JPS58130245A - 高温特性のすぐれた切削工具用焼結材料およびその製造法 - Google Patents
高温特性のすぐれた切削工具用焼結材料およびその製造法Info
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- JPS58130245A JPS58130245A JP57012639A JP1263982A JPS58130245A JP S58130245 A JPS58130245 A JP S58130245A JP 57012639 A JP57012639 A JP 57012639A JP 1263982 A JP1263982 A JP 1263982A JP S58130245 A JPS58130245 A JP S58130245A
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- cutting
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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】
この発明は、すぐれた高温特性を有し、特に高温特性が
要求される高速切削や高送り切削に切削工具として使用
した場合にすぐれた切削性能を発揮する焼結材料および
その製造法に関するものである。
要求される高速切削や高送り切削に切削工具として使用
した場合にすぐれた切削性能を発揮する焼結材料および
その製造法に関するものである。
一般に、鋼の切削加工に際して、切削速度を速くしたり
、送り量を多くしたシすると、切削工具の刃先温度が上
昇し、刃先が摩耗よりは、むしろ高温に原因する塑性変
形によって使用寿命に至る場合が多く、この傾向は、近
年の高速切削化および高能率切削化によって増々強くな
りつつある。
、送り量を多くしたシすると、切削工具の刃先温度が上
昇し、刃先が摩耗よりは、むしろ高温に原因する塑性変
形によって使用寿命に至る場合が多く、この傾向は、近
年の高速切削化および高能率切削化によって増々強くな
りつつある。
しかしながら、現在実用に供されている、分散相が主と
してＷ炭化物やＴ１炭化物で構成され、一方結合相が主
として鉄族金属で構成されている超硬合金やサーメット
は、刃先温度が１０００℃を越えると急激に軟化するよ
うになるだめに、これらの超硬合金やサーメットは勿論
のこと、これらの表面に硬質被覆層を形成した表面被覆
超硬合金や表面被覆サーメットにおいても、その使用条
件は刃先温度が１０００℃を若干上廻る程度に制限され
ている。一方、Ｍ酸化物を主成分とするセラミックは、
高温において高硬度とすぐれた耐酸化性を示すことから
、高速切削用の切削工具として実用に供されてはいるが
、その刃先は耐衝撃性に欠け、信頼性の不十分なもので
あるため、高速切削に際しては低い送り量で使用されて
いるのか現状である。
してＷ炭化物やＴ１炭化物で構成され、一方結合相が主
として鉄族金属で構成されている超硬合金やサーメット
は、刃先温度が１０００℃を越えると急激に軟化するよ
うになるだめに、これらの超硬合金やサーメットは勿論
のこと、これらの表面に硬質被覆層を形成した表面被覆
超硬合金や表面被覆サーメットにおいても、その使用条
件は刃先温度が１０００℃を若干上廻る程度に制限され
ている。一方、Ｍ酸化物を主成分とするセラミックは、
高温において高硬度とすぐれた耐酸化性を示すことから
、高速切削用の切削工具として実用に供されてはいるが
、その刃先は耐衝撃性に欠け、信頼性の不十分なもので
あるため、高速切削に際しては低い送り量で使用されて
いるのか現状である。
また、近年、高速切削や高送り切削用の切削工具材料と
して、ＷあるいはＭｏなどの高融点金属からなるマトリ
