JPH03202404A - 複合硬質合金材 - Google Patents

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複合硬
質合金材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Ｃｒ、Ｍｏ、ＷＳＶ。

ＣｏおよびＣを合金成分として含有し、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。

−船釣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
　　１ｓｏｓｔａｔｔｃ　　ｐｒｅｓｓｉｎｇ）等によ
って固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粒子を分散させた材料が
提案されている。特開昭６０−２６４８号公報、特開昭
６１−１７９８４５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，ＴｔＣ，ＴａＣ，Ｎｂｃ等の
炭化物をＣｏ′ｐＮｉ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、マトリッ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、理論上は任意の量の炭化物、窒
化物を含有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。−膜内に、粒径が数μの粉
末を用いて混合し、圧縮成形後、焼結すると、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
れて高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工具鋼の組
織を得ることはできないのが現状である。

さらに高速度工具鋼においては、弾性係数が後述の超硬
合金より小さいため、切削加工時の変形が大きくなり、
高い精度が要求される工具等の用途には使用することが
できないという問題点があった。

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体積
％程度である。用途によって靭性を高めるために、この
炭化物の量を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、従来の切削工具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
させた複合硬質合金材を提供することである。

［課題を解決するための手段〕 この発明に従った複合硬質合金材は、焼結硬質合金から
なる中心部分と、その中心部分を被覆し、焼結合金鋼か
らなる外周部分とを備える。焼結硬質合金は、周期律表
Ｎａ、Ｖａ、ＶＩａ族元素の炭化物、窒化物および炭窒
化物の一種以上を、その中心部分において５０体積％以
上９５体積％以下含有し、その残部が鉄族金属および不
可避不純物からなる。外周部分を構成する焼結合金鋼は
、第１の硬質相と、第２の硬質相と、結合相とからなる
。第１の硬質相は、外周部分において１５体積％以上６
０体積％以下含有し、粒径が０．　３μｍ以下のＴｉＮ
粒子からなる。第２の硬質相は、外周部分において１体
積％以上１０体積％以下含有し、粒径が１μｍ以上３μ
ｍ以下のＴｉＮ粒子からなる。結合相は、外周部分にお
いて３０体積％以上８４体積％以下含有し、第１の硬質
相および第２の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。その合金鋼は、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、
Ｃを０６３重量％以上１．２重量％以下、Ｃｏを１．５
重量％以上１５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
不可避不純物からなる。

中心部分と外周部分との間の中間部分は、中心部分の組
成から外周部分の組成へと連続的または段階的に変化す
る組成を有する。この中間部分は、１００μｍ以上５ｍ
ｍ以下の厚みを有するのが好ましい。

好ましくは、ＴｉＮ中におけるＴｉの５０原子％以下は
、２「、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ５Ｔａ、Ｃｒ。

Ｍｏ、Ｗ、ＡｉおよびＳｉよりなる群から選ばれた一種
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、ＥＳＣおよびＯよりなる群から選ばれた一種以上
の元素で置換されていればよい。

さらに、焼結合金鋼からなる外周部分の厚みは、０．０
８ｍｍ以上で、かつ複合硬質合金材の全体の厚みの０．
　３以下であればよい。

［作用］ この発明に従った複合硬質合金材によれば、外周部分を
構成する焼結合金鋼中に分散させられる硬質相としての
ＴｉＮ粒子は、高速度工具鋼のみでは不足する耐摩耗性
を高める。ＴｉＮは、ビッカース硬さでＨｖ２０００ｋ
ｇ／ｍｍ２程度であり、−船釣な高速度工具鋼のＨｖ８
００〜１０００ｋｇ／ｍｍ２の２倍以上の硬さを有する
。この硬質のＴｉＮを分散させることにより、高速度工
具鋼の硬さはＨｖｌＯ００ｋｇ／ｍｍ２以上になり、耐
摩耗性の著しい向上が達成される。また、ＴｉＮは、鋼
との反応性が少なく、切削時の凝着摩耗を抑制し、切削
面の面粗度を向上させる。

