JPH0431012B2 - - Google Patents
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- JPH0431012B2 JPH0431012B2 JP63041761A JP4176188A JPH0431012B2 JP H0431012 B2 JPH0431012 B2 JP H0431012B2 JP 63041761 A JP63041761 A JP 63041761A JP 4176188 A JP4176188 A JP 4176188A JP H0431012 B2 JPH0431012 B2 JP H0431012B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- cutting
- amount
- carbide
- powder
- cemented carbide
- Prior art date
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- Expired - Lifetime
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- Drilling Tools (AREA)
- Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
Description
（産業上の利用分野）
本発明は、切削工具部材又は切断工具部材に適
する超硬合金に関し、特にドリル、リーマ、エン
ドミルなどの切削工具部材、又は裁断刃、スリツ
ターなどの切断工具部材に適する切削又は切断工
具部材用超硬合金に関するものである。 （従来の技術） 一般に、超硬合金は、室温での強度がすぐれる
WC−Co系合金と、高温での諸特性、例えば耐熱
性、耐酸化性及び金属との耐溶着性にすぐれる
WC−B1型化合物−Co系合金（B1型化合物は、
周期律表4a，5a金属の炭化物及び炭窒素化物を
主体とする化合物）に大別される。この内、前者
のWC−Co系合金は、土木、建設で用いられる掘
削工具材料、ヘツダー、ロール、ノズル、メカニ
カルシール、ゲージ、バルブなどの耐摩耐食工具
材料、又は主として鋳物用又は低速領域用として
の切削工具材料として実用化されている。これら
の内、低速領域用に分類されるドリル、リーマ、
エンドミルのように切刃が非常にシヤープな切削
工具材料は、高速化傾向と共に切刃にチヤピング
又は欠損が生じて短寿命になるという問題があ
る。この問題を解決する１つの方向としてWCの
粒成長を抑制して高強度及び高硬度の合金にする
ことが特開昭61−12847号公報で提案されている。
また、WCの粒成長抑制効果と共に耐食効果にす
ぐれる炭化クロムを添加したWC−Cr3C2−Co系
合金に関しては、粉体および粉末治金３１
（1984）５６で報告されている。 （発明が解決しようとする問題点） 特開昭61−12847号公報は、Co及びNiのうちの
１種または２種：５〜40％、Ｖ：0.1〜2.0％及び
Cr：0.1〜2.0％を含有し、残りがWC及び不可避
不純物からなる組成（以上重量％）を有し、かつ
合金中の前記WCの平均粒径が0.7μm以下である
ことを特徴とする微細な炭化タングステン粒子を
含有する耐摩耗性および靱性のすぐれた超硬合金
である。この特開昭61−12847号公報の発明は、
従来のWC−Co系超硬合金に比較して、ＶとCr
の複合添加により、WCが微細化され、均一化さ
れて、すぐれた強度を有するようになつたけれど
も、特に切刃のシヤープな工具、例えばエンドミ
ル、リーマ、ドリル又はスリツターなどに適用す
ると切刃部に微小チツピングが発生し、この微小
チツピングの繰り返しに伴つて、漸次切削抵抗も
増大し、これが原因と考えられる折損又は欠損も
みられ工具寿命の安定性に欠けるという問題があ
る。 一方、粉体および粉末治金３１（1984）５６の
WC−Cr3C2−Co系合金は、ゲージ、バルブ、シ
ールリングなどの耐食性工具材料に応用されてい
るCr3C2をWC−Co中に添加した場合に、合金炭
素量が結合相中へのCr3C2の固溶限及び抗折力に
影響を及ぼすことについて開示されているけれど
も、工具の微小チツピングに対する問題は解決さ
れていないものである。 本発明は、上述のような問題点を解決したもの
で、具体的には、Co及び／又はNiの量に対する
炭化クロムの量を調整することにより、WCの粒
成長を抑制し、しかも破壊靱性値及び耐微小チツ
ピング性の高い、所謂クラツク伝播抵抗のすぐれ
る切削又は切断用超硬合金の提供を目的とするも
のである。 （問題点を解決するための手段） 本発明者らは、エンドミルやドリルなどの切刃
のシヤープな切削工具の寿命向上、安定化につい
て検討していた所、特に小径のエンドミルやドリ
ルの切刃部の損傷は微小チツピングが断続的に発
生することにより起つており、この損傷が大きく