ックス中に、ＷおよびＴｉの炭化物を層状に分散させた
組織を有する鋳造合金（例えば米国特許第３，６９０．
９６２号明細書参照）が提案され、注目されたが、この
鋳造合金は、融点が２７００℃と著しく高く、シかも鋳
造合金であるために形状付与が困難であるばかシでなく
、耐酸化性および耐衝撃性も不十分であることから、広
く実用化されるには至っていない。
して、ＷあるいはＭｏなどの高融点金属からなるマトリ
ックス中に、ＷおよびＴｉの炭化物を層状に分散させた
組織を有する鋳造合金（例えば米国特許第３，６９０．
９６２号明細書参照）が提案され、注目されたが、この
鋳造合金は、融点が２７００℃と著しく高く、シかも鋳
造合金であるために形状付与が困難であるばかシでなく
、耐酸化性および耐衝撃性も不十分であることから、広
く実用化されるには至っていない。
そこで、本発明者等は、上述のような観点から、高速切
削や高送り切削が可能なすぐれた高温特性を有する切削
工具用材料、すなわち耐摩耗性、耐塑性変形性、耐酸化
性、および耐衝撃性にすぐれた切削工具を粉末冶金法を
用いて製造すべく研究を行なった結果、原料粉末として
、金属炭化物粉末、金属硼化物粉末、金属炭化物粉末、
およびＷ粉末を用意し、てれら原料粉末のうちの２種以
上を用いて所定の配合組成に配合し、通常の条件で混合
し、プレス成形し、ついでこの結果の圧粉体を、非酸化
性雰囲気中、温度：２０００−２７００℃の高温、すな
わち完全固溶体化温度で焼結し、この焼結温度から冷却
して温度：１０００〜１６００℃で化合物析出処理を行
ない、原子チで、Ｔｉ：５〜２４５％、ＺｒおよびＨｆ
のうちの１種または２種：５〜２０％、 ＮｂおよびＴ
ａのうちの１種または２種。５〜２０％、Ｃ：１５〜４
０％、Ｂ：ｌ〜１０チを含有し、残りがＷと不可避不純
物（ただしＷ：２０〜５５チ含有）からなる組成を有し
、かつ分散相が、ＴｉとＣ，ｌ！：Ｂとを主成分とする
化合物相と、ｚｒおよびＨｆのうちの１種または２種と
ＣとＢとを主成分とする化合物相との微細硬質相からな
り、一方結合相がＷを主成分とするＷ基合金からなる組
織を有する焼結合金を製造すると、この結果の焼結材料
は、すぐれた耐摩耗性、耐塑性変形性、耐酸化性、およ
び耐衝撃性を有し、したがってこれらの高温特性が要求
される高速切削や高速シ切削に切削工具として使用した
場合に著しくすぐれた切削性能を発揮するという知見を
得たのである。
削や高送り切削が可能なすぐれた高温特性を有する切削
工具用材料、すなわち耐摩耗性、耐塑性変形性、耐酸化
性、および耐衝撃性にすぐれた切削工具を粉末冶金法を
用いて製造すべく研究を行なった結果、原料粉末として
、金属炭化物粉末、金属硼化物粉末、金属炭化物粉末、
およびＷ粉末を用意し、てれら原料粉末のうちの２種以
上を用いて所定の配合組成に配合し、通常の条件で混合
し、プレス成形し、ついでこの結果の圧粉体を、非酸化
性雰囲気中、温度：２０００−２７００℃の高温、すな
わち完全固溶体化温度で焼結し、この焼結温度から冷却
して温度：１０００〜１６００℃で化合物析出処理を行
ない、原子チで、Ｔｉ：５〜２４５％、ＺｒおよびＨｆ
のうちの１種または２種：５〜２０％、 ＮｂおよびＴ
ａのうちの１種または２種。５〜２０％、Ｃ：１５〜４
０％、Ｂ：ｌ〜１０チを含有し、残りがＷと不可避不純
物（ただしＷ：２０〜５５チ含有）からなる組成を有し
、かつ分散相が、ＴｉとＣ，ｌ！：Ｂとを主成分とする
化合物相と、ｚｒおよびＨｆのうちの１種または２種と
ＣとＢとを主成分とする化合物相との微細硬質相からな
り、一方結合相がＷを主成分とするＷ基合金からなる組
織を有する焼結合金を製造すると、この結果の焼結材料
は、すぐれた耐摩耗性、耐塑性変形性、耐酸化性、およ
び耐衝撃性を有し、したがってこれらの高温特性が要求
される高速切削や高速シ切削に切削工具として使用した