この硬質相としてのＴｉＮを高速度工具鋼中に分散させ
るのに、従来の技術によれば、ＴｉＮ粒子が大きいため
、ＴｉＮの量が増えると強度の急激な低下が生じていた
。これに対し、本発明によれば、ＴｉＮ粒子の粒径を０
．　３μｍ以下に抑えることにより、ＴｉＮ粒子は均一
かつ微細に分散し強度低下の軽減が可能となる。

基本となる硬質相としてのＴｉＮ粒子は、上記のように
微細に分散することが必要である。しかしながら、一部
の硬質相としてのＴｉＮ粒子を、１μｍ以上の一定の粒
径を有するように分散させることにより、マトリックス
中に発生した亀裂が進展するのを抑えることが可能にな
り、その結果、破壊靭性値が向上する。また、このよう
な１μｍ以上の粒径を有するＴｉＮ粒子の存在により、
すき取り摩耗が抑えられる。このような粗粒のＴｉＮ粒
子の粒径は、１μｍ未満では上記の効果が十分でなく、
３μｍを越えると強度の低下が生ずる。

また、粗粒のＴｉＮ粒子の量が１体積％未満では上記の
効果が発揮できず、１０体積％を越えると上述のように
強度が急激に低下する。なお、粒径が０．　３μｍ以下
のＴｉＮ粒子の量は１５体積％以上６０体積％以下であ
ることが適切である。１５体積％未満では、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、６０体積％を越えると靭性がやや低下す
る。

一方、上記の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時におけるマトリックス
組成に近いものである。基本的には、焼入処理によって
一次炭化物を析出させない組成にすることが最も重要で
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Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ。

Ｎ　ｂ　ＳＴ　ａ　ＳＣｒ　ｓ　Ｍ　ｏ、Ｗ、Ａｌｌ、
およびＳｉの群から選ばれた一種以上の元素で置換する
ことが可能である。同様に、ＴｉＮ中のＮの５０原子％
までをＢＳＣおよびＯよりなる群から選ばれた一種以上
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％を越える置換は、ＴｉＮの特
性を損なうことになるので好ましくない。

上述のように構成される焼結合金鋼は、それ自体でも切
削工具等の工具材料として満足する特性を発揮し得る。

しかし、上記の焼結合金鋼を外周部分として用いる複合
化の手法を導入することにより、−層の性能向上を図る
ことかできる。

まず、芯材として焼結硬質合金、いわゆる超硬合金を採
用することにより、工具材料全体としての剛性を大幅に
改善することが可能となる。その結果、工具の加工精度
が向上するとともに、その工具によって加工された面の
面粗度が良好になる。

外周部分は、上述の焼結合金鋼によって構成されるので
、高速度工具鋼の有する靭性を維持したまま、耐摩耗性
が向上した切削工具用の刃先が得られる。なお、焼結合
金鋼の表面に硬質セラミックスの被膜をコーティングす
ると、さらに性能を向上させる上で良い結果をもたらす
。この皮膜の材料としては、ＴｉＮが好ましいが、Ｔｉ
ＣあるいはＴｉ　　（ＣＮ）を用いてもよく、さらにそ
の上にＡＬＯａを被覆してもよい。

芯材を構成する超硬合金と、外周部分を構成する焼結合
金鋼は、熱膨脹係数に代表される特性値がかなり異なっ
ているため、両者を接合した場合、その界面に歪みが生
じ、亀裂や割れなどの欠陥が発生することがある。この
両者の特性値の差を低くするように組成を適宜選択する
ことにより、この問題はある程度解決され得る。しかし
ながら、そうすれば、逆に両者の最良の性能が発揮され
得る組成を選択することができなくなる。この発明によ
れば、両者の組成と特性とを連続的または段階的に変化
させた中間相を介在させることにより、上記の問題が解
決されている。好ましくは、この中間相の厚みが、１０
０μｍ以上５ｍｍ以下の範囲で適宜選択され得る。中間
相の厚みが１００μｍ未満では、上記のような中間相を
介在させる効果が認められず、５ｍｍを越えると中間相
の存在の意義が薄れる。

［実施例］ 第１図は、この発明にしたがった複合硬質合金材を概念
的に示す断面図である。この図によれば、焼結合金鋼か
らなる外周部分１は、焼結硬質合金からなる中心部分２
を被覆している。外周部分１と中心部分２との間には、
組成が連続的または段階的に変化させられた中間部分３
が介在している。

