JPH06172912A - 強靱性超硬合金 - Google Patents
強靱性超硬合金Info
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- JPH06172912A JPH06172912A JP43A JP35156192A JPH06172912A JP H06172912 A JPH06172912 A JP H06172912A JP 43 A JP43 A JP 43A JP 35156192 A JP35156192 A JP 35156192A JP H06172912 A JPH06172912 A JP H06172912A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】耐チッピング性に優れた強靱性超硬合金を提供
する。 【構成】重量％でＣｏが５〜１５％、ＴｉＣまたはＴｉ
ＣとＭＣが３〜５０％（ただしＭはＴａおよび／または
Ｎｂ）、残部がＷＣおよび不可避不純物からなる組成を
有する超硬合金であって、合金組織上全ＷＣ粒子相数に
対する未粒成長ＷＣ粒子相（α１相）数の比が３０〜９
５％であるようにした。
する。 【構成】重量％でＣｏが５〜１５％、ＴｉＣまたはＴｉ
ＣとＭＣが３〜５０％（ただしＭはＴａおよび／または
Ｎｂ）、残部がＷＣおよび不可避不純物からなる組成を
有する超硬合金であって、合金組織上全ＷＣ粒子相数に
対する未粒成長ＷＣ粒子相（α１相）数の比が３０〜９
５％であるようにした。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、切削工具などに使用し
た際に優れた靱性を発揮する超硬合金に関するものであ
る。
た際に優れた靱性を発揮する超硬合金に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】ＷＣ基超硬合金は、耐摩耗性などに優れ
るために切削工具材料としても幅広く使用されている。
中でもＷＣ−Ｃｏ合金は特に優れた特性を有するが、連
続切屑を生じる鋼の切削時には工具すくい面が大きく摩
耗（所謂クレータ摩耗）し、工具寿命が著しく短くな
る。そこで、このクレータ摩耗を抑えるために、耐酸化
性に優れたＴｉＣを含む固溶体炭化物を添加した合金が
使用されている。
るために切削工具材料としても幅広く使用されている。
中でもＷＣ−Ｃｏ合金は特に優れた特性を有するが、連
続切屑を生じる鋼の切削時には工具すくい面が大きく摩
耗（所謂クレータ摩耗）し、工具寿命が著しく短くな
る。そこで、このクレータ摩耗を抑えるために、耐酸化
性に優れたＴｉＣを含む固溶体炭化物を添加した合金が
使用されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】ところが、このＷＣ−
Ｃｏ合金にＴｉＣを含む固溶体炭化物（β固溶体と呼ば
れる）を含有させると、鈴木 壽 編著「超硬合金と焼
結硬質」、昭和６１年２月２０、丸善株式会社発行、第
１３２頁に図示されている（これを図１として示した）
ように、超硬合金の抗折力、すなわち強度が低下する傾
向にある。そのため、本系合金をドリルなど特に高負荷
の過酷な条件下で使用すると、刃先にチッピングと呼ば
れる欠けが生じやすく、該チッピングにより切削抵抗が
増大して場合によっては切削工具が破損するなどの問題
があった。本発明は、上記課題を解決するために、耐チ
ッピング性に優れた強靱性超硬合金を提供することを目
的とする。
Ｃｏ合金にＴｉＣを含む固溶体炭化物（β固溶体と呼ば
れる）を含有させると、鈴木 壽 編著「超硬合金と焼
結硬質」、昭和６１年２月２０、丸善株式会社発行、第
１３２頁に図示されている（これを図１として示した）
ように、超硬合金の抗折力、すなわち強度が低下する傾
向にある。そのため、本系合金をドリルなど特に高負荷
の過酷な条件下で使用すると、刃先にチッピングと呼ば
れる欠けが生じやすく、該チッピングにより切削抵抗が
増大して場合によっては切削工具が破損するなどの問題
があった。本発明は、上記課題を解決するために、耐チ
ッピング性に優れた強靱性超硬合金を提供することを目
的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】超硬合金は、粉末状の硬