場合に著しくすぐれた切削性能を発揮するという知見を
得たのである。
この発明は上記知見にもとづいてなされたものであって
、以下に材料の成分組成範囲および焼結温度を上記の通
シに限定した理由を説明する。
、以下に材料の成分組成範囲および焼結温度を上記の通
シに限定した理由を説明する。
（ａ） Ｔｉ
Ｔｉ成分は、素地中に微細な硬質相として分散するＴｉ
とＣとＢを主成分とする化合物相を形成して材料に高硬
度を付与せしめ、もって材料の耐摩耗性を向上させる作
用をもつが、その含有量が５チ未満では化合物析出処理
工程で所望の量の前記化合物を析出させることができず
、この結果所望の耐摩耗性を確保することができないも
のとなり、一方２５チを越えて含有させると相対的に結
合相に比して前記分散相を形成する化合物相が多くなり
すぎて材料の耐衝撃性が劣化するようになることから、
その含有量を５〜２５％と定めた。
とＣとＢを主成分とする化合物相を形成して材料に高硬
度を付与せしめ、もって材料の耐摩耗性を向上させる作
用をもつが、その含有量が５チ未満では化合物析出処理
工程で所望の量の前記化合物を析出させることができず
、この結果所望の耐摩耗性を確保することができないも
のとなり、一方２５チを越えて含有させると相対的に結
合相に比して前記分散相を形成する化合物相が多くなり
すぎて材料の耐衝撃性が劣化するようになることから、
その含有量を５〜２５％と定めた。
（ｂ） ＺｒおよびＨｆ
この両成分もＴｉと同様にＺｒおよびＨｆのうちの１種
または２種とＣとＢとを主成分とし、かつ素地中に微細
な硬質相として分散する化合物相を形成して材料の耐摩
耗性を向上させる作用をもつが、その含有量が５％未満
ではＴ１と同様に高硬度、すなわち高耐摩耗性を確保す
ることができず、一方２０％を越えて含有させると同様
に前記分散相を形成する化合物相が多くなりすぎ、材料
の耐衝撃性が劣化するようになることから、その含有量
を５〜２０％と定めた。
または２種とＣとＢとを主成分とし、かつ素地中に微細
な硬質相として分散する化合物相を形成して材料の耐摩
耗性を向上させる作用をもつが、その含有量が５％未満
ではＴ１と同様に高硬度、すなわち高耐摩耗性を確保す
ることができず、一方２０％を越えて含有させると同様
に前記分散相を形成する化合物相が多くなりすぎ、材料
の耐衝撃性が劣化するようになることから、その含有量
を５〜２０％と定めた。
（ｃ） ＮｂおよびＴａ
この両成分には、上記の２種の化合物相中に拡散し、か
つ素地に固溶して材料の耐酸化性を向上させる作用があ
るが、その含有量が５％未満では前記作用に所望の効果
が得られず、一方２０チを越えて含有させると、材料の
耐摩耗性に劣化傾向が現われるようになることから、そ
の含有１、七を５〜２０係と定めた。
つ素地に固溶して材料の耐酸化性を向上させる作用があ
るが、その含有量が５％未満では前記作用に所望の効果
が得られず、一方２０チを越えて含有させると、材料の
耐摩耗性に劣化傾向が現われるようになることから、そ
の含有１、七を５〜２０係と定めた。
（ａ） Ｃ
Ｃ成分には、上記のように２種の化合物相を形成し、材
料の耐摩耗性を向上させる作用があるが、その含有量が
１５％未満では硬質分散相の址が相対的に少なすぎて所
望の耐摩耗性を確保することができず、一方４０チを越
えて含有させると、結合相に対する前記化合物相の割合
が多くなりすぎて材料の耐衝撃性が劣化するようになる
ことから、その含有量を１５〜４０％と定めた。
料の耐摩耗性を向上させる作用があるが、その含有量が
１５％未満では硬質分散相の址が相対的に少なすぎて所
望の耐摩耗性を確保することができず、一方４０チを越
えて含有させると、結合相に対する前記化合物相の割合
が多くなりすぎて材料の耐衝撃性が劣化するようになる
ことから、その含有量を１５〜４０％と定めた。
