JPH036349A - 超硬合金及び製造方法 - Google Patents
超硬合金及び製造方法Info
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- JPH036349A JPH036349A JP1140685A JP14068589A JPH036349A JP H036349 A JPH036349 A JP H036349A JP 1140685 A JP1140685 A JP 1140685A JP 14068589 A JP14068589 A JP 14068589A JP H036349 A JPH036349 A JP H036349A
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Landscapes
- Powder Metallurgy (AREA)
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Ｐ系超硬合金の改良に関する。詳細には、転削
工具の応用範囲の拡大に関する。
工具の応用範囲の拡大に関する。
［従来の技術］
硬質相が炭化タングステンとＢ−１型固溶体からなる超
硬合金はそのすぐれた耐摩耗性と耐衝撃性から様々な用
途に実用化されている。特に、ＷＣ−ＴｉＣ−Ｔａ （
Ｎｂ）Ｃ−Ｃｏ系にＴｉＮを微量添加した合金は、その
窒素の添加により、前記の超硬合金よりＥ−１型固溶体
相の微細化が計れ、より強靭性が要求される用途に使用
されている。従来、Ｂ−１型固溶体には、２元系または
４元系の固溶体（ＷＴｉ）Ｃ，（ＷＴｉＴａＮｂ）Ｃ１
が使用され、Ｗ Ｃ−Ｔ ｉ Ｃ−第３硬質物質郡（Ｔ
ａＣＮｂＣ）の擬３元系状態図で示される。
硬合金はそのすぐれた耐摩耗性と耐衝撃性から様々な用
途に実用化されている。特に、ＷＣ−ＴｉＣ−Ｔａ （
Ｎｂ）Ｃ−Ｃｏ系にＴｉＮを微量添加した合金は、その
窒素の添加により、前記の超硬合金よりＥ−１型固溶体
相の微細化が計れ、より強靭性が要求される用途に使用
されている。従来、Ｂ−１型固溶体には、２元系または
４元系の固溶体（ＷＴｉ）Ｃ，（ＷＴｉＴａＮｂ）Ｃ１
が使用され、Ｗ Ｃ−Ｔ ｉ Ｃ−第３硬質物質郡（Ｔ
ａＣＮｂＣ）の擬３元系状態図で示される。
ＦＣＣ相中へのＨＣＰ相の固溶限界に近似した組成で使
用されていた。このことは、使用されているＷＣを固溶
反応を生じさせずに、元の状態のまま、焼結体中に残存
させ、粒度分布の調整をより、しやすくしている効果も
ある。すなわち、ｗｃ相には比較的粗い粒度のものを用
いて、Ｂ−１型固溶体の微細化に伴う機械的衝撃、耐塑
性変形等の性能をＷＣの粗粒化によりバランスをとって
いる。
用されていた。このことは、使用されているＷＣを固溶
反応を生じさせずに、元の状態のまま、焼結体中に残存
させ、粒度分布の調整をより、しやすくしている効果も
ある。すなわち、ｗｃ相には比較的粗い粒度のものを用
いて、Ｂ−１型固溶体の微細化に伴う機械的衝撃、耐塑
性変形等の性能をＷＣの粗粒化によりバランスをとって
いる。
［発明が解決しようとする問題点］
上記の様に従来のＰ系超硬合金は４〜８ミクロンの粗粒
ＷＣと１〜２ミクロンの微粒Ｂ−１型固溶体をＣｏで結
合したものであり、Ｔ ｊ Ｎ ９Ｑ加した場合も概略
同様であった。しかし、最近の高速、高能率切削により
本系列合金の欠点として■耐摩耗性がネト分■切削面粗
度が劣る■微少切削に対しチッピングを生じやすい等、
問題点も指摘されている。
ＷＣと１〜２ミクロンの微粒Ｂ−１型固溶体をＣｏで結
合したものであり、Ｔ ｊ Ｎ ９Ｑ加した場合も概略
同様であった。しかし、最近の高速、高能率切削により
本系列合金の欠点として■耐摩耗性がネト分■切削面粗
度が劣る■微少切削に対しチッピングを生じやすい等、
問題点も指摘されている。
［問題点を解決する手段］