質炭化物とＣｏを所定量配合して粉砕混合し、圧粉成形
して高温で焼結するという、所謂粉末冶金法により製造
される。また、硬質成分の主体となるＷＣ相は結晶学的
には六方晶なので、焼結工程でＣｏの液相を介した溶解
析出プロセスにより粒成長すると三角柱状に結晶化が進
み、粒子が角張った形状となる。このような粒成長して
角張ったＷＣ相はα２相と呼ばれる。これに対し粒成長
による結晶化が抑制されて粉砕状態の丸みを帯びた不規
則形状を保つＷＣ相はα１相と呼ばれる。
質炭化物とＣｏを所定量配合して粉砕混合し、圧粉成形
して高温で焼結するという、所謂粉末冶金法により製造
される。また、硬質成分の主体となるＷＣ相は結晶学的
には六方晶なので、焼結工程でＣｏの液相を介した溶解
析出プロセスにより粒成長すると三角柱状に結晶化が進
み、粒子が角張った形状となる。このような粒成長して
角張ったＷＣ相はα２相と呼ばれる。これに対し粒成長
による結晶化が抑制されて粉砕状態の丸みを帯びた不規
則形状を保つＷＣ相はα１相と呼ばれる。
【０００５】この未粒成長ＷＣ粒子（α１相）と粒成長
ＷＣ粒子相（α２相）は、光学顕微鏡または電子顕微鏡
による合金組織写真において、ＷＣ相粒子の形状が主と
して直線で構成された幾何学的形状すなわち角張ってい
る形状である（α２相）か、それとも主として曲線で構
成された形状すなわち丸みを帯びた形状である（α１
相）かで判別することができる。超硬合金は、一般に焼
結が不十分になると合金内に巣が発生する危険があるた
めに、焼結は充分に行う必要があるが、焼結が過剰にな
るとＷＣ粒は粒成長して角張ったα２相が多くなる。
ＷＣ粒子相（α２相）は、光学顕微鏡または電子顕微鏡
による合金組織写真において、ＷＣ相粒子の形状が主と
して直線で構成された幾何学的形状すなわち角張ってい
る形状である（α２相）か、それとも主として曲線で構
成された形状すなわち丸みを帯びた形状である（α１
相）かで判別することができる。超硬合金は、一般に焼
結が不十分になると合金内に巣が発生する危険があるた
めに、焼結は充分に行う必要があるが、焼結が過剰にな
るとＷＣ粒は粒成長して角張ったα２相が多くなる。
【０００６】ところで、図２はKeneth J.A.Brookes編
著，Ｗｏｒｌｄ Ｄｉｒｅｃｔｏｒｙａｎｄ Ｈａｎｄ
ｂｏｏｋ ｏｆ ＨＡＲＤＭＥＴＡＬＳ，１９８７年
（昭和６２年）に英国Ｉｎｔｅｒａｎａｔｉｏｎａｌ
Ｃａｒｂｉｄｅ Ｄａｔａ社発行， 第４版、第５１頁
に記載されたＦｉｇｕｒｅ ３．６（図２として示す）
であり、ＴｉＣを含む固溶炭化物を含有する超硬合金の
典型的な組織例として示される顕微鏡組織写真である
が、ここで見られるＷＣ相粒子は、皆角張っており、α
２相であることは明瞭である。このことからも、従来は
本系合金のＷＣ相粒子形状については何ら注意が払われ
ず、角張ったα２相の多い合金が大半であったと言え
る。
著，Ｗｏｒｌｄ Ｄｉｒｅｃｔｏｒｙａｎｄ Ｈａｎｄ
ｂｏｏｋ ｏｆ ＨＡＲＤＭＥＴＡＬＳ，１９８７年
（昭和６２年）に英国Ｉｎｔｅｒａｎａｔｉｏｎａｌ
Ｃａｒｂｉｄｅ Ｄａｔａ社発行， 第４版、第５１頁
に記載されたＦｉｇｕｒｅ ３．６（図２として示す）
であり、ＴｉＣを含む固溶炭化物を含有する超硬合金の
典型的な組織例として示される顕微鏡組織写真である
が、ここで見られるＷＣ相粒子は、皆角張っており、α
２相であることは明瞭である。このことからも、従来は
本系合金のＷＣ相粒子形状については何ら注意が払われ
ず、角張ったα２相の多い合金が大半であったと言え
る。
【０００７】これに対し、本発明はＴｉＣを含むＷＣ基
超硬合金のこのＷＣ相の粒子形状と合金特性、特に靱性
との関係に着目して種々の研究を重ねた結果、ＷＣの２
α相が少なくてＷＣ相粒子形状が丸みを帯びた合金は、
α２相が多くＷＣ相粒子形状が角張っている合金より靱
性が優れるという、従来知られていなかった新しい知見
に基づいてなされたものである。
超硬合金のこのＷＣ相の粒子形状と合金特性、特に靱性
との関係に着目して種々の研究を重ねた結果、ＷＣの２
α相が少なくてＷＣ相粒子形状が丸みを帯びた合金は、
α２相が多くＷＣ相粒子形状が角張っている合金より靱
性が優れるという、従来知られていなかった新しい知見
に基づいてなされたものである。
【０００８】そこで、本発明に係る超硬合金は、重量％