（ｅ） Ｂ
Ｂ成分には、上記のように素地中に均一に分散する硬質
の化合物相をより硬化して材料の耐摩耗性を向上させる
作用があるが、その含有量が１％未満では所望の耐摩耗
性が得られず、一方１０％を越えて含有させると材料の
耐衝撃性が劣化するようになることから、その含有量を
１〜１０％と定めた。
の化合物相をより硬化して材料の耐摩耗性を向上させる
作用があるが、その含有量が１％未満では所望の耐摩耗
性が得られず、一方１０％を越えて含有させると材料の
耐衝撃性が劣化するようになることから、その含有量を
１〜１０％と定めた。
（ｆ） Ｗ
Ｗ成分は、その一部が上記の化合物相中に拡散するが、
残りの大部分は素地の結合相を構成し、この結合相は他
の合金成分が固溶したＷ基合金からなるので、材料はす
ぐれた耐塑性変形性、および耐衝撃性をもったものにな
る。しかし、その含有量が２０ｑ６未満では、相対的に
上記結合相の量が少なすぎて、特に耐衝撃性が劣化する
ようになり、一方５５％を越えて含有させると相対的に
分散相が少なくなりすぎて材料の耐摩耗性が低下するよ
うになることから、その含有量を２ｏ〜５５俤と定めた
。
残りの大部分は素地の結合相を構成し、この結合相は他
の合金成分が固溶したＷ基合金からなるので、材料はす
ぐれた耐塑性変形性、および耐衝撃性をもったものにな
る。しかし、その含有量が２０ｑ６未満では、相対的に
上記結合相の量が少なすぎて、特に耐衝撃性が劣化する
ようになり、一方５５％を越えて含有させると相対的に
分散相が少なくなりすぎて材料の耐摩耗性が低下するよ
うになることから、その含有量を２ｏ〜５５俤と定めた
。
なお、この発明の焼結材料は、不可避不純物として、Ｆ
ｅ、 Ｎｉ、 Ｇｏ、 Ｃｒ、 Ｍｏ、 Ｓ
ｉ、 Ａｌ、 および白金族金属（Ｐｔ 、 Ｐ
ｄ 、 Ｒｈ 、 Ｒｕ 、 工ｒ、Ｏｓ）のう
ちの１種または２種以上を含有しても、その合計含有量
が２％以下であれば、この焼結材料のもつ特性が何ら損
なわれるものではない。
ｅ、 Ｎｉ、 Ｇｏ、 Ｃｒ、 Ｍｏ、 Ｓ
ｉ、 Ａｌ、 および白金族金属（Ｐｔ 、 Ｐ
ｄ 、 Ｒｈ 、 Ｒｕ 、 工ｒ、Ｏｓ）のう
ちの１種または２種以上を含有しても、その合計含有量
が２％以下であれば、この焼結材料のもつ特性が何ら損
なわれるものではない。
（２）焼結温度
２０００℃未満の焼結温度では焼結時の組織が完全固溶
体とならず、この結果焼結後の化合物析出処理工程で、
Ｗ基合金素地に微細な硬質化合物相が均一に分散した組
織を得ることができず、この結果所望の耐摩耗性および
耐衝撃性を確保することができないものとなシ、一方２
７００℃を越えた焼結温度にすると、液相が出現するよ
うになって形状保持が困難となることから、焼結温度を
２０００〜２７００℃と定めた。
体とならず、この結果焼結後の化合物析出処理工程で、
Ｗ基合金素地に微細な硬質化合物相が均一に分散した組
織を得ることができず、この結果所望の耐摩耗性および
耐衝撃性を確保することができないものとなシ、一方２
７００℃を越えた焼結温度にすると、液相が出現するよ
うになって形状保持が困難となることから、焼結温度を
２０００〜２７００℃と定めた。
（ｈ） 化合物析出処理温度
その温度が１０００℃未満では、分解析出する化合物の
量が少なすぎて、微細な硬質化合物が均一に分散した組
織を得ることができず、一方その温度が１６００℃を越
えると、分解析出が起らず、このように化合物析出処理
温度が１０００〜１６００℃の温度範囲から外れると所
望の耐摩耗性および耐衝撃性を確保することができない
ものであり、かかる点から化合物析出処理温度を１００
０〜１６００℃と定めた。
量が少なすぎて、微細な硬質化合物が均一に分散した組
織を得ることができず、一方その温度が１６００℃を越
えると、分解析出が起らず、このように化合物析出処理