なつた所で切削抵抗が増大して強度的に最も弱い
刃の根元、所謂首下から折損するに至るという第
１の知見を得たものである。次いで、超硬合金の
切刃に微小チツピングを生じさせないようにする
には合金の強度の向上ばかりでなくクラツク伝播
抵抗を高くすることが必要であること、及び超硬
合金のクラツク伝播抵抗と微粒超硬合金に必要不
可欠なWCの粒成長抑制剤の種類との関係を、
WCの粒成長抑制剤として炭化クロム、炭化バナ
ジウム、炭化タンタルを単独添加又はこれらを複
合添加した超硬合金について調べた結果、WC粒
成長抑制効果と耐食効果にすぐれているといわれ
ている炭化クロムを単独で一定量含有させた場合
にクラツク伝播抵抗が高くなるという第２の知見
を得たものである。この第１の知見と第２の知見
に基づいて本発明を完成するに至つたものであ
る。 すなわち、本発明の切削又は切断工具部材用超
硬合金は、６〜20wt％のCo及び／又はNiと、該
Co及び／又はNi量に対して３〜10wt％の炭化ク
ロム（炭化クロム量は、全体の0.18内2wt％）と、
残りが平均粒径0.8μm以下の炭化タングステンと
不可避不純物とでなる超硬合金であつて、少なく
とも該炭化クロムの全量を固溶した該Co及び／
又はNiでなる結合相のＸ線回折による格子定数
が3.558Å〜3.569Åであることを特徴とするもの
である。（但し、プリント基板の穴あけ工具部品
用は除く。） 本発明の切削又は切断工具部材用超硬合金にお
ける結合相は、Co−Cr−Ｃ，Ni−Ｃ又はCo−Ni
−Cr−Ｃからなつており、実質的には炭化タン
グステンが微量結合相中に溶解してCo−Cr−Ｗ
−Ｃ，Ni−Cr−Ｗ−Ｃ又はＣ−Ni−Cr−Ｗ−Ｃ
からなつているもので、この結合相の主成分であ
るCo及び／又はNiが3wt％未満になると、緻密
化が不充分になり、さらに6wt％未満になると靱
性が不足し、耐折損性を劣化させる。逆に、Co
及び／又はNiが20wt％を超えて多くなると、耐
塑性変形性及び耐摩耗性が低下する。従つて、
Co及び／又はNiは、6wt％以上から20wt％以下
と定めたものである。 また、結合相中の炭化クロムがCo及び／又は
Niの量に対して3wt％未満になるとWC粒成長抑
制効果の低下による耐すきとり摩耗性の劣化をも
たらし、寿命の安定化が達成できなくなる。逆
に、炭化クロムがCo及び／又はNiの量に対して
10wt％を超えて多くなると、Co及び／又はNi中
へ固溶するばかりでなく、さらに炭化クロム又は
炭化タングステン・クロムとして析出し、クラツ
ク伝播抵抗を急激に低下させる。従つて、炭化ク
ロムはCo及び／又はNiに対して３〜10wt％と定
めたものである。 本発明の切削又は切断工具部材用超硬合金は、
WCの粒成長抑制とクラツク伝播抵抗を高めるた
めに炭化クロムを結合相中に固溶させるのである
が、この結合相中への炭化クロムの完全固溶化の
効果を発揮させるためには超硬合金中に遊離炭素
又はW3Co3Ｃで表わすη相の発生などが起らない
健全相領域の炭素量に制御する必要がある。特
に、合金中の炭素量は、健全相領域内でも低炭素
領域内に制御することが好ましく、低炭素合金の
目安として、Ｘ線回折による結合相の格子定数が
3558Å以上から3569Å以下にあることが好ましい
ことである。一層好ましいのは、Co及び／又は
Ni量に対する炭化クロム量が3wt％のときはＸ線
回折による結合相の格子定数が3561Å〜3569Åに
あり、Co及び／又はNi量に対する炭化クロム量
が10wt％のときはＸ線回折による結合相の格子
定数が3558Å〜3561Åにあることである。これら
のことを縦軸が結合相格子定数、横軸がCo及
び／又はNi量に対する炭化クロム量で表わした
第１図を用いて、さらに具体的に説明すると、第
１図中の Ａ（3wt％ Cr3C2， 3569Å）， Ｅ（3wt％ Cr3C2， 3554Å）， Ｆ（10wt％ Cr3C2， 3555Å）， Ｄ（10wt％ Cr3C2， 3561Å）の各点で囲まれ
たＡ，Ｅ，Ｆ，Ｄの範囲が本発明の範囲における
健全相領域を示し、この範囲の内、点Ａ， Ｂ（3wt％ Cr3C2， 3561Å）， Ｃ（10wt％ Cr3C2， 3558Å），Ｄの各点で囲ま
れたＡ，Ｂ，Ｃ，Ｄの範囲が一層好ましい領域を
示しているのである。また、クラツク伝播抵抗を
高くするという炭化クロム添加の効果を最大限に
発揮させるためには、合金中における不可避不純
物量を制御する必要がある。合金中の不可避不純
物は、出発原料中に含有しているか又は製造工程
中に混入してくるものであるが、主として出発原
料中に含有している不可避不純物にCa，Ｓ，Si，
Al及びMgなどがある。これらのCa，Ｓ，Si，
Al及びMgの不可避不純物は、燒結工程中で酸化
物や硫化物を形成して、合金のクラツク伝播抵抗
を著しく低下させる原因になる。そこで、これら
のCa，Ｓ，Si，Al及びMgは合金中にそれぞれ
0.001wt％以下に押えることが好ましいことであ