でＣｏが５〜１５％、ＴｉＣまたはＴｉＣとＭＣが３〜
５０％（ただしＭはＴａおよび／またはＮｂ）、残部が
ＷＣおよび不可避不純物からなる組成を有する超硬合金
であって、合金組織上全ＷＣ粒子相数に対する未粒成長
ＷＣ粒子相（α１相）数の比が３０〜９５％であるよう
にしたものであり、かくて靱性が優れ、ドリルなどで使
用した際にも耐チッピング性が抜群で折損も発生しない
のである。
でＣｏが５〜１５％、ＴｉＣまたはＴｉＣとＭＣが３〜
５０％（ただしＭはＴａおよび／またはＮｂ）、残部が
ＷＣおよび不可避不純物からなる組成を有する超硬合金
であって、合金組織上全ＷＣ粒子相数に対する未粒成長
ＷＣ粒子相（α１相）数の比が３０〜９５％であるよう
にしたものであり、かくて靱性が優れ、ドリルなどで使
用した際にも耐チッピング性が抜群で折損も発生しない
のである。
【０００９】合金組織上全ＷＣ粒子相数に対する未粒成
長ＷＣ相（α１相）の数の比を３０〜９５％に制御する
には、焼結時のＷＣ粒成長をなるべく抑制する必要があ
るが、その手段としては、合金中の炭素含有量を低炭素
状態にする、原料粉砕強度を抑えて混砕混合後の粉体表
面の活性度を落とす、焼結条件を低温・短時間にするな
どの方法があるが、これらの方法を単独または組合せて
用いることにより本発明合金を得ることが可能である。
ただしいずれの場合も、η相、遊離炭素などの超硬合金
にとって有害な相が出現したり、未焼結により特性劣化
が生じたりしてはならないことはもちろんである。
長ＷＣ相（α１相）の数の比を３０〜９５％に制御する
には、焼結時のＷＣ粒成長をなるべく抑制する必要があ
るが、その手段としては、合金中の炭素含有量を低炭素
状態にする、原料粉砕強度を抑えて混砕混合後の粉体表
面の活性度を落とす、焼結条件を低温・短時間にするな
どの方法があるが、これらの方法を単独または組合せて
用いることにより本発明合金を得ることが可能である。
ただしいずれの場合も、η相、遊離炭素などの超硬合金
にとって有害な相が出現したり、未焼結により特性劣化
が生じたりしてはならないことはもちろんである。
【００１０】次に成分組成を上記のように限定した理由
を説明する。 （１）Ｃｏ Ｃｏが５％未満では靱性を確保することができず、１５
％を越えると耐摩耗性が低下して鋼を切削する工具など
としての使用に適さなくなるからである。 （２）ＴｉＣ、ＴａＣ、ＮｂＣ その含有量が３％未満ではとくに鋼を切削する工具など
の材料として必要な耐クレータ摩耗性が不足し、５０％
を越えると靱性の低下が著しいからである。 （３）α１相粒子数の全ＷＣ相粒子数に対する比率 α１相粒子数の比率が３０％以下では靱性の向上は不十
分であり、９５％以上では焼結が不十分の状態でやはり
靱性が不足するからである。
を説明する。 （１）Ｃｏ Ｃｏが５％未満では靱性を確保することができず、１５
％を越えると耐摩耗性が低下して鋼を切削する工具など
としての使用に適さなくなるからである。 （２）ＴｉＣ、ＴａＣ、ＮｂＣ その含有量が３％未満ではとくに鋼を切削する工具など
の材料として必要な耐クレータ摩耗性が不足し、５０％
を越えると靱性の低下が著しいからである。 （３）α１相粒子数の全ＷＣ相粒子数に対する比率 α１相粒子数の比率が３０％以下では靱性の向上は不十
分であり、９５％以上では焼結が不十分の状態でやはり
靱性が不足するからである。
【００１１】
【実施例】以下に、本発明の内容を実施例により説明す
る。 （実施例１）原料粉末として平均粒度５μｍのＷＣ粉
末、同１．５μｍの（Ｗ，Ｔｉ）Ｃ固溶体粉末（ただし
ＷＣ／ＴｉＣ比７０／３０）、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末
および同１μｍのＣｏ粉末を、最終的に表１に示す組成
になるように配合し、アセトンを溶媒としてボール・ミ
ルで混合粉砕後、溶媒を乾燥した。これに成形助剤とし
てパラフィンワックスを重量で１％添加し、乾式ＣＩＰ
（冷間静水圧プレス）により丸棒状に成形した。この成
形体を脱ワックス処理して、７５０℃×１時間の中間焼
結後若干の成形加工を行い、さらに真空焼結して焼結体
とした。ここで、ボール・ミル時間、合金の炭素含有
量、焼結温度および焼結時間は表２に示すように変化さ
せ、未粒成長ＷＣ相粒子（α１相）の数の比率が本発明