温度が１０００〜１６００℃の温度範囲から外れると所
望の耐摩耗性および耐衝撃性を確保することができない
ものであり、かかる点から化合物析出処理温度を１００
０〜１６００℃と定めた。
つぎに、この発明の焼結材料およびその装造法を実施例
によシ具体的に説明する。
によシ具体的に説明する。
実施例 ｌ
原料粉末として、平均粒径；１．０μｍを有するＴｉＣ
粉末、同１．２μｍの（Ｔ１ｏ５８Ｗｏ４２）Ｃ粉末、
同１、５ μｍ （７） ＺｒＣ粉末、同１．０μｔｒ
ｔの（Ｈｆ（Ｌ４５ＮｂＯ，５５）Ｃ粉末、同１．２
μｍのＴａＣ粉末、同１． ＯＩｉｍのＴｉＢ２粉末、
および同０．８μｍのＷ粉末を用意し、これら原料粉末
のうちの２種以上を適宜組合せて所定組成に配合し、ボ
ールミルにて７２時時間式混合し、乾燥した後、１５ｋ
ｇ／−の圧力にてプレス成形して圧粉体とし、ついで、
この圧粉体をＨ２気流中、温度、８００℃に１時間保持
して予備焼結処理した後、ｌＱ ｔｏｒｒの真空中、
温度： ２６００℃に１時間保時の条件で焼結し、焼結
終了後、この焼結温度から１５００′Ｃまでの温度範囲
を’７００℃／ｈｒの冷却速度で冷却し、１５００℃に
３時間保持の条件で化合物析出処理を行なうことによっ
て、第１表に示される成分組成をもった本発明焼結材料
１〜６および比較焼結材料１〜６をそれぞれ製造した。
粉末、同１．２μｍの（Ｔ１ｏ５８Ｗｏ４２）Ｃ粉末、
同１、５ μｍ （７） ＺｒＣ粉末、同１．０μｔｒ
ｔの（Ｈｆ（Ｌ４５ＮｂＯ，５５）Ｃ粉末、同１．２
μｍのＴａＣ粉末、同１． ＯＩｉｍのＴｉＢ２粉末、
および同０．８μｍのＷ粉末を用意し、これら原料粉末
のうちの２種以上を適宜組合せて所定組成に配合し、ボ
ールミルにて７２時時間式混合し、乾燥した後、１５ｋ
ｇ／−の圧力にてプレス成形して圧粉体とし、ついで、
この圧粉体をＨ２気流中、温度、８００℃に１時間保持
して予備焼結処理した後、ｌＱ ｔｏｒｒの真空中、
温度： ２６００℃に１時間保時の条件で焼結し、焼結
終了後、この焼結温度から１５００′Ｃまでの温度範囲
を’７００℃／ｈｒの冷却速度で冷却し、１５００℃に
３時間保持の条件で化合物析出処理を行なうことによっ
て、第１表に示される成分組成をもった本発明焼結材料
１〜６および比較焼結材料１〜６をそれぞれ製造した。
なお、比較焼結材料１〜６は、いずれも構成成分のうち
のいずれかの成分含有量（第１表に秦印を付したもの）
がこの発明の範囲から外れた組成をもつものである。
のいずれかの成分含有量（第１表に秦印を付したもの）
がこの発明の範囲から外れた組成をもつものである。
ついで、この結果得られた本発明焼結材料１〜６および
比較焼結材料１〜６のそれぞれから、５ＮＰ４３２の形
状をもった切削チップを作製し、被削材：Ｊ工Ｓ−８５
−８ＮＣ（硬さ：ＨＢ２６０）。
比較焼結材料１〜６のそれぞれから、５ＮＰ４３２の形
状をもった切削チップを作製し、被削材：Ｊ工Ｓ−８５
−８ＮＣ（硬さ：ＨＢ２６０）。
切削速度： ２００ ｙ ／ｍｉｎ、送り：０．３ Ｈ
ｚ ／ ｒｅｖ、 ＋切込み：２朋、切削時間：ｌＯ分
の条件での連続高速切削試験、並びに被削材： Ｊ 工
Ｓ 、ＳＮＣＭ−８（硬さ：ＨＢ２ｓｏ）＋切削速度：
１８０７ＦＬ ／”ｎ＋送り ０２朋、切込み：２朋
、切削時間：３分の条件での断続高速切削試験を行ない
、連続高速切削試験では、チップ切刃におけるフランク
摩耗深さとクレータ摩耗深さを測定し、また断続高速切
削試験では、試験切刃数１０個のうちの欠損発生切刃数
を測定した。これらの測定結果を第１表に合せて示した
。なお、第１表には、比較の目的でＡＣ酸化物を主成分
とするセラミックス切削チップ、およびＷ炭化物を主成
分とする超硬合金基体の表面に化学蒸着法によりＴｉ炭
化物（ＴｉＣ）およびＭてなる表面被覆超硬合金切削チ
ップ（従来切削チップ１，２という）の同一条件での切