る。 本発明の切削又は切断工具部材用超硬合金は、
次のような方法により製造することができる。ま
ず、出発原料としてのWCは、平均粒度が1.0μm
以下のできるだけ微細な粉末を用いるのが合金の
強度上から好ましいものである。 特に、主としてWC中に含有しているCa，Ｓ，
Si，Al及びMgからなる不可避不純物の量は、そ
れぞれがいずれも0.001％以下に制御されたもの
を使用することが好ましいことである。 このWC粉末と他の出発原料粉末とでなる配合
粉末を混合又は混合粉砕する場合は、従来の粉末
治金法で行われている混合法でよく、例えばステ
ンレス製容器、超硬合金を内張した容器、ウレタ
ンゴムを内張した容器又はプラスチツク製容器の
中に超硬合金製ボール又はステンレス製ボールと
共に配合粉末を入れて、さらに必要ならばグリセ
リン、ポリエチレングリコール、ポリプチルアル
コール、パラフイン又はカンフアなどの成形助剤
を添加して、アセトン、ヘキサン、ベンゼン、ア
ルコールなどの有機溶媒中で湿式混合するのが好
ましい。 混合粉末を粉末成形体にするには、混合粉末を
黒鉛モールドに充填して粉末成形体とし、後非酸
化性雰囲気中でホツトプレス（Ｈ・Ｐ）して焼結
する方法、又は成形助剤を添加した混合粉末、さ
らに必要ならば混合粉末を顆粒状に造粒して、そ
れを金型モールドに充填した後、加圧して粉末成
形体とする方法、もしくはラテツクスゴムなどで
混合粉末を包囲した後、静水圧加圧により、外圧
を加えて粉末成形体とする方法、あるいは従来か
ら用いられている熱可塑性樹脂、可塑剤、潤滑剤
などを混合粉末に加えて射出成形機、押出し成形
機などで粉末成形体にする方法などが適用でき
る。このような粉末成形体を直接焼結する方法、
又は粉末成形体を焼結温度よりも低い温度で予備
焼結した後、切断、研削、切削などの加工を施し
てから焼結する方法がある。 焼結温度は、WCとCo及び／又はNiとの共晶
温度以上の温度で焼結すればよく、具体的には
1350℃以上の温度で燒結することである。燒結雰
囲気は、真空又は非酸化性ガス雰囲気もしくは非
酸化性ガスによる減圧又は加圧条件に保持する方
法である。 このようにして焼結したものを窒素ガス又は不
活性ガス雰囲気中、1300℃以上の温度、1000気圧
以上の圧力で熱間静水圧（HIP）処理を施すと、
一層抗折強度及びクラツク伝播抵抗のすぐれた超
硬合金になることから好ましいことである。 （作用） 本発明の切削又は切断工具部材用超硬合金は、
炭化タングステンと、炭化クロムを固溶してなる
Co及び／又はNiの結合相とからなるもので、結
合相中に固溶している炭化クロムが燒結工程中で
の炭化タングステンの粒成長を抑制する作用を
し、燒結後、結合相を強化してクラツク伝播抵抗
を高める作用及び合金の耐食性を高める作用をし
ているものである。特に、炭化クロムによるクラ
ツク伝播抵抗の向上がエンドミルやドリルなどの
切削工具又はスリツターなどの切断工具における
耐微小チツピング性及び耐折損性を高める作用を
しているものである。 （実施例） 実施例 １ 平均粒径0.5μmのWC粉末、平均粒径1.4μmの
Co粉末、平均粒径2.5μmのNi粉末、平均粒径
2.4μmのVC粉末、平均粒径1.2μmのTaC粉末及び
平均粒径2.5μmのCr3C2粉末を出発原料として用
い第１表に示す組成に各試料を配合した。このと
き用いた出発原料粉末の内、本発明品にはWC中
のCa，Ｓ，Al，Si，Mgの含有量をそれぞれ
10ppm以下とし、かつ極微量のＷを混在させて、
全体を低炭素領域側に調整した粉末を用い、比較
品１〜５には従来の市販品の粉末を用いて、比較
品６〜８には低炭素領域の調整は行わずに本発明
品と同一出発原料粉末を用いた。これらの各試料
それぞれをアセトンと超硬合金製ボールの入つた
容器中で72時間混合後、乾燥して得られた混合粉
末を所定の形状にプレスし、粉末成形体を得た。
次いで、1380℃、１時間保持にて燒結した後、ア
ルゴン雰囲気中、1350℃、1000気圧の条件で、
HIP処理した。こうして得た各試料の抗折強度、
硬さ、結合相の格子定数破壊靱性値、合金の結合
相成分、硬質相成分（炭化タングステン及び他炭
化物）及びフリカーボンの発生している場合は他
元素「Ｃ」として求めて、その結果を第２表に示
した。結合相の格子定数は、超硬合金の表面に存
在する炭化タングステンを溶解除去後、Ｘ線回折
により求めた。また、K1cはビツカース圧痕周辺
に生じるクラツク長さと硬さの関係から算出し
た。 更に、第２表で示したそれぞれの試料の不純物
量を蛍光Ｘ線分析により測定したところ、本発明
品はCa，Ｓ，Si，Al，Mgがそれぞれ0.001wt％
以下であつたのに対し、比較品は、Ca，Ｓ，Si，
Al，Mgが0.001wt％を超えて多く含有している
ことが確認できた。
する超硬合金に関し、特にドリル、リーマ、エン
ドミルなどの切削工具部材、又は裁断刃、スリツ
ターなどの切断工具部材に適する切削又は切断工