実施例１ 超硬合金からなる棒の外周に、後述の超硬合金の組成か
ら合金鋼の組成まで連続的に組成を変化させた合金相が
溶射被覆された。超硬合金の組成は、ＷＣが７５体積％
、ＴｉＣが７．５体積％、ＴａＣが４．０体積％、Ｃｏ
が１３．５体積％であった。また、超硬合金の棒の直径
は４　ｍ　ｍ　ｓ長さは２００ｍｍであった。溶射被覆
処理は、供給される粉末の組成を順次変えていくことに
より、所望の組成になるように調整して行われた。この
ようにして溶射被覆された超硬合金からなる棒の外周に
、所定の組成を有する合金鋼粉末が被覆させられた後、
冷間静水圧成形（ＣＩ　Ｐ、　　ｃ　ｏ　１　ｄｉｓｏ
ｓｔａｔｉｃ　　ｐｒｅＳｓｉｎｇ）により成形された
。合金鋼粉末の組成は、硬質相として平均粒径０．２μ
ｍのＴｉＮ粒子が３５体積％、平均粒径０，１８μｍの
ＶＣ粒子が１０体積％、平均粒径２，５μｍのＴｉＮ粒
子が５体積％、結合相としての高速度工具鋼の粉末が５
０体積％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３．５重量％、Ｗが２．０重量
％、Ｃｏが８．５重量％、Ｃが０．５重量％、その残部
がＦｅと不可避不純物であった。

このようにして、厚み２ｍｍの合金鋼粉末からなる外周
部分が形成された。この成形体を軟鋼製の筒状容器に入
れ、脱気処理を施しながら、温度５００℃まで加熱し、
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１１３０℃におい
て、圧力媒体として用いられるＡ「ガスの気圧を１００
０ｋｇ／Ｃｍ２とした。このようにして得られた焼結体
から直径６ｍｍのドリルが試作された。このドリルの断
面組織においては、中心部分に直径４ｍｍの超硬合金か
らなる部分が位置し、その外周を、厚み０．５ｍｍの中
間層を介在させて、焼結合金鋼からなる部分が０．５ｍ
ｍの厚みで取り囲んでいた。ドリルには、所定の溝と刃
先が成形された。

比較のため、中心部分に超硬合金を含まない焼結合金鋼
製のドリルが試作された。本発明品および比較品の試作
ドリルと市販の超硬合金製および高速度工具鋼製のドリ
ルを用いて切削試験が行われた。切削条件は以下のとお
りであった。

被削材：　５５０Ｃ 切削速度：５０ｍ／ｍｉｎ 送り速度：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ 加工深さ：１２ｍｍ 切削試験の結果は第１表に示される。

第１表 試験結果によれば、超硬合金からなるドリルでは、加工
穴数が少ない初期においては摩耗が小さいが、加工穴数
が多くなると、刃先に微妙なチッピングが発生し、これ
が原因となって摩耗が大きくなることが認められた。ま
た、比較品では、発明品と比べてやや劣っていた。加工
された穴の拡大代で比較すると、本発明品が２０μｍ程
度であったのに対し、比較品は５０μｍ程度であった。

実施例２ 所定の組織形態を有する硬質相粒子が４０体積％、平均
粒径２．３μｍのＴｉＮ粒子が１０体積％、高速度工具
鋼のマトリクスが５０体積％になるように各粒子が均一
に分散した合金鋼粉末と、超硬合金粉末とが準備された
。硬質相粒子は、ＴｉＮ粒子の周囲を（Ｔｉ　　Ｗ　　
Ｍｏ）（ＣＮ）の固溶体が取り囲むように形成された組
織形態を有していた。この硬質相粒子の平均粒径は０．
１２μｍであり、ＴｉＮ粒子の周囲を取り囲む固溶体の
厚みは０．０２μｍであった。マトリクスを構成する高
速度工具鋼の組成は、Ｃｒが３．８重量％、Ｍｏが５．
５重量％、Ｗが２．５重量％、ＣＯが１０．０重量％、
Ｃが０．４５重量％、その残部がＦｅと不可避不純物で
あった。また、超硬合金の粉末の組成は、ＷＣが８５体
積％、Ｃｏが１５体積％であった。