削試験結果も示した。
ｚ ／ ｒｅｖ、 ＋切込み：２朋、切削時間：ｌＯ分
の条件での連続高速切削試験、並びに被削材： Ｊ 工
Ｓ 、ＳＮＣＭ−８（硬さ：ＨＢ２ｓｏ）＋切削速度：
１８０７ＦＬ ／”ｎ＋送り ０２朋、切込み：２朋
、切削時間：３分の条件での断続高速切削試験を行ない
、連続高速切削試験では、チップ切刃におけるフランク
摩耗深さとクレータ摩耗深さを測定し、また断続高速切
削試験では、試験切刃数１０個のうちの欠損発生切刃数
を測定した。これらの測定結果を第１表に合せて示した
。なお、第１表には、比較の目的でＡＣ酸化物を主成分
とするセラミックス切削チップ、およびＷ炭化物を主成
分とする超硬合金基体の表面に化学蒸着法によりＴｉ炭
化物（ＴｉＣ）およびＭてなる表面被覆超硬合金切削チ
ップ（従来切削チップ１，２という）の同一条件での切
削試験結果も示した。
第１表に示される結果から明らかなように、従来切削チ
ップｌは、特に耐衝撃性に劣るために試験切刃全数に欠
損が発生し、また従来切削チップ２はすぐれた耐衝撃性
をもつので断続高速切削試験では本発明焼結材料と同等
のすぐれた切削性能を示すものの、耐摩耗性に劣るため
に連続高速切削試験では摩耗の大きなものとなっている
。これに対して、本発明焼結材料１〜６は、断続および
連続高速切削試験のいずれにおいてもすぐれた高速切削
性能を発揮することが明らかである。さらに比較焼結材
料１〜６に見られるように、構成成分のうちのいずれか
の成分含有量がこの発明の範囲から外れると、連続およ
び断続高速切削試験の少なくともいずれかにおいて劣っ
た切削試、験結果を示すようになるのである。
ップｌは、特に耐衝撃性に劣るために試験切刃全数に欠
損が発生し、また従来切削チップ２はすぐれた耐衝撃性
をもつので断続高速切削試験では本発明焼結材料と同等
のすぐれた切削性能を示すものの、耐摩耗性に劣るため
に連続高速切削試験では摩耗の大きなものとなっている
。これに対して、本発明焼結材料１〜６は、断続および
連続高速切削試験のいずれにおいてもすぐれた高速切削
性能を発揮することが明らかである。さらに比較焼結材
料１〜６に見られるように、構成成分のうちのいずれか
の成分含有量がこの発明の範囲から外れると、連続およ
び断続高速切削試験の少なくともいずれかにおいて劣っ
た切削試、験結果を示すようになるのである。
実施例 ２
実施例１で用いた原料粉末に加えて、さらに平均粒径：
１．２１ｔ７Ｊｌの（”０５８Ｗ０４２） Ｃ０９５粉
末、および四ｌＯμｍのＴＩＣ［Ｌ５Ｎｌｌ１５粉末を
用意し、これら原料粉末を適宜組合せて用いて所定組成
に配合し、この配合粉末を実施例１におけると同一の条
件で混合し、プレス成形し、さらに予備焼結処理した後
、ｌＱ ｔｏｒｒの真空中、温度： ２１００℃に２
時間保持して焼結し、焼結後、固溶体組織を保持してい
る前記焼結温度から１２００℃までの温度範囲を’７０
０℃／ ｈ ｒ の冷却速度で冷却し、１２００℃に５
時間保持して化合物析出処理を行なうことによって第２
表に示される成分組成をもった本発明焼結材料７〜１０
＋ および同じく構成成分のうちのいずれかの成分含有
量（第２表に◆印を付したもの）がこの発明の範囲から
外れだ組成を有する比較焼結材料７〜１１をそれぞれ製
造した。
１．２１ｔ７Ｊｌの（”０５８Ｗ０４２） Ｃ０９５粉
末、および四ｌＯμｍのＴＩＣ［Ｌ５Ｎｌｌ１５粉末を
用意し、これら原料粉末を適宜組合せて用いて所定組成
に配合し、この配合粉末を実施例１におけると同一の条
件で混合し、プレス成形し、さらに予備焼結処理した後
、ｌＱ ｔｏｒｒの真空中、温度： ２１００℃に２
時間保持して焼結し、焼結後、固溶体組織を保持してい
る前記焼結温度から１２００℃までの温度範囲を’７０
０℃／ ｈ ｒ の冷却速度で冷却し、１２００℃に５