具部材用超硬合金に関するものである。 （従来の技術） 一般に、超硬合金は、室温での強度がすぐれる
WC−Co系合金と、高温での諸特性、例えば耐熱
性、耐酸化性及び金属との耐溶着性にすぐれる
WC−B1型化合物−Co系合金（B1型化合物は、
周期律表4a，5a金属の炭化物及び炭窒素化物を
主体とする化合物）に大別される。この内、前者
のWC−Co系合金は、土木、建設で用いられる掘
削工具材料、ヘツダー、ロール、ノズル、メカニ
カルシール、ゲージ、バルブなどの耐摩耐食工具
材料、又は主として鋳物用又は低速領域用として
の切削工具材料として実用化されている。これら
の内、低速領域用に分類されるドリル、リーマ、
エンドミルのように切刃が非常にシヤープな切削
工具材料は、高速化傾向と共に切刃にチヤピング
又は欠損が生じて短寿命になるという問題があ
る。この問題を解決する１つの方向としてWCの
粒成長を抑制して高強度及び高硬度の合金にする
ことが特開昭61−12847号公報で提案されている。
また、WCの粒成長抑制効果と共に耐食効果にす
ぐれる炭化クロムを添加したWC−Cr3C2−Co系
合金に関しては、粉体および粉末治金３１
（1984）５６で報告されている。 （発明が解決しようとする問題点） 特開昭61−12847号公報は、Co及びNiのうちの
１種または２種：５〜40％、Ｖ：0.1〜2.0％及び
Cr：0.1〜2.0％を含有し、残りがWC及び不可避
不純物からなる組成（以上重量％）を有し、かつ
合金中の前記WCの平均粒径が0.7μm以下である
ことを特徴とする微細な炭化タングステン粒子を
含有する耐摩耗性および靱性のすぐれた超硬合金
である。この特開昭61−12847号公報の発明は、
従来のWC−Co系超硬合金に比較して、ＶとCr
の複合添加により、WCが微細化され、均一化さ
れて、すぐれた強度を有するようになつたけれど
も、特に切刃のシヤープな工具、例えばエンドミ
ル、リーマ、ドリル又はスリツターなどに適用す
ると切刃部に微小チツピングが発生し、この微小
チツピングの繰り返しに伴つて、漸次切削抵抗も
増大し、これが原因と考えられる折損又は欠損も
みられ工具寿命の安定性に欠けるという問題があ
る。 一方、粉体および粉末治金３１（1984）５６の
WC−Cr3C2−Co系合金は、ゲージ、バルブ、シ
ールリングなどの耐食性工具材料に応用されてい
るCr3C2をWC−Co中に添加した場合に、合金炭
素量が結合相中へのCr3C2の固溶限及び抗折力に
影響を及ぼすことについて開示されているけれど
も、工具の微小チツピングに対する問題は解決さ
れていないものである。 本発明は、上述のような問題点を解決したもの
で、具体的には、Co及び／又はNiの量に対する
炭化クロムの量を調整することにより、WCの粒
成長を抑制し、しかも破壊靱性値及び耐微小チツ
ピング性の高い、所謂クラツク伝播抵抗のすぐれ
る切削又は切断用超硬合金の提供を目的とするも
のである。 （問題点を解決するための手段） 本発明者らは、エンドミルやドリルなどの切刃
のシヤープな切削工具の寿命向上、安定化につい
て検討していた所、特に小径のエンドミルやドリ
ルの切刃部の損傷は微小チツピングが断続的に発
生することにより起つており、この損傷が大きく
なつた所で切削抵抗が増大して強度的に最も弱い
刃の根元、所謂首下から折損するに至るという第
１の知見を得たものである。次いで、超硬合金の
切刃に微小チツピングを生じさせないようにする
には合金の強度の向上ばかりでなくクラツク伝播
抵抗を高くすることが必要であること、及び超硬
合金のクラツク伝播抵抗と微粒超硬合金に必要不
可欠なWCの粒成長抑制剤の種類との関係を、
WCの粒成長抑制剤として炭化クロム、炭化バナ
ジウム、炭化タンタルを単独添加又はこれらを複
合添加した超硬合金について調べた結果、WC粒
成長抑制効果と耐食効果にすぐれているといわれ
ている炭化クロムを単独で一定量含有させた場合
にクラツク伝播抵抗が高くなるという第２の知見
を得たものである。この第１の知見と第２の知見
に基づいて本発明を完成するに至つたものであ
る。 すなわち、本発明の切削又は切断工具部材用超
硬合金は、６〜20wt％のCo及び／又はNiと、該
Co及び／又はNi量に対して３〜10wt％の炭化ク
ロム（炭化クロム量は、全体の0.18内2wt％）と、
残りが平均粒径0.8μm以下の炭化タングステンと
不可避不純物とでなる超硬合金であつて、少なく
とも該炭化クロムの全量を固溶した該Co及び／
又はNiでなる結合相のＸ線回折による格子定数
が3.558Å〜3.569Åであることを特徴とするもの
である。（但し、プリント基板の穴あけ工具部品
用は除く。） 本発明の切削又は切断工具部材用超硬合金にお
ける結合相は、Co−Cr−Ｃ，Ni−Ｃ又はCo−Ni
−Cr−Ｃからなつており、実質的には炭化タン
グステンが微量結合相中に溶解してCo−Cr−Ｗ
−Ｃ，Ni−Cr−Ｗ−Ｃ又はＣ−Ni−Cr−Ｗ−Ｃ
からなつているもので、この結合相の主成分であ