合金の組成が同じ場合、Ｂ−１型固溶体の組成により合
金の耐摩耗性がきまり、Ｂ−１型固溶体中のＷ含有率が
低いほど耐摩耗性は向上する。さらに切削面粗度は合金
の粒度と相関し、比較的粗粒を使用した場合はおどるの
が一般的であり、微少切削におけるチッピングにたいし
ても同様な傾向が確認されている。従って、Ｂ−１型固
溶体中のＷ含有率をさげ、ＷＣ，Ｂ−］型固溶体とも、
ある程度まで微細化、均粒化する必要がある。
金の耐摩耗性がきまり、Ｂ−１型固溶体中のＷ含有率が
低いほど耐摩耗性は向上する。さらに切削面粗度は合金
の粒度と相関し、比較的粗粒を使用した場合はおどるの
が一般的であり、微少切削におけるチッピングにたいし
ても同様な傾向が確認されている。従って、Ｂ−１型固
溶体中のＷ含有率をさげ、ＷＣ，Ｂ−］型固溶体とも、
ある程度まで微細化、均粒化する必要がある。
Ｂ−１型固溶体中のＷ含有率をさげ耐摩耗性の向上をは
かる方法を種々検討した結果、Ｔｉの添加方法を変えて
も焼結中の拡散により平衡状態となり一定となってしま
う。Ｂ−１型固溶、体に窒化物を添加するとＷの固溶を
抑制し、Ｂ−１型固溶体の組成をＩｌｌ整することがで
きる。特に、窒化物としては、ＴｉＮ、ＴａＮの効果が
大きい。またＢ−１型固溶体の微細化についても、上記
窒化物は効果が高い。
かる方法を種々検討した結果、Ｔｉの添加方法を変えて
も焼結中の拡散により平衡状態となり一定となってしま
う。Ｂ−１型固溶、体に窒化物を添加するとＷの固溶を
抑制し、Ｂ−１型固溶体の組成をＩｌｌ整することがで
きる。特に、窒化物としては、ＴｉＮ、ＴａＮの効果が
大きい。またＢ−１型固溶体の微細化についても、上記
窒化物は効果が高い。
ＷＣに関しては出発原料の平均粒度で調整するが、粒度
分布が問題となり、均一化が困難である。
分布が問題となり、均一化が困難である。
そのため、その粒度調整をＢ−１型固溶体中へのＷＣ固
溶化に伴う細がなＷＣ粒子の消滅より均粒化を行うこと
を見いだしたのである。
溶化に伴う細がなＷＣ粒子の消滅より均粒化を行うこと
を見いだしたのである。
［作用］
以上のごとく、本発明は炭化チタン６〜１１％、窒化チ
タン１〜ＪＯ％、炭化タンタル及び／または窒化タンタ
ル及び／または炭化ニオブ６〜１２％、残り、炭化タン
グステンからなる硬質相８゜〜９５％、鉄族金属からな
る結合相５〜２ｏ％（以上重量パーセント）からなる超
硬合金において焼結体に於ける平均粒度が炭化タングス
テン相（α相）１．５ミクロン以下、Ｂ−１型固溶体（
β相）２ミクロン以下よりなり、またその粒度調整をＢ
−１型固溶体中へのＷＣ固溶化により粒子の微細化、均
粒化を行うことを特徴とする超硬合金の製造方法である
。
タン１〜ＪＯ％、炭化タンタル及び／または窒化タンタ
ル及び／または炭化ニオブ６〜１２％、残り、炭化タン
グステンからなる硬質相８゜〜９５％、鉄族金属からな
る結合相５〜２ｏ％（以上重量パーセント）からなる超
硬合金において焼結体に於ける平均粒度が炭化タングス
テン相（α相）１．５ミクロン以下、Ｂ−１型固溶体（
β相）２ミクロン以下よりなり、またその粒度調整をＢ
−１型固溶体中へのＷＣ固溶化により粒子の微細化、均
粒化を行うことを特徴とする超硬合金の製造方法である
。
本発明による超硬合金の組成は以下の理由により限定さ
れる。
れる。
１）ＴｉＣ添加量は、６％未満では耐クレーター性への
効果が少なく、１２％を越えると著しく靭性を阻害する
ために、６〜】２％とした。
効果が少なく、１２％を越えると著しく靭性を阻害する
ために、６〜】２％とした。
２）ＴｉＮｇ＝加量ハＢ −１型固溶体中（Ｄ Ｔ ｉ
／ Ｗの比率を決定する必須な添加物であり、１％未
満では、その効果が少なく、１０％を越えると著しく靭
性を阻害するために、 １〜１０％とした。
／ Ｗの比率を決定する必須な添加物であり、１％未
満では、その効果が少なく、１０％を越えると著しく靭
性を阻害するために、 １〜１０％とした。