時間保持して化合物析出処理を行なうことによって第２
表に示される成分組成をもった本発明焼結材料７〜１０
＋ および同じく構成成分のうちのいずれかの成分含有
量（第２表に◆印を付したもの）がこの発明の範囲から
外れだ組成を有する比較焼結材料７〜１１をそれぞれ製
造した。
ついで、上記本発明焼結材料７〜１０および比較焼結材
料７〜１１から、それぞれ５ＮＰ４３２の形状をもった
切削チップを作製し、被削材：Ｊ Ｉ Ｓ 、 Ｓ Ｎ
ＣＭ −Ｂ （硬さ：Ｈ，２５０）、切削速度：１３
Ｑ ｍ／ ｍｉｎ、送り：０７５龍／ Ｙ’ｅＶ、
＋切込み：８朋、切削時間：１０分の条件で連続高速り
切削試験を行ない、フランク摩耗深さとクレータ摩耗深
さを測定した。この測定結果を第２表に示した。
料７〜１１から、それぞれ５ＮＰ４３２の形状をもった
切削チップを作製し、被削材：Ｊ Ｉ Ｓ 、 Ｓ Ｎ
ＣＭ −Ｂ （硬さ：Ｈ，２５０）、切削速度：１３
Ｑ ｍ／ ｍｉｎ、送り：０７５龍／ Ｙ’ｅＶ、
＋切込み：８朋、切削時間：１０分の条件で連続高速り
切削試験を行ない、フランク摩耗深さとクレータ摩耗深
さを測定した。この測定結果を第２表に示した。
また、第２表には、比較の目的で、いずれも市販のＷ炭
化物を主成分とする超硬合金基体の表面に化学蒸着法に
より６μｍの平均層厚でＴ１炭化物の硬質層を被覆した
ものからなる表面被覆超硬合金切削チップ、およびＰ２
ＯのＷ炭化物を主成分とする超硬合金切削チップ（以下
従来切削チップ３．４という）の同一条件での切削試験
結果も示した。
化物を主成分とする超硬合金基体の表面に化学蒸着法に
より６μｍの平均層厚でＴ１炭化物の硬質層を被覆した
ものからなる表面被覆超硬合金切削チップ、およびＰ２
ＯのＷ炭化物を主成分とする超硬合金切削チップ（以下
従来切削チップ３．４という）の同一条件での切削試験
結果も示した。
第２表に示されるように、実施例１におけると同様の結
果を示し、本発明焼結材料７〜１０で作製された切削チ
ップは、いずれも従来切削チップ３．４および比較焼結
材料７〜１１で作製された切削チップに比して一段とす
ぐれた切削性能を発揮することが明らかである。
果を示し、本発明焼結材料７〜１０で作製された切削チ
ップは、いずれも従来切削チップ３．４および比較焼結
材料７〜１１で作製された切削チップに比して一段とす
ぐれた切削性能を発揮することが明らかである。
上述のように、この発明によれば、高温特性、すなわち
耐摩耗性、耐塑性変形性、耐酸化性、および耐衝撃性に
すぐれた焼結材料を通常の粉末冶金法を用いて製造する
ことができ、したがって、この結果の焼結材料を、前記
の高温特性が要求される高速切削や高送り切削に切削工
具として用いた場合に著しくすぐれた切削性能を発揮す
るのである。
耐摩耗性、耐塑性変形性、耐酸化性、および耐衝撃性に
すぐれた焼結材料を通常の粉末冶金法を用いて製造する
ことができ、したがって、この結果の焼結材料を、前記
の高温特性が要求される高速切削や高送り切削に切削工
具として用いた場合に著しくすぐれた切削性能を発揮す
るのである。
出願人 三菱金属株式会社
代理人 富 １）和 夫
Claims (2)
- （１） Ｔｉ：５〜２５％、 ＺｒおよびＨｆのうち
の１種または２種：５〜２０％、Ｎｔ）およびＴａのう
ちの１種または２種：５〜２０％、Ｃ：１５〜４０％。 Ｂ：ｌ〜１０係を含有し、残りがＷと不可避不純物（た
だしＷ°２０〜５５％含有）からなる組成（以上原子係
）を有し、かつ分散相が、Ｔ１とＣとＢとを主成分とす
る化合物相と、ｚｒおよびＨｆのうちの１種または２種
とＣとＢとを主成分とする化合物相との微細硬質相から
なり、一方結合相が、Ｗを主成分とするＷ基合金からな
る組織を有することを特徴とする特許 焼結材料。 - （２）原料粉末として、金属炭化物粉末、金属硼化物粉
末、金属炭化物粉末、およびＷ粉末を用意し、これら原