るCo及び／又はNiが3wt％未満になると、緻密
化が不充分になり、さらに6wt％未満になると靱
性が不足し、耐折損性を劣化させる。逆に、Co
及び／又はNiが20wt％を超えて多くなると、耐
塑性変形性及び耐摩耗性が低下する。従つて、
Co及び／又はNiは、6wt％以上から20wt％以下
と定めたものである。 また、結合相中の炭化クロムがCo及び／又は
Niの量に対して3wt％未満になるとWC粒成長抑
制効果の低下による耐すきとり摩耗性の劣化をも
たらし、寿命の安定化が達成できなくなる。逆
に、炭化クロムがCo及び／又はNiの量に対して
10wt％を超えて多くなると、Co及び／又はNi中
へ固溶するばかりでなく、さらに炭化クロム又は
炭化タングステン・クロムとして析出し、クラツ
ク伝播抵抗を急激に低下させる。従つて、炭化ク
ロムはCo及び／又はNiに対して３〜10wt％と定
めたものである。 本発明の切削又は切断工具部材用超硬合金は、
WCの粒成長抑制とクラツク伝播抵抗を高めるた
めに炭化クロムを結合相中に固溶させるのである
が、この結合相中への炭化クロムの完全固溶化の
効果を発揮させるためには超硬合金中に遊離炭素
又はW3Co3Ｃで表わすη相の発生などが起らない
健全相領域の炭素量に制御する必要がある。特
に、合金中の炭素量は、健全相領域内でも低炭素
領域内に制御することが好ましく、低炭素合金の
目安として、Ｘ線回折による結合相の格子定数が
3558Å以上から3569Å以下にあることが好ましい
ことである。一層好ましいのは、Co及び／又は
Ni量に対する炭化クロム量が3wt％のときはＸ線
回折による結合相の格子定数が3561Å〜3569Åに
あり、Co及び／又はNi量に対する炭化クロム量
が10wt％のときはＸ線回折による結合相の格子
定数が3558Å〜3561Åにあることである。これら
のことを縦軸が結合相格子定数、横軸がCo及
び／又はNi量に対する炭化クロム量で表わした
第１図を用いて、さらに具体的に説明すると、第
１図中の Ａ（3wt％ Cr3C2， 3569Å）， Ｅ（3wt％ Cr3C2， 3554Å）， Ｆ（10wt％ Cr3C2， 3555Å）， Ｄ（10wt％ Cr3C2， 3561Å）の各点で囲まれ
たＡ，Ｅ，Ｆ，Ｄの範囲が本発明の範囲における
健全相領域を示し、この範囲の内、点Ａ， Ｂ（3wt％ Cr3C2， 3561Å）， Ｃ（10wt％ Cr3C2， 3558Å），Ｄの各点で囲ま
れたＡ，Ｂ，Ｃ，Ｄの範囲が一層好ましい領域を
示しているのである。また、クラツク伝播抵抗を
高くするという炭化クロム添加の効果を最大限に
発揮させるためには、合金中における不可避不純
物量を制御する必要がある。合金中の不可避不純
物は、出発原料中に含有しているか又は製造工程
中に混入してくるものであるが、主として出発原
料中に含有している不可避不純物にCa，Ｓ，Si，
Al及びMgなどがある。これらのCa，Ｓ，Si，
Al及びMgの不可避不純物は、燒結工程中で酸化
物や硫化物を形成して、合金のクラツク伝播抵抗
を著しく低下させる原因になる。そこで、これら
のCa，Ｓ，Si，Al及びMgは合金中にそれぞれ
0.001wt％以下に押えることが好ましいことであ
る。 本発明の切削又は切断工具部材用超硬合金は、
次のような方法により製造することができる。ま
ず、出発原料としてのWCは、平均粒度が1.0μm
以下のできるだけ微細な粉末を用いるのが合金の
強度上から好ましいものである。 特に、主としてWC中に含有しているCa，Ｓ，
Si，Al及びMgからなる不可避不純物の量は、そ
れぞれがいずれも0.001％以下に制御されたもの
を使用することが好ましいことである。 このWC粉末と他の出発原料粉末とでなる配合
粉末を混合又は混合粉砕する場合は、従来の粉末
治金法で行われている混合法でよく、例えばステ
ンレス製容器、超硬合金を内張した容器、ウレタ
ンゴムを内張した容器又はプラスチツク製容器の
中に超硬合金製ボール又はステンレス製ボールと
共に配合粉末を入れて、さらに必要ならばグリセ
リン、ポリエチレングリコール、ポリプチルアル
コール、パラフイン又はカンフアなどの成形助剤
を添加して、アセトン、ヘキサン、ベンゼン、ア
ルコールなどの有機溶媒中で湿式混合するのが好
ましい。 混合粉末を粉末成形体にするには、混合粉末を
黒鉛モールドに充填して粉末成形体とし、後非酸
化性雰囲気中でホツトプレス（Ｈ・Ｐ）して焼結
する方法、又は成形助剤を添加した混合粉末、さ
らに必要ならば混合粉末を顆粒状に造粒して、そ
れを金型モールドに充填した後、加圧して粉末成
形体とする方法、もしくはラテツクスゴムなどで
混合粉末を包囲した後、静水圧加圧により、外圧
を加えて粉末成形体とする方法、あるいは従来か
ら用いられている熱可塑性樹脂、可塑剤、潤滑剤
などを混合粉末に加えて射出成形機、押出し成形
機などで粉末成形体にする方法などが適用でき
る。このような粉末成形体を直接焼結する方法、
又は粉末成形体を焼結温度よりも低い温度で予備