の範囲にある合金金（Ｎｏ．１〜３）α１相の比率が本
発明とは異なる比較合金（Ｎｏ．４〜６）を作成した。
る。 （実施例１）原料粉末として平均粒度５μｍのＷＣ粉
末、同１．５μｍの（Ｗ，Ｔｉ）Ｃ固溶体粉末（ただし
ＷＣ／ＴｉＣ比７０／３０）、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末
および同１μｍのＣｏ粉末を、最終的に表１に示す組成
になるように配合し、アセトンを溶媒としてボール・ミ
ルで混合粉砕後、溶媒を乾燥した。これに成形助剤とし
てパラフィンワックスを重量で１％添加し、乾式ＣＩＰ
（冷間静水圧プレス）により丸棒状に成形した。この成
形体を脱ワックス処理して、７５０℃×１時間の中間焼
結後若干の成形加工を行い、さらに真空焼結して焼結体
とした。ここで、ボール・ミル時間、合金の炭素含有
量、焼結温度および焼結時間は表２に示すように変化さ
せ、未粒成長ＷＣ相粒子（α１相）の数の比率が本発明
の範囲にある合金金（Ｎｏ．１〜３）α１相の比率が本
発明とは異なる比較合金（Ｎｏ．４〜６）を作成した。
【００１２】
【表１】
【００１３】
【表２】
【００１４】得られた丸棒焼結体は、ダイヤモンド砥石
によりドリル形状に加工した後、ＰＶＤ法でＴｉＣＮコ
ーティングを施して表３に示すドリル穴あけテストを行
った。得られた合金のＷＣ相粒子形状とドリル穴あけテ
ストの結果を表４に示す。ＷＣ相粒子形状の例として、
本発明合金（Ｎｏ．１）と比較合金（Ｎｏ．４）の電子
顕微鏡による合金組織写真（倍率４０００倍）を図３お
よび図４にそれぞれ示した。写真中白い相がＷＣ相であ
るが、本発明合金（図３）の場合ＷＣ相の輪郭が曲線が
多く丸みを帯びているのに対し、比較合金（図４）は輪
郭が直線的で構成され幾何学的で角張っていることが明
瞭である。このＷＣ相粒子の形状の差が性能に決定的な
違いをもたらす。すなわち表４に示すとおり、本発明合
金のドリル寿命（穴あけ個数）はいずれも1600個以上と
長いのに対し、比較合金は組成が同じであるにもかかわ
らず寿命は明らかに短い。
によりドリル形状に加工した後、ＰＶＤ法でＴｉＣＮコ
ーティングを施して表３に示すドリル穴あけテストを行
った。得られた合金のＷＣ相粒子形状とドリル穴あけテ
ストの結果を表４に示す。ＷＣ相粒子形状の例として、
本発明合金（Ｎｏ．１）と比較合金（Ｎｏ．４）の電子
顕微鏡による合金組織写真（倍率４０００倍）を図３お
よび図４にそれぞれ示した。写真中白い相がＷＣ相であ
るが、本発明合金（図３）の場合ＷＣ相の輪郭が曲線が
多く丸みを帯びているのに対し、比較合金（図４）は輪
郭が直線的で構成され幾何学的で角張っていることが明
瞭である。このＷＣ相粒子の形状の差が性能に決定的な
違いをもたらす。すなわち表４に示すとおり、本発明合
金のドリル寿命（穴あけ個数）はいずれも1600個以上と
長いのに対し、比較合金は組成が同じであるにもかかわ
らず寿命は明らかに短い。
【００１５】
【表３】
【００１６】
【表４】
【００１７】（実施例２）成分組成の影響をみるため
に、実施例１で用いたものと同じ原料粉末を用いて表５
に示す組成および製造条件で、本発明組成域の合金（Ｎ
ｏ．７〜１０）と組成域のはずれる比較合金（Ｎｏ．１
１〜１３）を作成し、やはりドリル穴あけテストを行っ
た。製造方法およびドリル穴あけテスト条件は実施例１
と同じである。結果は表第６表に示すごとく、ＷＣ相粒
子形状は丸みを帯びているものの組成域が本発明をはず
れる比較合金は寿命が極端に短く、本発明が対象として
いる切削工具などとしての使用には不適であることがわ
かる。
に、実施例１で用いたものと同じ原料粉末を用いて表５
に示す組成および製造条件で、本発明組成域の合金（Ｎ
ｏ．７〜１０）と組成域のはずれる比較合金（Ｎｏ．１
１〜１３）を作成し、やはりドリル穴あけテストを行っ
た。製造方法およびドリル穴あけテスト条件は実施例１
と同じである。結果は表第６表に示すごとく、ＷＣ相粒
子形状は丸みを帯びているものの組成域が本発明をはず
れる比較合金は寿命が極端に短く、本発明が対象として
いる切削工具などとしての使用には不適であることがわ
かる。
【００１８】
【表５】
【００１９】
【表６】
【００２０】
【発明の効果】本発明は、上述のように、従来は全く顧
みられていなかったＴｉＣを含むＷＣ基超硬合金のＷＣ
