JPS582580B2 - 超硬質合金 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明はＴｉとＷとを含む切削特性の著しく改善された
焼結硬質合金に関する。

炭化チタン基合金は、ＷＣ基合金に比べ、原料である炭
化チタンが安価であり、軽量であるなどの物質の他、切
削特性の面からみても種々の優れた特性を有している。

まず耐酸化性であるが、ピーシュワルツコッフ（Ｐ．Ｓ
ｃｈｗａｒｚｋｏｐｆ：Ｒｅｆｒａｃｔｏｒｙ Ｈａｒ
ｄ Ｍｅｔａｌｓ．Ｍａｃ ＭｉｌｌａｎＣｏ．（１９
５３）Ｐ３７１）らによればＴｉＣ基合金の耐酸化性は
、ＷＣ基に比べ格段にすぐれている。

このような特性は一工具が高温にさらされる高速切削に
おいて酸化による工具の変質をうけにくいという極めて
望ましい特性である。

第２は金属に対しての化学的親和性に関することである
。

切削時に高温にさらされる工具表面において、被削材と
工具面に拡散、溶着等の化学反応が起り、これが工具摩
耗を促進させることは深津ら（深津、油原：日本金属学
会誌、２９（１９６５）、５８２）その他によって詳し
く、検討されている。

これらの検討結果によるとＴｉＣはＷＣに比べ主として
鉄との親和性が極めて少ないことも判っている。

これは経験的に作成されて来た鋼切削用Ｐ系列合金にＴ
ｉＣが入っており、この系列の合金の耐摩耗性がＴｉＣ
の入らない系列の合金に比べ格段にすぐれていることを
裏付けるものである。

従ってＴｉＣ量が大半を占めるＴｉＣ基合金では、例え
ば被削材との親和性にもとすく摩耗が極めて抑えられる
ことは当然の帰結である。

以上のようにすぐれた特性をもつＴｉＣ基合金は将来の
工具として注目され、種々の合金が提案されて来ている
が、いまなおその使用範囲は限定されている。

その第１の原因は靭性にとぼしく欠けやすい欠点を有す
ることである。

たとえば、断続切削等の衡撃力を受けるようなところで
使用する場合、あるいは工作機械の剛性が低い場合など
にＴｉＣ基合金が従来のＷＣ基合金に比べ欠けやすいこ
とは経験的に知られている。

また、切削時に切屑のカールによってチップのエッジが
損傷する場合もあるが、これもＴｉＣ基合金の脆さを示
している。

このような脆さを防ぐ手段の１つとして、工具の刃先に
丸みをつげるか、面取りを施して鋭った刃先先端に直接
被削材が当らないようにし、刃先にかかる応力を減らす
方法がある。

他の方法は結合金属量を増して、合金の靭性を向上させ
る方法である。

これらの２つの方法は、それぞれその分野で成果はあげ
てはいるが、次にのべるＴｉＣ基合金の使用が限られる
第２の原因に関連して、すべての場合に有効であるとは
言えない。

ＴｉＣ基合金の使用が限られる第２の原因は、高温高圧
下における刃先の変形が大きいことである。

上記の脆さを防ぐ２つの手段のうち前者は刃先の温度上
昇を招くために、後者は工具の硬質を下げるためにいず
れも変形を促進させて工具としての使用範囲を狭める結
果になることが多い。