合金鋼粉末と超硬合金粉末とは、第２表で示される割合
で混合された。

第２表 焼結された超硬合金の上に、混合粉末１、混合粉末２、
合金鋼粉末の順に粉末を置いた後、加圧成形された。得
られた成形体は、窒素分圧２０Ｔｏｒｒの雰囲気中で焼
結された。このようにして得られた複合硬質合金材から
丸棒が切り出された。

丸棒からは、エンドミル用の所定の形状を有する切削工
具を作製した。この切削工具を用いて、以下の条件で切
削試験を行なった。

被削材：５ＵＳ３０４ステンレス鋼 切削速度：４０ｍ／ｍｉｎ 送り速度：０．１５ｍｍ／１刃 加工幅：２．Ｏｍｍ 加工深さ：１０ｍｍ 切削試験結果によれば、本発明に従った複合硬質合金材
からなるエンドミルを用いれば、特に問題なく加工が可
能であり、加工された溝の側面の鉛直線からのずれは、
最大でも０．０５ｍｍと極めて高精度であった。なお、
比較のため、超硬合金からなるエンドミルを用いると、
加工開始直後に刃先が欠けてしまい、切削不能となった
。また、高速度工具鋼からなるエンドミルを用いると、
摩耗が急速に進行するため、切削することが全くできな
かった。

上記実施例２で得られた複合硬質合金材の接合部の組成
分析結果は、第２図に示されている。また、比較のため
、中間層を介在させないで超硬合金からなる中心部と焼
結合金鋼からなる外周部とを直接接合した場合の組成分
析結果は第３図に示されている。第２図において、中間
層の厚みは約０．８ｍｍであった。

［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た合金材を得ることができる。また
、切削工具として使用した場合、剛性が高く、高い精度
の切削加工が可能となる。そのため、この発明の複合硬
質合金材は、切削工具用材料に用いられることにより、
切削加工の能率向上、信頼性の向上に貢献することがで
きる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、この発明に従った複合硬質合金材を概念的に
示す断面図である。 第２図は、実施例２において得られた複合硬質合金材の
接合部の組成分析結果を示すグラフである。 第３図は、比較例として中間層を介在させずに超硬合金
からなる中心部分と焼結合金鋼からなる外周部分とを直
接接合した場合の接合部の組成分析結果を示すグラフで
ある。 第１

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１）焼結硬質合金からなる中心部分と、 前記中心部分を被覆し、焼結合金鋼からなる外周部分と
   を備え、 前記焼結硬質合金は、周期率表IVａ、Ｖａ、VIａ族元素
   の炭化物、窒化物および炭窒化物の１種以上を前記中心
   部分において５０体積％以上９５体積％以下含有し、そ
   の残部が鉄族金属および不可避不純物からなり、 前記焼結合金鋼は、前記外周部分において、粒径が０．
   ３μｍ以下のＴｉＮ粒子からなる第１の硬質相を１５体
   積％以上６０体積％以下、粒径が１μｍ以上３μｍ以下
   のＴｉＮ粒子からなる第２の硬質相を１体積％以上１０
   体積％以下、ならびに前記第１の硬質相および前記第２
   の硬質相をその中に分散し、結合するための合金鋼から
   なる結合相を３０体積％以上８４体積％以下含有してお
   り、 前記合金鋼は、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、Ｃを０．３重量％以
   上１．２重量％以下、Ｃｏを１．５重量％以上１５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からな
   り、前記中心部分と前記外周部分との間の中間部分は、
   前記中心部分の組成から前記外周部分の組成へと連続的
   または段階的に変化する組成を有する、複合硬質合金材
   。 （２）前記ＴｉＮ粒子中におけるＴｉの５０原子％以下
   は、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａ
   ｌ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に記載の複合硬質合金材。 （３）前記ＴｉＮ粒子中における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に記載の複合硬
   質合金材。（４）前記外周部分の厚みは、０．０８ｍｍ
   以上でかつ、当該複合硬質合金材の全体の厚みの０．３
   以下である、請求項１ないし３のいずれかに記載の複合
   硬質合金材。 （５）前記中間部分の厚みは、１００μｍ以上５ｍｍ以
   下である、請求項１ないし４のいずれかに記載の複合硬
   質合金材。