焼結した後、切断、研削、切削などの加工を施し
てから焼結する方法がある。 焼結温度は、WCとCo及び／又はNiとの共晶
温度以上の温度で焼結すればよく、具体的には
1350℃以上の温度で燒結することである。燒結雰
囲気は、真空又は非酸化性ガス雰囲気もしくは非
酸化性ガスによる減圧又は加圧条件に保持する方
法である。 このようにして焼結したものを窒素ガス又は不
活性ガス雰囲気中、1300℃以上の温度、1000気圧
以上の圧力で熱間静水圧（HIP）処理を施すと、
一層抗折強度及びクラツク伝播抵抗のすぐれた超
硬合金になることから好ましいことである。 （作用） 本発明の切削又は切断工具部材用超硬合金は、
炭化タングステンと、炭化クロムを固溶してなる
Co及び／又はNiの結合相とからなるもので、結
合相中に固溶している炭化クロムが燒結工程中で
の炭化タングステンの粒成長を抑制する作用を
し、燒結後、結合相を強化してクラツク伝播抵抗
を高める作用及び合金の耐食性を高める作用をし
ているものである。特に、炭化クロムによるクラ
ツク伝播抵抗の向上がエンドミルやドリルなどの
切削工具又はスリツターなどの切断工具における
耐微小チツピング性及び耐折損性を高める作用を
しているものである。 （実施例） 実施例 １ 平均粒径0.5μmのWC粉末、平均粒径1.4μmの
Co粉末、平均粒径2.5μmのNi粉末、平均粒径
2.4μmのVC粉末、平均粒径1.2μmのTaC粉末及び
平均粒径2.5μmのCr3C2粉末を出発原料として用
い第１表に示す組成に各試料を配合した。このと
き用いた出発原料粉末の内、本発明品にはWC中
のCa，Ｓ，Al，Si，Mgの含有量をそれぞれ
10ppm以下とし、かつ極微量のＷを混在させて、
全体を低炭素領域側に調整した粉末を用い、比較
品１〜５には従来の市販品の粉末を用いて、比較
品６〜８には低炭素領域の調整は行わずに本発明
品と同一出発原料粉末を用いた。これらの各試料
それぞれをアセトンと超硬合金製ボールの入つた
容器中で72時間混合後、乾燥して得られた混合粉
末を所定の形状にプレスし、粉末成形体を得た。
次いで、1380℃、１時間保持にて燒結した後、ア
ルゴン雰囲気中、1350℃、1000気圧の条件で、
HIP処理した。こうして得た各試料の抗折強度、
硬さ、結合相の格子定数破壊靱性値、合金の結合
相成分、硬質相成分（炭化タングステン及び他炭
化物）及びフリカーボンの発生している場合は他
元素「Ｃ」として求めて、その結果を第２表に示
した。結合相の格子定数は、超硬合金の表面に存
在する炭化タングステンを溶解除去後、Ｘ線回折
により求めた。また、K1cはビツカース圧痕周辺
に生じるクラツク長さと硬さの関係から算出し
た。 更に、第２表で示したそれぞれの試料の不純物
量を蛍光Ｘ線分析により測定したところ、本発明
品はCa，Ｓ，Si，Al，Mgがそれぞれ0.001wt％
以下であつたのに対し、比較品は、Ca，Ｓ，Si，
Al，Mgが0.001wt％を超えて多く含有している
ことが確認できた。
【表】
【表】
【表】
実施例 ２
実施例１で得た試料を用いて、φ6.0mmのエンド
ミルを作製し、下記の(A)切削試験、(B)切削試験及
び(C)切削試験を行い、それぞれの結果を第３表に
示した。 (A) 切削試験 被削剤 SKD11（HB220）４本溝入材 切削速度 30m／min 送り量 0.02mm／刃 切込み量 ６mm 切削油 ユシロンオイル No.３ 評 価 折損するまでの切削長さ（５回の
平均値） (B) 切削試験 被削材 SKD11（HB220）溝なし 切削速度 30m／min 送り量 0.02mm／刃 切込み量 ６mm 切削油 ユシロンオイル No.３ 評 価 折損するまでの切削長さ（５回の
平均値） (C) 切削試験 被削材 S55C（HB240）溝なし 切削速度 40m／min 送り量 0.03mm／刃 切込み量 ６mm 切削油 ユシロンオイル No.３ 評 価 折損するまでの切削長さ（５回の
平均値）
ミルを作製し、下記の(A)切削試験、(B)切削試験及
び(C)切削試験を行い、それぞれの結果を第３表に
示した。 (A) 切削試験 被削剤 SKD11（HB220）４本溝入材 切削速度 30m／min 送り量 0.02mm／刃 切込み量 ６mm 切削油 ユシロンオイル No.３ 評 価 折損するまでの切削長さ（５回の
平均値） (B) 切削試験 被削材 SKD11（HB220）溝なし 切削速度 30m／min 送り量 0.02mm／刃 切込み量 ６mm 切削油 ユシロンオイル No.３ 評 価 折損するまでの切削長さ（５回の
平均値） (C) 切削試験 被削材 S55C（HB240）溝なし 切削速度 40m／min 送り量 0.03mm／刃 切込み量 ６mm 切削油 ユシロンオイル No.３ 評 価 折損するまでの切削長さ（５回の
平均値）
【表】
実施例 ３
実施例１の本発明品１〜６で用いたと同様の出
発原料粉末を用いて、重量で、93.5％WC−0.5％