刃先変形が、ＴｉＣ基合金の使用範囲を限定することに
関し、さらに具体的にのべる。

まず、切込み、送りの大であるＰ２０、Ｐ３０相当の重
切削では刃先の温度が高くなるので、ＴｉＣ基合金では
刃先の変形が著しくなり、切削に耐えなくなる。

これがＴｉＣ基合金が軽切削に限定されて使用されてい
る主要因であろう。

また高硬度材を切削する際も刃先の温度上昇が著しいの
で、この場合もＴｉＣ基合金は不向きであり、これも又
本合金の使用範囲を限定する要因となっている。

また刃先変形とは、まったく関係のないように考えられ
る刃先の欠損も、遠因は刃先変形にある場合がある。

たとえば、ＴｉＣ基合金は高速、高送りの断続切削では
欠損しやすいが、これは刃先が軟化することによって、
強度が減少し、欠損に到るためと考えられている。

さらに、ＴｉＣ基合金は、鋳鉄の切削に不向きであると
されているが、これも、刃先の変形と関係がある。

鋳鉄切削の場合には鋼切削の場合と切削機構が異なり不
連続型の切屑が出ることはよく知られている。

従ってこの場合には、鋼切削の場合に比べ接触面が短か
く切刃に集中力がかかる。

鋳鉄の場合は黒鉛を介しているので一種の断続切削であ
り、この場合は刃先変形が起るかわりに軟化した部分が
取り去られることによって刃先のフランク摩耗が大きく
なるのである。

以上のような主として２つの欠点によってＴｉＣ基合金
の使用範囲はいまなお限定されているが、本発明は、こ
のような欠点の改良された合金を提供することを目的と
する。

従来のＴｉＣ基合金とＷＣ基合金の本質的な差違はＷＣ
結晶とＴｉＣ結晶の性質の差にあると考えられる。

たとえば、ＷＣ結晶が、強度と高温における耐塑性変形
性に極めて、すぐれることは公知の事実でありＴｉＣに
他元素を固溶させる方式ではＴｉＣそのものの性質はほ
とんど変化せずＷＣのもつような高温強度をもたすこと
は出来ないものと推される。

従ってＷＣ基合金と同等の強度と耐塑性変形性をＴｉ基
合金に付与するには合金中にＷＣ相を残存させることが
必須条件であると考えられる。

ところで次に合金の他の重要な特性である耐摩耗性を考
えた場合特に鋼を切削する場合には、一般にＷＣ相が少
なければ少ない程、またＢｌ型結晶相（ＮａＣｌ型結晶
構造をとる化合物を云い、本発明では■ａ族、Ｖａ族、
ＶＩａ族の固溶体で、かつＣ，ＮがＮａＣｌ構造に構成
される結晶を指す）中のＷ量が少ない程Ｗと鋼との反応
が減じ合金の耐摩耗性は向上するものである。

当然のことではあるが、Ｔｉ−Ｗ−Ｃ系のみで考えれば
ＷＣ量および結晶構造がＢｌ型である（Ｔｉ．Ｗ）Ｃ相
（ＭＣ相ともいう）の組成は温度が−５ならば、Ｗ量の
関数としてほぼ一義的に（Ｃ値による変動は化学量論値
近傍では無視出来る程であるので）定まってしまい、Ｗ
Ｃ相量を一定にしたまま（Ｔｉ．Ｗ）Ｃ相の耐摩耗性を
向上させることは不可能である。

ところで、このＭＣ相に関してはＭの位置にＩＶａ、Ｖ
Ｉａ族の高融点金属が、又Ｃの位置にはＮが置換しうる
。

本発明者らは、この点に注目し、鋭意研究をすすめ本硬
質相の組成を変えることにより、Ｗ含有量の低い耐摩耗
性の高い結晶構造がＢｌのＭ（Ｃ、Ｎ）型硬質相とＷＣ
相とを共存させ、合金の靭性をそこなうことなく、耐摩
耗性を向上させる方法を見出した。

以下本発明の理論的根拠について述べる。

硬質相の安定性を考える一つの指標として、外殻電子数
（Ｖａｌｅｎｃｅ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｃｏｎｃｅｎｔ
ｒａｔｉｏｎ以下ＶＥＣと略記）がある。