３）ＴａＣ，ＴａＮ、ＮｂＣの流加量は、（５％未満で
は、粒抑制への効果が少なく、１２％を越えて添加して
も顕著な効果がないため６〜１２％とした。
は、粒抑制への効果が少なく、１２％を越えて添加して
も顕著な効果がないため６〜１２％とした。
４）鉄族金属の添加量は、５％未満では充分な靭性が得
られず、２０％をこえると耐塑性変形性、耐摩耗性を悪
くするため、５〜２０％とした。
られず、２０％をこえると耐塑性変形性、耐摩耗性を悪
くするため、５〜２０％とした。
５）ＷＣ相の粒度は、焼結体での粒度が１．５ミクロン
をこえると、切削面粗度が悪くなるため、１．５ミクロ
ン以下とした。
をこえると、切削面粗度が悪くなるため、１．５ミクロ
ン以下とした。
６）Ｂ−１型固溶体相の粒度は、焼結体での粒度が２ミ
クロンをこえると、ＷＣ相に比較し脆い相なため、強度
が劣化しチッピングしやすくなるため、２ミクロン以下
としたが、望ましくは１．５ミクロン以下が良い。
クロンをこえると、ＷＣ相に比較し脆い相なため、強度
が劣化しチッピングしやすくなるため、２ミクロン以下
としたが、望ましくは１．５ミクロン以下が良い。
７）Ｂ−］型型温溶体へのＷＣ固溶化は、ＷＣＴ ｊ、
Ｃ−Ｔ ａ Ｃ系では、ＴａＣの量に依らずほぼＷ
Ｃ／ Ｔ ｉ Ｃ＝ ７０ ／ ３０の比率となる。し
がし、この系の一部にＴｉＮを雄加すると、この比率は
図２．に示すように、Ｗの含有率が変化し、Ｔｉに富む
組成となる。この組成は出発原料によらず、ほぼ一定と
なる。例えばＷＣ／１’ｊＣ固溶体を用いた場合には、
平衡状態より過飽和となるため、焼結中にＷＣが析出し
、ＷＣ，ＴｉＣを単独または飽和しない状態で用いた場
合では、ＷＣを吸収する。この状態は、ＷＣが粗粒の場
合には、焼結時の安定性を計るため、 トリプルカーバ
イドまたはダブルカーバイドと称する予め固溶体を作成
し調整したほうがＷＣ粒度の管理も行い易い等の効果も
あった。しかし、ＷＣの微粒化を計る場合には、混合等
に依って生ずるＷＣの微粉を焼結中にＢ＝１型固溶固溶
体中り込み、均粒化をはかるのに効果を発揮する。以下
本発明を実施例に基ずき詳細に説明する。
Ｃ−Ｔ ａ Ｃ系では、ＴａＣの量に依らずほぼＷ
Ｃ／ Ｔ ｉ Ｃ＝ ７０ ／ ３０の比率となる。し
がし、この系の一部にＴｉＮを雄加すると、この比率は
図２．に示すように、Ｗの含有率が変化し、Ｔｉに富む
組成となる。この組成は出発原料によらず、ほぼ一定と
なる。例えばＷＣ／１’ｊＣ固溶体を用いた場合には、
平衡状態より過飽和となるため、焼結中にＷＣが析出し
、ＷＣ，ＴｉＣを単独または飽和しない状態で用いた場
合では、ＷＣを吸収する。この状態は、ＷＣが粗粒の場
合には、焼結時の安定性を計るため、 トリプルカーバ
イドまたはダブルカーバイドと称する予め固溶体を作成
し調整したほうがＷＣ粒度の管理も行い易い等の効果も
あった。しかし、ＷＣの微粒化を計る場合には、混合等
に依って生ずるＷＣの微粉を焼結中にＢ＝１型固溶固溶
体中り込み、均粒化をはかるのに効果を発揮する。以下
本発明を実施例に基ずき詳細に説明する。
［実施例］
７１ＷＣ−］ ０ＴｉＣ−１０ＴａＣ−９Ｃｏの組成に
なるよう配合した。配合に使用した原料は市販のＷＣ粉
末（平均粒度１．０μｍ及び５．０μｍ） 、’ｒｉ
Ｃ粉末（同１． ０μｍ） 、Ｔｊ、Ｎ粉末（同］、
Ｏμｍ） ＤＣ粉末（Ｗ Ｃ／ Ｔｉ Ｃ＝ ７０
／３０ 同１．５μｍ） 、ＤＣ粉末（ＷＣ／ Ｔ
ｉ Ｃ＝ ５０ ／ ５０ 同１．０μｍ） 、
及び、上記粉末を使用してＷ Ｃ−Ｔ ｉ Ｃ−Ｔ ｉ
Ｎの固溶体を作成した。固溶体は■Ｗ Ｃ／ Ｔ ｊ
Ｃ／ Ｔ ｉ Ｎ＝６／３／１ ■Ｗ Ｃ／ Ｔ
ｊ Ｃ／ Ｔ ｉ Ｎ ＝ ４ ／４／２ となるよ
う配合し、乾燥後、１６００°Ｃ２時間、Ｎ雰囲気中で
固溶化処理し、粒度調整を行い、平均粒度０．８μｍの
粉末を作成した。
なるよう配合した。配合に使用した原料は市販のＷＣ粉