相粒子形状を、本発明のごとく丸みを帯びた状態に制御
することにより従来合金に比べ靱性が格段に向上し、鋼
の穴あけ加工用ドリルとして用いた場合にも安定した寿
命が得られる。さらに本発明合金は特に靱性が要求され
る鋼の断続旋削、フライス切削用スローアウェイチップ
などにも好適である。
みられていなかったＴｉＣを含むＷＣ基超硬合金のＷＣ
相粒子形状を、本発明のごとく丸みを帯びた状態に制御
することにより従来合金に比べ靱性が格段に向上し、鋼
の穴あけ加工用ドリルとして用いた場合にも安定した寿
命が得られる。さらに本発明合金は特に靱性が要求され
る鋼の断続旋削、フライス切削用スローアウェイチップ
などにも好適である。
【図１】ＷＣ基超硬合金にＴｉＣを含む固溶体炭化物を
添加した場合の抗折力の変化を示すグラフである。
添加した場合の抗折力の変化を示すグラフである。
【図２】ＴｉＣを含む固溶体炭化物を含有する超硬合金
の典型的な顕微鏡組織写真である。
の典型的な顕微鏡組織写真である。
【図３】本発明に係る超硬合金の電子顕微鏡による組織
写真である。
写真である。
【図４】比較超硬合金の電子顕微鏡による組織写真であ
る。
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 村上 浩章 富山県富山市石金20番地 株式会社不二越 内
Claims (1)
- 【請求項１】重量％でＣｏが５〜１５％、ＴｉＣまたは
ＴｉＣとＭＣが３〜５０％（ただしＭはＴａおよび／ま
たはＮｂ）、残部がＷＣおよび不可避不純物からなる組
成を有する超硬合金において、合金組織上全ＷＣ粒子相
数に対する未粒成長ＷＣ粒子相（α１相）数の比が３０
〜９５％であることを特徴とする強靱性超硬合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP43A JPH06172912A (ja) | 1992-12-09 | 1992-12-09 | 強靱性超硬合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP43A JPH06172912A (ja) | 1992-12-09 | 1992-12-09 | 強靱性超硬合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06172912A true JPH06172912A (ja) | 1994-06-21 |
Family
ID=18418119
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP43A Withdrawn JPH06172912A (ja) | 1992-12-09 | 1992-12-09 | 強靱性超硬合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06172912A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102994853A (zh) * | 2012-11-30 | 2013-03-27 | 株洲普瑞克硬质合金有限公司 | 一种硬质合金原料、切削工具硬质合金及其制备方法 |
| JP2024543099A (ja) * | 2021-11-20 | 2024-11-19 | ハイペリオン マテリアルズ アンド テクノロジーズ インコーポレイテッド | 改善された超硬合金 |
-
1992
- 1992-12-09 JP JP43A patent/JPH06172912A/ja not_active Withdrawn
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102994853A (zh) * | 2012-11-30 | 2013-03-27 | 株洲普瑞克硬质合金有限公司 | 一种硬质合金原料、切削工具硬质合金及其制备方法 |
| JP2024543099A (ja) * | 2021-11-20 | 2024-11-19 | ハイペリオン マテリアルズ アンド テクノロジーズ インコーポレイテッド | 改善された超硬合金 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20000307 |