Cr3C2-６％Co（Cr3C2／Co×100＝8.3％）に配合
し、さらに実施例１の比較品１〜８で用いたと同
様の出発原料粉末を用いて、重量で、94％WC−
0.5％Cr3C2-5.5％（Cr3C2／Co×100＝9.1％）及
び94.5％WC−0.5％Cr3C2-５％Co（Cr3C2／Co×
100＝10％）に配合し、実施例１と同様の工程及
び条件でもつて焼結、HIP処理を行い、それぞれ
本発明品７、比較品９及び比較品１０を得た。 こうして得た本発明品７及び比較品９，１０の
特性を実施例１と同様にして求めた所、本発明品
７は、硬さ93.5HRA、抗折力430Kgｆ／mm2、破壊
靱性値8.8MN／m3/2、結合相格子定数3568Å、結
合相成分Co，Cr，Ｗ，Ｃ、硬質相成分及び他元
素WCであり、比較品９及び１０は、硬さ
93.7HRA，93.8HRA、抗折力300Kgｆ／mm2、280
Kgｆ／mm2、破壊靱性値8.3MN／m3/2，8.0MN／
m3/2、結合相格子定数3556Å，3557Å、結合相成
分共にCo，Cr，Ｗ，Ｃ、硬質相成分及び他元素
共にWC，M7C3であつた。 次に、本発明品７及び比較品９，１０でもつて
ガンドリルを作製し、穴あけ試験を行つた所、
［試験条件、4φ×350ノーマルガンドリル、被削
材sus631、切削速度60m／min、送り38m／min（軸
方向）、0.08mm／rev（回転方向）、水溶性切削油］
寿命までの切削長さは、本発明品７が35mに対
し、比較品９が23m、比較品１０が20mであつ
た。 （発明の効果） 以上の結果、本発明の切削または切断用超硬合
金は、Cr3C2−VCの複合添加又は、Cr3C2−TaC
の複合添加した合金に比べて抗折強度が略同等〜
30％増加し、クラツク伝播抵抗の目安となる破壊
靱性値が高い方で約21％増加し、切削試験におけ
るクラツク伝播抵抗の目安となる耐欠損性が約32
〜300％増加するという効果がある。このことか
ら、本発明の切削又は切断用超硬合金は、特に切
刃のシヤープなエンドミル、ドリル、リーマなど
の切削工具、磁気テープ、紙、銅板などのスリツ
ターに代表される切断工具としての寿命及び信頼
性を一段と向上したもので産業上有用な材料であ
る。
発原料粉末を用いて、重量で、93.5％WC−0.5％
Cr3C2-６％Co（Cr3C2／Co×100＝8.3％）に配合
し、さらに実施例１の比較品１〜８で用いたと同
様の出発原料粉末を用いて、重量で、94％WC−
0.5％Cr3C2-5.5％（Cr3C2／Co×100＝9.1％）及
び94.5％WC−0.5％Cr3C2-５％Co（Cr3C2／Co×
100＝10％）に配合し、実施例１と同様の工程及
び条件でもつて焼結、HIP処理を行い、それぞれ
本発明品７、比較品９及び比較品１０を得た。 こうして得た本発明品７及び比較品９，１０の
特性を実施例１と同様にして求めた所、本発明品
７は、硬さ93.5HRA、抗折力430Kgｆ／mm2、破壊
靱性値8.8MN／m3/2、結合相格子定数3568Å、結
合相成分Co，Cr，Ｗ，Ｃ、硬質相成分及び他元
素WCであり、比較品９及び１０は、硬さ
93.7HRA，93.8HRA、抗折力300Kgｆ／mm2、280
Kgｆ／mm2、破壊靱性値8.3MN／m3/2，8.0MN／
m3/2、結合相格子定数3556Å，3557Å、結合相成
分共にCo，Cr，Ｗ，Ｃ、硬質相成分及び他元素
共にWC，M7C3であつた。 次に、本発明品７及び比較品９，１０でもつて
ガンドリルを作製し、穴あけ試験を行つた所、
［試験条件、4φ×350ノーマルガンドリル、被削
材sus631、切削速度60m／min、送り38m／min（軸
方向）、0.08mm／rev（回転方向）、水溶性切削油］
寿命までの切削長さは、本発明品７が35mに対
し、比較品９が23m、比較品１０が20mであつ
た。 （発明の効果） 以上の結果、本発明の切削または切断用超硬合
金は、Cr3C2−VCの複合添加又は、Cr3C2−TaC
の複合添加した合金に比べて抗折強度が略同等〜
30％増加し、クラツク伝播抵抗の目安となる破壊
靱性値が高い方で約21％増加し、切削試験におけ
るクラツク伝播抵抗の目安となる耐欠損性が約32
〜300％増加するという効果がある。このことか
ら、本発明の切削又は切断用超硬合金は、特に切
刃のシヤープなエンドミル、ドリル、リーマなど
の切削工具、磁気テープ、紙、銅板などのスリツ
ターに代表される切断工具としての寿命及び信頼
性を一段と向上したもので産業上有用な材料であ
る。
第１図は、超硬合金のCo及び／又はNi量に対
する炭化クロム量と超硬合金の結合相格子定数と
の関係図である。第１図中、Ａ（3wt％ Cr3C2
3569Å）、Ｂ（3wt％ Cr3C2， 3561Å）、Ｃ
（10wt％ Cr3C2， 3558Å）、Ｄ（10wt％ Cr3
C2， 3561Å）、Ｅ（3wt％ Cr3C2， 3554Å）、
Ｆ（10wt％ Cr3C2， 3555Å）を表わす。