料粉末のうちの２種以上を用いて所定配合組成に配合し
、通常の条件で混合し、プレス成形し、ついでこの結果
の圧粉体を、非酸化性雰囲気中、温度：２０００〜２７
００℃の高温で完全固溶体化焼結した後、非酸化性雰囲
気中、温度：１０００〜１６００℃で化合物析出処理を
行ない、Ｔｉ ： ５ 〜２ ５ ％ｌ ＺｒおよびＨ
ｆのうちの１種または２種：５〜２０％，ＮｂおよびＴ
ａのうちの１種または２種：５〜２０チ，Ｃ：ｌ５〜４
０チ。 Ｂ：１〜１０％を含有し、残９がＷと不可避不純物（た
だしＷ：２０〜５５％含有）から々る組成（以上原子％
）を有し、かつ分散相が、Ｔ１とＣとＢとを主成分とす
る化合物相と、ｚｒおよびＨｆのうちの１種または２種
とＣとＢとを主成分とする化合物相との微細硬質相から
なり、一方結合相が、Ｗを主成分とするＷ基合金からな
る組織を有する焼結材料を製造することを特徴とする高
温特性のすぐれた切削工具用焼結材料の製造法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57012639A JPS6022057B2 (ja) | 1982-01-29 | 1982-01-29 | 高温特性のすぐれた切削工具用焼結材料およびその製造法 |
| KR8204657A KR890004488B1 (ko) | 1982-01-29 | 1982-10-15 | 고온특성이 우수한 절삭공구용 소결재료 및 그 제조법 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57012639A JPS6022057B2 (ja) | 1982-01-29 | 1982-01-29 | 高温特性のすぐれた切削工具用焼結材料およびその製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58130245A true JPS58130245A (ja) | 1983-08-03 |
| JPS6022057B2 JPS6022057B2 (ja) | 1985-05-30 |
Family
ID=11810937
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP57012639A Expired JPS6022057B2 (ja) | 1982-01-29 | 1982-01-29 | 高温特性のすぐれた切削工具用焼結材料およびその製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6022057B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007502367A (ja) * | 2003-08-15 | 2007-02-08 | インテル コーポレイション | ゲート電極として使用される遷移金属合金およびこれらの合金を取り入れた装置 |
-
1982
- 1982-01-29 JP JP57012639A patent/JPS6022057B2/ja not_active Expired
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007502367A (ja) * | 2003-08-15 | 2007-02-08 | インテル コーポレイション | ゲート電極として使用される遷移金属合金およびこれらの合金を取り入れた装置 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6022057B2 (ja) | 1985-05-30 |
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