末（平均粒度１．０μｍ及び５．０μｍ） 、’ｒｉ
Ｃ粉末（同１． ０μｍ） 、Ｔｊ、Ｎ粉末（同］、
Ｏμｍ） ＤＣ粉末（Ｗ Ｃ／ Ｔｉ Ｃ＝ ７０
／３０ 同１．５μｍ） 、ＤＣ粉末（ＷＣ／ Ｔ
ｉ Ｃ＝ ５０ ／ ５０ 同１．０μｍ） 、
及び、上記粉末を使用してＷ Ｃ−Ｔ ｉ Ｃ−Ｔ ｉ
Ｎの固溶体を作成した。固溶体は■Ｗ Ｃ／ Ｔ ｊ
Ｃ／ Ｔ ｉ Ｎ＝６／３／１ ■Ｗ Ｃ／ Ｔ
ｊ Ｃ／ Ｔ ｉ Ｎ ＝ ４ ／４／２ となるよ
う配合し、乾燥後、１６００°Ｃ２時間、Ｎ雰囲気中で
固溶化処理し、粒度調整を行い、平均粒度０．８μｍの
粉末を作成した。
これらの粉末を第１表に示す様に種々な方法で混合した
。その混合終了後、乾燥した後、ＴＥＥ４３３のスロー
アウェイチップをプレス成形し、真空中１４００℃ ｌ
ｈｒ 焼結したのち、所定の形状に加工した。
。その混合終了後、乾燥した後、ＴＥＥ４３３のスロー
アウェイチップをプレス成形し、真空中１４００℃ ｌ
ｈｒ 焼結したのち、所定の形状に加工した。
また、物性、ミクロ組織上の変化を確認するため、上記
チップを研磨、ラップした後、硬さ、破壊靭性値を測定
した。その結果も併せて併記する。
チップを研磨、ラップした後、硬さ、破壊靭性値を測定
した。その結果も併せて併記する。
また、粒度は電子顕微鏡による組織観察を行い、その写
真より測定した。本発明】と比較例１０の測定結果は、
本発明１がＷＣ相の平均粒度は１、 ０５μｍ、 Ｂ
−］型固溶体は０．９１μｍであり、比較例１０は、Ｗ
Ｃ相の平均粒度は４、 ０μｍ、 Ｂ−１型固溶体は
２．５．ｃｚｍと粗く成っていた。さらに、切削性能を
確認するため、下記の諸元でおこなった。
真より測定した。本発明】と比較例１０の測定結果は、
本発明１がＷＣ相の平均粒度は１、 ０５μｍ、 Ｂ
−］型固溶体は０．９１μｍであり、比較例１０は、Ｗ
Ｃ相の平均粒度は４、 ０μｍ、 Ｂ−１型固溶体は
２．５．ｃｚｍと粗く成っていた。さらに、切削性能を
確認するため、下記の諸元でおこなった。
切削速度 １５０ｍ／ｍｉｎ
送り ０．０８ｍｍ／刃
切込み １． ０ｍｍ
被削材 ５ＵＳ３０４
チップ形状 ＴＥＥ４３３
カッター形状 φ６３３枚刃
寿命基準 ＶＢ＝０．２ｍｍまでの切削時間（ｍｉ
ｎ） その結果も表１．に併せて併記する。
ｎ） その結果も表１．に併せて併記する。
第１表の結果より、硬さと破壊靭性値の関係がＷＣ粒度
の違いより、ある程度の差があるが、これらの切削試験
においては、粒度の影響が現れ、比較例は使用初期〜中
期にチッピングによりが命に達したのに対し、本発明例
は正常摩耗により長寿命化が達成されている。また切削
面の粗さも良好である。
の違いより、ある程度の差があるが、これらの切削試験
においては、粒度の影響が現れ、比較例は使用初期〜中
期にチッピングによりが命に達したのに対し、本発明例
は正常摩耗により長寿命化が達成されている。また切削
面の粗さも良好である。
［発明の効果］
Ｐ系超硬合金において、焼結体に於ける窒化物添加、及
び製法を調整することにより焼結体における平均粒度を
炭化タングステン相（α相）１．５ミクロン以下、Ｂ−
１型固溶体相（β相）１ミクロン以下と微細化を計るこ
とにより微小切削等において、耐チッピング性、耐摩耗
性に優れた超硬合金を開発した。
び製法を調整することにより焼結体における平均粒度を
炭化タングステン相（α相）１．５ミクロン以下、Ｂ−
１型固溶体相（β相）１ミクロン以下と微細化を計るこ
とにより微小切削等において、耐チッピング性、耐摩耗
性に優れた超硬合金を開発した。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １）炭化チタン６〜１１％、窒化チタン１〜１０％、炭
化タンタル及び／または窒化タンタル及び／または炭化
ニオブ６〜１２％残り、炭化タングステンからなる硬質
相８０〜９５％、鉄族金属からなる結合相５〜２０％（