する炭化クロム量と超硬合金の結合相格子定数と
の関係図である。第１図中、Ａ（3wt％ Cr3C2
3569Å）、Ｂ（3wt％ Cr3C2， 3561Å）、Ｃ
（10wt％ Cr3C2， 3558Å）、Ｄ（10wt％ Cr3
C2， 3561Å）、Ｅ（3wt％ Cr3C2， 3554Å）、
Ｆ（10wt％ Cr3C2， 3555Å）を表わす。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ ６〜20wt％のCo及び／又はNiと、該Co及
び／又はNi量に対して３〜10wt％の炭化クロム
（炭化クロム量は、全体の0.18〜2wt％）と、残り
が平均粒径0.8μm以下の炭化タングステンと不可
避不純物とでなる超硬合金であつて、少なくとも
該炭化クロムの全量を固溶した該Co及び／又は
Niでなる結合相のＸ線回折による格子定数が
3.558Å〜3.569Åであることを特徴とする切削又
は切断工具部材用超硬合金。（但し、プリント基
板の穴あけ工具部品用は除く。） ２ 上記不可避不純物の量は、Ca，Ｓ，Si，Al
及びMgのそれぞれがいずれも0.001wt％以下で
あることを特徴とする特許請求の範囲第１項記載
の切削又は切断工具部材用超硬合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4176188A JPH01215947A (ja) | 1988-02-24 | 1988-02-24 | 切削又は切断工具部材用超硬合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4176188A JPH01215947A (ja) | 1988-02-24 | 1988-02-24 | 切削又は切断工具部材用超硬合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01215947A JPH01215947A (ja) | 1989-08-29 |
| JPH0431012B2 true JPH0431012B2 (ja) | 1992-05-25 |
Family
ID=12617386
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4176188A Granted JPH01215947A (ja) | 1988-02-24 | 1988-02-24 | 切削又は切断工具部材用超硬合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH01215947A (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01255642A (ja) * | 1988-04-05 | 1989-10-12 | Tokyo Tungsten Co Ltd | 耐食性を有する超硬合金製ドットピン及びその超硬合金材料 |
| JP2591403B2 (ja) * | 1992-05-26 | 1997-03-19 | 三菱マテリアル株式会社 | 表面被覆超硬合金切削工具 |
| JPH10298699A (ja) * | 1997-04-25 | 1998-11-10 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 超硬合金 |
| JPH10298698A (ja) * | 1997-04-25 | 1998-11-10 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 超硬合金 |
| WO2026033733A1 (ja) * | 2024-08-08 | 2026-02-12 | 住友電気工業株式会社 | 超硬合金および切削工具 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6396244A (ja) * | 1986-10-09 | 1988-04-27 | Toshiba Tungaloy Co Ltd | プリント基板の穴あけ工具部品用超硬合金 |
| JP2503770B2 (ja) * | 1987-04-21 | 1996-06-05 | 三菱マテリアル株式会社 | 切削工具用炭化タングステン基超硬合金 |
| JP2663474B2 (ja) * | 1988-01-26 | 1997-10-15 | 三菱マテリアル株式会社 | Ｔｉ合金切削用超硬合金製正方形切削チップ |
-
1988
- 1988-02-24 JP JP4176188A patent/JPH01215947A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH01215947A (ja) | 1989-08-29 |
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