JPH05302134A - 焼結硬質合金およびその製造方法 - Google Patents
焼結硬質合金およびその製造方法Info
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- JPH05302134A JPH05302134A JP4109954A JP10995492A JPH05302134A JP H05302134 A JPH05302134 A JP H05302134A JP 4109954 A JP4109954 A JP 4109954A JP 10995492 A JP10995492 A JP 10995492A JP H05302134 A JPH05302134 A JP H05302134A
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- Powder Metallurgy (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 靭性が良好でかつ耐熱性に優れた焼結硬質合
金の製造方法を提供することである。 【構成】 粒径が１μｍ以上５００μｍ以下であって、
Ｔｉ、Ａｌ、ＮｉおよびＢを含む合金の粉末を、４００
℃以上２０００℃以下の温度で窒素と反応させて、合金
粉末の粒子の内部にまでＴｉＮ粒子を析出させる。この
工程において、合金粉末の粒子中のＡｌ、Ｎｉ、ＢはＢ
を固溶したＮｉ3 Ａｌ粒子となる。内部にまでＴｉＮ粒
子が析出した合金粉末をプレス成形し、焼結する。
金の製造方法を提供することである。 【構成】 粒径が１μｍ以上５００μｍ以下であって、
Ｔｉ、Ａｌ、ＮｉおよびＢを含む合金の粉末を、４００
℃以上２０００℃以下の温度で窒素と反応させて、合金
粉末の粒子の内部にまでＴｉＮ粒子を析出させる。この
工程において、合金粉末の粒子中のＡｌ、Ｎｉ、ＢはＢ
を固溶したＮｉ3 Ａｌ粒子となる。内部にまでＴｉＮ粒
子が析出した合金粉末をプレス成形し、焼結する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は切削工具として利用さ
れる焼結硬質合金に関するものであり、特にＴｉＮと、
Ｂを固溶したＮｉ3 Ａｌと、を含む焼結硬質合金及びそ
の製造方法に関するものである。
れる焼結硬質合金に関するものであり、特にＴｉＮと、
Ｂを固溶したＮｉ3 Ａｌと、を含む焼結硬質合金及びそ
の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】切削工具用に使われる焼結硬質合金とし
て、超硬合金やサーメットが知られている。超硬合金
は、ＷＣ、ＴｉＣ、ＴａＣ、ＮｂＣ等の硬質炭化物に主
にＣｏを添加して焼結した合金である。サーメットはＴ
ｉ系セラミックス（ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ）にＣｏ
以外にＮｉも添加して焼結した合金である。
て、超硬合金やサーメットが知られている。超硬合金
は、ＷＣ、ＴｉＣ、ＴａＣ、ＮｂＣ等の硬質炭化物に主
にＣｏを添加して焼結した合金である。サーメットはＴ
ｉ系セラミックス（ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ）にＣｏ
以外にＮｉも添加して焼結した合金である。
【０００３】母材が耐磨耗性に寄与している。しかし母
材のみであれば、工具の靭性がよくないので、工具の靭
性を向上させるためにＣｏやＮｉを添加しているのであ
る。
材のみであれば、工具の靭性がよくないので、工具の靭
性を向上させるためにＣｏやＮｉを添加しているのであ
る。
【０００４】これらの焼結硬質合金は原料となる粉末を
混合、プレス、焼結する粉末冶金的手法により製造され
る。その際、原料の組成や粒径を変化させてまた焼結条
件をコントロールすることで、その特性をかなり広い範
囲で変化させることができる。
混合、プレス、焼結する粉末冶金的手法により製造され
る。その際、原料の組成や粒径を変化させてまた焼結条
