと高速度工具鋼の粉末とが混合させら
れた後、冷間静水圧成形（ＣＩＰ、ｃｏｌｄ　　１ｓｏ
ｓｔａｔｉｃ　　ｐｒｅｓｓｉｎｇ）により成形された
。得られた成形体は軟鋼製の容器に入れられ、加熱脱気
処理が施された後、真空封止された。その後、この成形
体に熱間静水圧プレス処理が施された。熱間静水圧プレ
ス処理の条件は、温度１１５０℃において１時間、圧力
媒体として用いられるＡｒガスの気圧を１０００気圧と
した。このようにして得られた焼結体から試験片が切出
された。試験片には所定の熱処理が施された。この熱処
理条件としては、温度１２２０℃で焼入れ、温度５４０
℃で焼き戻しが行なわれた。

比較のため、上記のＴｉＮのファイバの代わりに、塊状
のＴｉＮが用いられ、上記と同様の工程によって比較品
が＊（ｉｉされた。なお、このＴｉＮ塊状粒子の平均粒
径は０．５μｍであった。

以上のようにして得られた試料を用いて、以下に示され
る試験を行なった。

（ｉ）　　抗折試験：ＪＩＳて規定される試験片を使用
した。

（ｌｉ）　　硬さ試験二ロックウェルＣスケールの硬さ
とビッカース硬さとがΔＩＩＩ定された。

（１１１）　　シャルピー試験：Ｖノツチを使用した。

（１ｖ）　　切削試験二上記によって得られた焼結合金
鋼から、エンドミル（刃径１０ｍｍ）に加工された後、
以下の条件で切削試験を行なった。

被削材ニブレバートン鋼（ＨＲｃ　４０）切削速度＋６
０ｍ／ｍｉｌ送り速度：　０．１２ｍｍ／ｌ刃切込量：１０ｍｍ以上の条件で、溝削りを１０ｍの長さ分、行なった後、
ＶＢ摩耗幅で評価した。なお、切削曲としては油性のも
のが使用された。

以上の試験によって得られた結果は第１表に示される。

第　　１　　表第１表から明らかなように、本発明品は高い靭性を維持
したまま、Ｈ，ｃ７３以上という高い硬さのものが得ら
れた。その結果、切削工具として使用した場合において
も、最も靭性が要求されるエンドミル切削において高速
、高能率加工が可能となった。

［発明の効果］以上のようにこの発明によれば、高速度工具鋼の靭性を
維持した状態で、その耐摩耗性を超硬合金に匹敵するレ
ベルまで向上させることができる。

その結果、切削工具として使用した場合、高い信頼性で
高能率の加工が可能となり、工具寿命としても長い寿命
が得られるという効果がある。

Claims

【特許請求の範囲】

（１）ＴｉＮ短繊維からなる硬質相と、前記硬質相をその中に分散し、結合するための合金鋼か
らなる結合相とを備え、前記硬質相は、全体において１５体積％以上７０体積％
以下であり、前記ＴｉＮ短繊維は、直径が０．０１μｍ
以上０．１μｍ以下、長さが０．１μｍ以上０．５μｍ
以下、長さの直径に対する比率が５以上５０以下であり
、前記結合相は、全体において３０体積％以上８５体積％
以下であり、前記合金鋼は、Ｃｒを２０５重量％以上４
．５重量％以下、Ｍｏを１．５重量％以上５．０重量％
以下、Ｗを２．０重量％以上６．０重量％以下、Ｃｏを
１．５重量％以上１５重量％以下、Ｃを０．３重量％以
上１．２重量％以下、Ｍｎを０．５重量％以下、Ｓｉを
０．５重量％以下含有し、その残部がＦｅおよび不可避
不純物よりなる、焼結合金鋼。
（２）前記ＴｉＮ短繊維中におけるＴｉの５０原子％以
下は、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、
ＡｌおよびＳｉよりなる群から選ばれた１種以上の元素
で置換されている、請求項１に記載の焼結合金鋼。
（３）前記ＴｉＮ短繊維中におけるＮの５０原子％以下
は、Ｂ、ＣおよびＯよりなる群から選ばれた１種以上の
元素で置換されている、請求項１または２に記載の焼結
合金鋼。
（４）ＴｉＮ短繊維とＴｉＮ粒子とからなる硬質相と、前記硬質相をその中に分散し、結合するための合金鋼か
らなる結合相とを備え、前記硬質相は、全体において１５体積％以上７０体積％
以下であり、前記ＴｉＮ短繊維は、前記硬質相中に５０体積％以上含
まれ、前記ＴｉＮ粒子は、前記硬質相中に５０体積％以
下含まれており、前記ＴｉＮ短繊維は、直径が０．０１μｍ以上０．１μ
ｍ以下、長さが０．１μｍ以上０．５μｍ以下、長さの
直径に対する比率が５以上５０以下であり、前記ＴｉＮ
粒子は、直径が０．１μｍ以下、長さの直径に対する比
率が１以上５未満である塊状粒子であり、前記結合相は、全体において３０体積％以上８５体積％
以下であり、前記合金鋼は、Ｃｒを２０５重量％以上４
．５重量％以下、Ｍｏを１．５重量％以上５．０重量％
以下、Ｗを２．０重量％以上６．０重量％以下、Ｃｏを
１．５重量％以上１５重量％以下、Ｃを０．３重量％以
上１．２重量％以下、Ｍｎを０．５重量％以下、Ｓｉを
０．５重量％以下含有し、その残部がＦｅおよび不可避
不純物よりなる、焼結合金鋼。
（５）前記ＴｉＮ中におけるＴｉの５０原子％以下は、
Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌお
よびＳｉよりなる群から選ばれた１種以上の元素で置換
されている、請求項４に記載の焼結合金鋼。
（６）前記ＴｉＮ中におけるＮの５０原子％以下は、Ｂ
、ＣおよびＯよりなる群から選ばれた１種以上の元素で
置換されている、請求項４または５に記載の焼結合金鋼
。