本発明の対象となる合金に含まれる硬質相の分子式は一
般に ｛（第ＩＶａ族金属）Ａ（第ＶＩａ族金属）。

）（ＣＸＮＹ）Ｚ ・・・・・・・・・・・・・・・・
・・・・・・・・・・■ただし、Ａ＋Ｃ＝１、Ｘ＋Ｙ＝
１ と表示できる。

従って、そのＶＥＣは周知のごとく ＶＥＣ＝４．Ａ＋６．Ｃ＋４ＸＺ＋５ＹＺ・・・・・・
■と計算される。

発明者らは、ＩＶａ、ＶＩａ族金属の炭窒化物系につい
てＶＥＣと結晶の安定性との関係を検討した結果、この
安定性は雰囲気の窒素分圧によっても左右されるが、本
発明の対象範囲では、ＶＥＣ＜８．６では結晶は安定で
あるが、ＶＥＣ≧８．６では不安定となることを見出し
た。

さらにこの不安定となった炭窒化物結晶にＷが含まれて
いる場合には、 （ＭｏＭ′ｐ・・・・・・・・・Ｗｕ）（ＣＸＮＹ）Ｚ
→（Ｍｏ′、Ｍ′ｐ′、・・・・・・・・・、Ｗｕ′）
（ＣＸ′ＮＹ′）Ｚ′＋（ｕ−ｕ′）ＷＣ・・・・・・
・・・■（ただしｕ≧ｕ′、０．８５≦２≦１．０）な
る反応が生じてＷＣが析出し得ることも判った。

上記反応とともに脱窒素反応も起るので、このＷＣを安
定にしかも多量一合金中に残存せしめるには、脱窒素が
はげしい１０−４ｍｍＨｇ以下の高真空下の焼結は望ま
しくなく、組成に応じ、１０−１Ｔｏｒｒから２００Ｔ
ｏｒｒの窒素分圧下で暁結し、原料としてＴｉとＷとを
含む安定な炭窒化物を用いると効果的である。

以上よりＶＥＣ≧８．６となるように硬質相の組成を選
ぶことにより、ＷＣ相量を増加させ、Ｍ（ＣＮ）相中の
Ｗ含有量を減じることが出来るのである。

ＶＥＣを高めるにはＮ量は多い程よいのであるが、あま
り少なすぎてはその効果がなく、多すぎると合金の焼結
性を阻害する。

従って■式の表示に従えば、０．０５≦Ｙ≦０．３０が
望ましくそのうちでも０．１０≦Ｙ≦０．２５が最適の
範囲である。

第ＶＩａ族元素のうちＷはＷＣ結晶を有する合金という
本発明の主旨から必須の元素である。

Ｍｏは本発明合金の焼結性を向上させるので、合金全体
の２重量％以上添加すると合金の靭性が一層向上する。

しかし６０重量％以上では耐摩耗性が悪化する。

Ｃｒの添加は合金の耐触性を向上させる。

第ＩＶａ族元素はＶＥＣを低下させるので、少量程望董
しいが、Ｔｉに関しては安価であること、合金の焼結性
を向上させ硬質相の強度を高める等の利点があるので結
晶構造がＢｌタイプであるＭ（Ｃ、Ｎ）相に含まれる金
属元素量の２０原子％以下にはできない。

また８０原子％以上だと強度が劣化する。

Ｚｒ，Ｈｆも耐摩耗性を向上させる。

結合相量は合金中２〜３３重量％であるが、２％以下で
は合金が脆化し、３３％以上では合金の耐熱性が低く実
用に供しない。

次にＺの匍伝であるが１＜Ｚでは遊離炭素がＺ＜０．８
５ではη型脆化相（例えばＣｏ３Ｗ３Ｃ）が析出して合
金を脆化させるので、０．８５＜Ｚ＜１が望ましい。

なお結合金属としてはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉが適しているが
当然のことながら、これらの金属は結合相となった場合
硬質相の構成元素を含む。

従って硬質相の構成元素をあらかじめＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ
と合金化したり混合して結合金属として用いても効果が
ある。