件をコントロールすることで、その特性をかなり広い範
囲で変化させることができる。
【０００５】近年切削の高速化が進み、先程説明した従
来の焼結硬質合金では高速切削に対応できなくなってき
ている。つまり、高速で切削を行なうと工具の刃先が変
形し、切削抵抗の増加および切削工具の磨耗の増大から
切削工具の刃先の欠損が起こる。
来の焼結硬質合金では高速切削に対応できなくなってき
ている。つまり、高速で切削を行なうと工具の刃先が変
形し、切削抵抗の増加および切削工具の磨耗の増大から
切削工具の刃先の欠損が起こる。
【０００６】切削工具の刃先が変形する原因は、高速で
切削加工を行なうと工具の刃先温度が急速に上昇し、靭
性を向上させるために添加したＣｏやＮｉが軟化するか
らである。
切削加工を行なうと工具の刃先温度が急速に上昇し、靭
性を向上させるために添加したＣｏやＮｉが軟化するか
らである。
【０００７】ところで、Ｎｉ3 Ａｌ等の金属間化合物は
温度が上昇すると強度が増すという性質があることが一
般に知られている。この金属間化合物の性質を利用し
た、焼結硬質合金がたとえば特開昭５３−８８６０９号
公報や特開昭５３−９１００８号公報に開示されてい
る。
温度が上昇すると強度が増すという性質があることが一
般に知られている。この金属間化合物の性質を利用し
た、焼結硬質合金がたとえば特開昭５３−８８６０９号
公報や特開昭５３−９１００８号公報に開示されてい
る。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】これらの公報に記載の
技術においてはＮｉ3 Ａｌは少量なので、焼結硬質合金
の耐熱性は十分ではなかった。Ｎｉ3 Ａｌの量を多くす
ると、焼結硬質合金の耐熱性を向上させることができる
が、上記公報の技術によれば焼結硬質合金の靭性が弱く
なる。
技術においてはＮｉ3 Ａｌは少量なので、焼結硬質合金
の耐熱性は十分ではなかった。Ｎｉ3 Ａｌの量を多くす
ると、焼結硬質合金の耐熱性を向上させることができる
が、上記公報の技術によれば焼結硬質合金の靭性が弱く
なる。
【０００９】ＴｉＮを主体とする焼結硬質合金に多量の
Ｎｉ3 Ａｌを添加したものがJOURNAL OF MATERIALS SCI
ENCE LETTERS 10(1991) 1011-1012 「 The mechanical
properties of the Ni3 Al-25% TiN composite」に開示
されている。しかしこの技術においては、ＴｉＮの粒径
が比較的大きいので、焼結硬質合金の靭性はよくない。
Ｎｉ3 Ａｌを添加したものがJOURNAL OF MATERIALS SCI
ENCE LETTERS 10(1991) 1011-1012 「 The mechanical
properties of the Ni3 Al-25% TiN composite」に開示
されている。しかしこの技術においては、ＴｉＮの粒径
が比較的大きいので、焼結硬質合金の靭性はよくない。
【００１０】この発明はかかる従来の問題点を解決する
ためになされたものである。この発明の目的は、靭性が
良好でかつ耐熱性に優れた焼結硬質合金およびその製造
方法を提供することである。
ためになされたものである。この発明の目的は、靭性が
良好でかつ耐熱性に優れた焼結硬質合金およびその製造
方法を提供することである。
【００１１】
【課題を解決するための手段】この発明の第１の局面に
おいては、ＴｉＮと、Ｂを固溶したＮｉ3 Ａｌと、を含
む焼結硬質合金の製造方法であって、粒径が１μｍ以上
５００μｍ以下であって、Ｔｉ、Ａｌ、ＮｉおよびＢを
含む合金の粉末を、４００℃以上２０００℃以下の温度
で窒素と反応させて、前記合金粉末の粒子の内部にま
で、ＴｉＮ粒子を析出させる工程を備え、この工程にお
いて、合金粉末の粒子中のＡｌ、Ｎｉ、ＢはＢを固溶し
たＮｉ3 Ａｌとなり、さらに、内部にまでＴｉＮ粒子が
析出した合金粉末をプレス成形し、焼結する工程を備え
ている。
おいては、ＴｉＮと、Ｂを固溶したＮｉ3 Ａｌと、を含