以上重量パーセント）からなる超硬合金において、焼結
体に於ける平均粒度が炭化タングステン相（α相）１．
５ミクロン以下、Ｂ−１型固溶体（β相）２ミクロン以
下よりなることを特徴とする超硬合金。 ２）炭化チタン６〜１１％、窒化チタン１〜１０％、炭
化タンタル及び／または窒化タンタル及び／または炭化
ニオブ６〜１２％残り、炭化タングステンからなる硬質
相８０〜９５％、鉄族金属からなる結合相５〜２０％（
以上重量パーセント）からなる超硬合金において、その
粒度調整をＢ−１型固溶体中へのＷＣ固溶化により行う
ことを特徴とする超硬合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1140685A JPH0711049B2 (ja) | 1989-06-02 | 1989-06-02 | 超硬合金及び製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1140685A JPH0711049B2 (ja) | 1989-06-02 | 1989-06-02 | 超硬合金及び製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH036349A true JPH036349A (ja) | 1991-01-11 |
| JPH0711049B2 JPH0711049B2 (ja) | 1995-02-08 |
Family
ID=15274375
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1140685A Expired - Fee Related JPH0711049B2 (ja) | 1989-06-02 | 1989-06-02 | 超硬合金及び製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0711049B2 (ja) |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5591953A (en) * | 1978-12-29 | 1980-07-11 | Sumitomo Electric Ind Ltd | Sintered hard alloy |
| JPS602647A (ja) * | 1983-06-20 | 1985-01-08 | Mitsubishi Metal Corp | 切削工具用炭化タングステン基超硬合金 |
| JPS63176444A (ja) * | 1987-01-13 | 1988-07-20 | Hitachi Tool Eng Ltd | 超微粒超硬合金 |
-
1989
- 1989-06-02 JP JP1140685A patent/JPH0711049B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5591953A (en) * | 1978-12-29 | 1980-07-11 | Sumitomo Electric Ind Ltd | Sintered hard alloy |
| JPS602647A (ja) * | 1983-06-20 | 1985-01-08 | Mitsubishi Metal Corp | 切削工具用炭化タングステン基超硬合金 |
| JPS63176444A (ja) * | 1987-01-13 | 1988-07-20 | Hitachi Tool Eng Ltd | 超微粒超硬合金 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0711049B2 (ja) | 1995-02-08 |
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