さらに結合金属の特性向上に関し、窒素を含む合金特有
の問題がある。

すなわち焼結中に液体金属中に窒素が溶解し、これが焼
結後の冷却中に気泡として析出して来る場合がある。

この現象は合金を脆化させるので、防ぐ必要がある。

合金の冷却速度を上げると効果があるが、特に焼結温度
から液相消失までの過程の零却速度を２０℃／ｍｉｎ以
上に保つことが望ましい。

また、冷却中の雰囲気の圧力を焼結時の圧力よりも高く
保つと効果的である。

以下実施例によって詳細に説明する。

実施例 １ 窒化チタン９．６重量％、炭化チタン１４．１重量％、
炭化タングステン７６．３重量％を混合し、１８００℃
で１時間、ホツトプレスを行なった後、粉砕して複炭窒
化物を作成した。

分析結果、この複炭窒化物の組成は （Ｔｉ０．７５Ｗ０．２５）（Ｃ０．７０Ｎ０．３０）
１．０であった。

この複炭窒化物４９．４重量％、ＷＣを４０．７重量％
、Ｃｏ９．８重量％を計取し、アセトンを加えて、超硬
ボールを用い、ステンレス製ボールミルにより湿式で混
合した。

この混合粉末に対しカンファを３重量％加え２ｔ／ｃｍ
２で型押した。

この型押体を１２００℃まで１０−３ｍｍＨｇの真空下
Ｔ、１２００℃以後１３８０℃の焼結温度ならびに焼結
終了まで１Ｔｏｒｒの窒素分圧下で焼結した。

得られた合金（１）を顕微鏡で観察したところ硬質相が
２相認められた。

これらはＢｌタイプの硬質相とＷＣ相であった。

本合金を用いての耐摩耗試験、断続切削による靭性試験
を行なった。

表１に示す。★組成：５４０重量％ＷＣ−１９．０％Ｔ
ｉＣ−１８．０％ＴａＣ−９０％Ｃｏ ★★切削条件：被削材ＳＣＭ３■、ＨＳ＝４０、切削速
度１７０ｍ／ｍｉｎ、切込み１．５ｍｍ、送り０．３６
ｍｍ／ｒｅｖ、切削時間１０分 ★★★切削条件：被削材Ｓ５０Ｃ（溝付き）、切削速度
１５０ｍ／ｍｉｎ、切込み２．０ｍｍ、送り０．４５ｍ
ｍ／ｒｅｖ本発明合金が優れていることが明らかである
。

実施例 ２ 実施例１に準じて、多数の合金を作成した。

分析した組成（モル分率で表示）と切削試験の結果を表
２に示す。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 硬質相が合金中２〜３３重量％の鉄族金属によって
   結合された超硬質合金において、硬質相の全成分が ｛（第ＩＶａ族金属）Ａ（第ＶＩａ族金属）Ｃ｝（ＣＸ
   ＮＹ）Ｚと表示され、ＩＶａ族金属はＴｉ またはＴｉ
   を含む２種又は３種、ＶＩａ族金属はＷまたはＷを含む
   ２種又は３種であり、Ａ．Ｃ．（Ａ．Ｃ．はモル分率、
   Ｚは金属成分に対する非金属成分のモル比率）の間に Ａ＋Ｃ＝１、Ｘ＋Ｙ＝１ ０＜Ａ＜１、０＜Ｃ＜１ ４Ａ＋６Ｃ＋４ＸＺ＋５ＹＺ≧８．６ ０．０５≦Ｙ≦０．３０、０．８５≦２≦１．００なる
   関係があり、合金組織中にこれら硬質相にはヘキサゴナ
   ル型結晶のＷＣ相と、ＮａＣｌ型結晶の炭窒化物の２相
   が存在し、組織中に存在している炭窒化物は、炭窒化物
   中の金属原子の２０原子％以上８０原子％以下のＴｉを
   含むことを特徴とする超硬質合金。