む焼結硬質合金の製造方法であって、粒径が１μｍ以上
５００μｍ以下であって、Ｔｉ、Ａｌ、ＮｉおよびＢを
含む合金の粉末を、４００℃以上２０００℃以下の温度
で窒素と反応させて、前記合金粉末の粒子の内部にま
で、ＴｉＮ粒子を析出させる工程を備え、この工程にお
いて、合金粉末の粒子中のＡｌ、Ｎｉ、ＢはＢを固溶し
たＮｉ3 Ａｌとなり、さらに、内部にまでＴｉＮ粒子が
析出した合金粉末をプレス成形し、焼結する工程を備え
ている。
【００１２】この発明の第２の局面においては、ＴｉＮ
と、Ｂを固溶したＮｉ3 Ａｌと、を含む焼結硬質合金に
おいて、ＴｉＮの粒径を０．０２μｍ以上０．５μｍ以
下にし、Ｎｉ3 Ａｌの粒径を０．５μｍ以上５０μｍ以
下にしている。
と、Ｂを固溶したＮｉ3 Ａｌと、を含む焼結硬質合金に
おいて、ＴｉＮの粒径を０．０２μｍ以上０．５μｍ以
下にし、Ｎｉ3 Ａｌの粒径を０．５μｍ以上５０μｍ以
下にしている。
【００１３】
【作用】この発明によれば、Ｎｉ3 Ａｌの含有量が多く
なっても焼結硬質合金の靭性が良好なのは次の理由から
である。Ｔｉ、Ａｌ、ＮｉおよびＢを含む合金の粉末を
窒素と反応させて、合金粉末の粒子の内部にまでＴｉＮ
粒子を析出させている。この工程において、合金粉末の
粒子中のＡｌ、Ｎｉ、ＢはＢを固溶したＮｉ3 Ａｌ粒子
となる。Ｎｉ3 Ａｌ粒子はＴｉＮ粒子が原因で結晶成長
が進まず微細な結晶粒子となる。Ｎｉ3 Ａｌ粒子が微細
なので、焼結硬質合金の靭性を良好にすることができ
る。
なっても焼結硬質合金の靭性が良好なのは次の理由から
である。Ｔｉ、Ａｌ、ＮｉおよびＢを含む合金の粉末を
窒素と反応させて、合金粉末の粒子の内部にまでＴｉＮ
粒子を析出させている。この工程において、合金粉末の
粒子中のＡｌ、Ｎｉ、ＢはＢを固溶したＮｉ3 Ａｌ粒子
となる。Ｎｉ3 Ａｌ粒子はＴｉＮ粒子が原因で結晶成長
が進まず微細な結晶粒子となる。Ｎｉ3 Ａｌ粒子が微細
なので、焼結硬質合金の靭性を良好にすることができ
る。
【００１４】また、Ｎｉ3 Ａｌが微細だと焼結硬質合金
の加工性を飛躍的に向上させることができる。Ｎｉ3 Ａ
ｌに固溶したＢも焼結硬質合金の加工性向上に寄与して
いる。
の加工性を飛躍的に向上させることができる。Ｎｉ3 Ａ
ｌに固溶したＢも焼結硬質合金の加工性向上に寄与して
いる。
【００１５】また、Ｔｉを窒化時に、ＴｉＮにＢを固溶
したＮｉ3 Ａｌが結合するので緻密な焼結硬質合金を得
ることができる。
したＮｉ3 Ａｌが結合するので緻密な焼結硬質合金を得
ることができる。
【００１６】さらに先程説明した加工性のよさが焼結時
にも効果を奏し、緻密な焼結硬質合金が得られる。
にも効果を奏し、緻密な焼結硬質合金が得られる。
【００１７】本発明に適用できる焼結方法としては、真
空焼結、ホットプレス、ＨＩＰ、シンターＨＩＰ等があ
る。
空焼結、ホットプレス、ＨＩＰ、シンターＨＩＰ等があ
る。
【００１８】次に、数値限定の理由を説明する。窒化前
の合金粉末は活性であり、合金粉末の表面が酸化されや
すい。窒化前の合金粉末の粒径が１μｍ未満だと、Ｔｉ
Ｎ形成に供されるＴｉの量が少なくなる。また、窒化前
の合金粉末の粒径が５００μｍを越えると、合金粉末の
粒子の内部まで窒化できず、すべてのＴｉをＴｉＮにで
きない。
の合金粉末は活性であり、合金粉末の表面が酸化されや
すい。窒化前の合金粉末の粒径が１μｍ未満だと、Ｔｉ
Ｎ形成に供されるＴｉの量が少なくなる。また、窒化前
の合金粉末の粒径が５００μｍを越えると、合金粉末の
粒子の内部まで窒化できず、すべてのＴｉをＴｉＮにで
きない。
【００１９】窒化温度が４００℃未満では、窒化前の合
金粉末の粒子の内部まで窒化できない。窒化温度が２０
００℃を越えると、ＴｉＮの粒径が大きくなる。ＴｉＮ
の粒径が大きくなると、Ｎｉ3 Ａｌの粒径も大きくな
り、これにより焼結硬質合金の靭性が低下する。
金粉末の粒子の内部まで窒化できない。窒化温度が２０
００℃を越えると、ＴｉＮの粒径が大きくなる。ＴｉＮ
の粒径が大きくなると、Ｎｉ3 Ａｌの粒径も大きくな
り、これにより焼結硬質合金の靭性が低下する。
【００２０】ＴｉＮの粒径が０．０２μｍ未満だと耐磨
耗性を十分に発揮できない。また、ＴｉＮの粒径が０，
５μｍを越えると、靭性が低下するとともにＮｉ3Ａｌ
の粒径が大きくなる。
耗性を十分に発揮できない。また、ＴｉＮの粒径が０，
５μｍを越えると、靭性が低下するとともにＮｉ3Ａｌ
の粒径が大きくなる。
【００２１】Ｎｉ3 Ａｌの粒径が０．５μｍ未満だと、
延性が高すぎて切削中工具変形が大きくなる。Ｎｉ3 Ａ
ｌの粒径が５０μｍを越えると高温条件下におけるＮｉ
3 Ａｌの引張延性の値が不十分な値となる。
延性が高すぎて切削中工具変形が大きくなる。Ｎｉ3 Ａ
ｌの粒径が５０μｍを越えると高温条件下におけるＮｉ
3 Ａｌの引張延性の値が不十分な値となる。
【００２２】なお、低温プラズマを用いて窒化すると、
低温でも合金粉末の粒子の内部まで十分窒化でき、しか
も窒化速度を上げることができる。これにより、ＴｉＮ
の微細析出が可能となり、また処理コストの低減を図れ
る。
低温でも合金粉末の粒子の内部まで十分窒化でき、しか
も窒化速度を上げることができる。これにより、ＴｉＮ
の微細析出が可能となり、また処理コストの低減を図れ
る。
【００２３】
【実施例】Ｔｉ：５９．５、Ｎｉ：３０、Ａｌ：１０、
Ｂ：０．５（以上原子％）の組成の合金粉末（平均粒径
１０μｍ）をステンレス製のケースに入れ、そのケース
を窒化炉に入れた。窒化炉内を６００℃まで加熱し、そ
の状態で窒素ガスを窒化炉に導入した。その際、ケース
とケースの上に配置した電極との間に高周波を印加し、
合金粉末全体がプラズマ中に入るようにすると同時に、
ケースを振動させ合金粉末を流動させた。
Ｂ：０．５（以上原子％）の組成の合金粉末（平均粒径
１０μｍ）をステンレス製のケースに入れ、そのケース
を窒化炉に入れた。窒化炉内を６００℃まで加熱し、そ
の状態で窒素ガスを窒化炉に導入した。その際、ケース
とケースの上に配置した電極との間に高周波を印加し、
合金粉末全体がプラズマ中に入るようにすると同時に、
ケースを振動させ合金粉末を流動させた。
【００２４】得られた窒化粉末をＸ線回折にかけたとこ
ろ、ＴｉＮとＮｉ3 Ａｌのピークが確認できた。
ろ、ＴｉＮとＮｉ3 Ａｌのピークが確認できた。
【００２５】この窒化粉末を加圧成形し、シンターＨＩ
Ｐ炉内に入れ、１５５０℃、１００気圧（Ａｒ）の条件
下で焼結を行なった。得られた焼結硬質合金の組織を見
たところ、０．１μｍのＴｉＮが微細に析出しているこ
とが認められた。焼結硬質合金の組織の模式図を図１に
示す。１がＮｉ3 Ａｌであり、３がＴｉＮである。
Ｐ炉内に入れ、１５５０℃、１００気圧（Ａｒ）の条件
下で焼結を行なった。得られた焼結硬質合金の組織を見
たところ、０．１μｍのＴｉＮが微細に析出しているこ
とが認められた。焼結硬質合金の組織の模式図を図１に
示す。１がＮｉ3 Ａｌであり、３がＴｉＮである。
【００２６】この焼結硬質合金について靭性の評価方法
の１つである抗折力の測定を行なった。室温時は１５０
Ｋｇ／ｍｍ2 となった。この値は切削工具として十分機
能する値である。１０００℃の抗折力は１３５Ｋｇ／ｍ
ｍ2 となった。したがって高温時でも抗折力はあまり低
下しないことがわかった。
の１つである抗折力の測定を行なった。室温時は１５０
Ｋｇ／ｍｍ2 となった。この値は切削工具として十分機
能する値である。１０００℃の抗折力は１３５Ｋｇ／ｍ
ｍ2 となった。したがって高温時でも抗折力はあまり低
下しないことがわかった。
【００２７】
【発明の効果】この発明の第１の局面においては、靭性
が良好でかつ耐熱性に優れた焼結硬質合金を製造するこ
とができる。したがって従来では不可能であったような
高速切削や高送り切削といった、工具刃先の温度が著し
く上昇する条件下での切削が可能となり、加工能率の向
上に大きく寄与できる。
が良好でかつ耐熱性に優れた焼結硬質合金を製造するこ
とができる。したがって従来では不可能であったような
高速切削や高送り切削といった、工具刃先の温度が著し
く上昇する条件下での切削が可能となり、加工能率の向
上に大きく寄与できる。
【００２８】この発明の第２の局面においては靭性が良
好でかつ耐熱性に優れた焼結硬質合金となる。
好でかつ耐熱性に優れた焼結硬質合金となる。
【図１】この発明の一実施例によって得られた焼結硬質
合金の組織の模式図である。
合金の組織の模式図である。
１ ＴｉＮの粒子 ３ Ｎｉ3 Ａｌの粒子
Claims (3)
- 【請求項１】 ＴｉＮと、Ｂを固溶したＮｉ3 Ａｌと、
を含む焼結硬質合金の製造方法であって、 粒径が１μｍ以上５００μｍ以下であって、Ｔｉ、Ａ
ｌ、ＮｉおよびＢを含む合金の粉末を、４００℃以上２
０００℃以下の温度で窒素と反応させて、前記合金粉末
の粒子の内部にまでＴｉＮ粒子を析出させる工程を備
え、 前記工程において、前記合金粉末の粒子中のＡｌ、Ｎ
ｉ、Ｂは、Ｂを固溶したＮｉ3 Ａｌ粒子となり、 さらに、 内部にまでＴｉＮ粒子が析出した前記合金粉末をプレス
成形し、焼結する工程を備えた、焼結硬質合金の製造方
法。 - 【請求項２】 前記合金粉末と前記窒素との反応を低温
プラズマ中で行なう、請求項１に記載の焼結硬質合金の
製造方法。 - 【請求項３】 ＴｉＮと、Ｂを固溶したＮｉ3 Ａｌと、
を含む焼結硬質合金であって、 ＴｉＮの粒径が０．０２μｍ以上０．５μｍ以下であ
り、Ｎｉ3 Ａｌの粒径が０．５μｍ以上５０μｍ以下で
ある焼結硬質合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4109954A JPH05302134A (ja) | 1992-04-28 | 1992-04-28 | 焼結硬質合金およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4109954A JPH05302134A (ja) | 1992-04-28 | 1992-04-28 | 焼結硬質合金およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05302134A true JPH05302134A (ja) | 1993-11-16 |
Family
ID=14523348
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4109954A Withdrawn JPH05302134A (ja) | 1992-04-28 | 1992-04-28 | 焼結硬質合金およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05302134A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100365153C (zh) * | 2005-12-01 | 2008-01-30 | 哈尔滨工业大学 | 原位自生增强Ni3Al复合材料及其制备方法 |
| US9191864B2 (en) | 2010-04-06 | 2015-11-17 | Alcatel Lucent | Network node control for facilitating relocation |
-
1992
- 1992-04-28 JP JP4109954A patent/JPH05302134A/ja not_active Withdrawn
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100365153C (zh) * | 2005-12-01 | 2008-01-30 | 哈尔滨工业大学 | 原位自生增强Ni3Al复合材料及其制备方法 |
| US9191864B2 (en) | 2010-04-06 | 2015-11-17 | Alcatel Lucent | Network node control for facilitating relocation |
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