JPS6015691B2 - 超硬合金部材およびその製造法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、ＷＣを主成分とし、Ｎａ，Ｖａ，のａ族遷移
金属の一種もしくはそれ以上の主として炭化物の一つも
しくはそれ以上を主として鉄族金属にて結合した、いわ
ゆる超硬合金部材の一層優れたものを、工業上安価に提
供することにある。

一般に実用に供している、いわゆる超硬合金部材にはＷ
Ｃ相をＣｏにて結合したものと、ＷＣ相およびＷａ，Ｖ
ａ，のａ族遷移金属の一種、もしくはそれ以上の炭化物
にて、Ｂ−１型結晶構造をもつ複炭化物（以後Ｂ−１型
硬質相とよぶ）をＣｏにて結合したものである。本発明
はこのうち後者に関するものである。ＷＣ相と、Ｂ−１
型硬質相とをＣｏにて結合した超硬合金部材は、ＷＣの
もつ強級性と、Ｂ−１型硬質相のもつ、高硬度、および
、鋼に対する化学的安定性による優れた耐摩耗性とを兼
ねそなえており、鋼切削用工具として広く実用に供して
いる。

一般にか）る超硬合金部材では、Ｂ−１型硬質相の該超
硬合金中の含有率が大なるほど、その超硬合金部村は耐
摩耗性が優れ賢性が劣る。

逆にＢ−１型硬質相の含有率が４・なるほど靭性が優れ
、耐摩耗性が劣る。したがって従来の超硬業界では、こ
のＢ−１型硬質相量の該穀硬合金部材中の含有率を調整
することによって、数性と耐摩耗性とのバランスをとっ
てきた。発明者は、このＢ−１型硬質相が、該超硬合金
部材の表面と内部とで異なったものをもつ、複合組織を
もつ超硬合金部材を考えれば、従来からの超硬合金部材
より、より優れたものを提供しうるものではないかと考
えた。

このような考えは、発明者以外でもすでに多数提案され
ており、超硬合金部材の表面部のＢ−１型硬質相量をそ
の内部より著しく大なるものが、表面の耐摩耗性と内部
の強級性を兼ねそなえており、より優れた切削工具であ
ると提案されている。これ等の提案はいずれも、超硬合
金部材の表面部のＢ−１型硬質相量が、その内部より著
しく大なもののみが提案されているが、発明者は逆に超
硬合金部材の表面部のＢ−１型硬質相量がその内部より
小なものも、切削工具として優れているものではないか
と考えた。

これは一般に超硬合金部村において、Ｂ−１型硬質相量
が小になると、該超硬合金部材の熱伝導率が大になるの
で、転削のように熱キレッによる欠損が工具寿命を支配
する場合、表面が内部より熱伝導率が大きいと、工具表
面に発生する温度勾配が著しく緩和される為に、熱応力
が小になるための熱キレッによる欠損が著しく減少する
のではないかと考えた。また、該超硬合金部材の表面部
のＢ−１型硬質相量がその内部より小であれば、当然表
面の方が内部よりも鞭性が大である為に、切削時チッピ
ングしにく）なり、好ましいのではないかと考えた。

そこで、か）る超硬合金部材面のＢ−１型硬質相量が内
部より著しく少なる切削工具を、工業上安価に提供する
方法を発明者は検討した。

発明者のうち一部は、（以後一部発明者と称す）Ｂ−１
型硬質相と、凝結時に発生する液相との漏れ性、Ｂ−１
型硬質相と、焼結雰囲気との平衡、およびＢ−１型硬質
相の安定性について、詳細なる検討を行った。

そして、Ｂ−１型硬質相の安定性が鍵となるとの知見を
得た。今回、発明者は、さらに前回の検討をより詳細に
調べた結果、Ｂ−１型硬質相の非金属構成元素としては
、一部発明者が考慮にいれていたＣおよびＮの外に０も
全く同様に考えられるとの知見を得た。ところで従来か
らの超硬業界における常識では、０というものは、全く
有害元素であり、いかに原料中の○量を減小させ、かつ
焼結雰囲気中の○の化学ポテンシャルを減少せしめるか
ゞ主たる生産技術でさえあった。これは原料もしくは凝
結雰囲気中の○が、焼緒工程において、該超硬合金部材
中の各種炭化物と反応し、ＣＯおよび／またはＣ０２と
いう気体となって、該超硬合金部材よりＣをうばし、去
る。この際の気体発生が該超硬合金部村の燐結を著しく
損う。またＣ量も低下している為、該超硬合金部材の腕
化すらもたらす為である。しかるに発明者は、か）る○
を出発原料の一つであるＢ−１型硬質相中の、非金属元
素として含有させ、かつその煤結雰囲気を十分に注意深
く調整することによって、か）る不都合を十分に防ぎう
るとの知見を得た。

さらに、このような知見にしたがって実際に０を含有さ
せた超硬合金部材を製作したところ、従来の超硬合金部
材に比して一層すぐれた切削工具であることが判明した
。

それは以下の理由によると考えられる。第１に一般に超
硬合金部材にて、銅を切削した場合、工具切刃表面を、
Ｔｉ，ＡＩ，Ｓｉ，Ｃａ等の複酸化物系のガラス状物質
がお）い、それが銅と工具切刃との潤滑材として働くこ
とが、超硬合金部材が鋼切削用工具として優れた耐摩耗
性を示す一大要因と考えられている。

しからば逆にあらかじめ、工具そのものに、０を含有さ
せておけば、か）るＴｉ，ＡＩ，Ｓｉ，Ｃａ等の複酸化
物系ガラス状物質が、切削工臭切刃表面をお）うことに
好都合なので、切削工具として、○を含有することが好
ましいと考えられる。第２に徴量の０は、超硬合金部材
のいわゆる硬質相（のの場合ＷＣ相とＢ−１型硬質相の
両者）以外の結合相にわずかに固溶することによって、
結合相の耐熱性を向上せしめ、総体としての超硬合金部
材の耐熱性を向上させる効果があると考えられる。

従って切削工具として、高温での耐塑性変形性に優れて
いると考えられる。以上、０を超硬合金部材へ含有させ
ることによる利点を述べてきた。

次に、本発明の主たる目的である表面部Ｂ−１型硬質相
量が、内部より著しく少ない超硬合金部材に関して、そ
の実現方法についての発明を述べる。

か）る実現法は一部発明者によって、Ｂ−１型硬質相と
鱗結時に発生する液相との漏れ性を調整する。

具体的には該超硬合金部材表面近傍ほど、競結時存在す
るＢ−１型硬質相の含有窒素量を小ならしめ、暁結時発
生する液相との漏れ性を改善せしめることによって、健
鯖時表面近傍にあったＢ−１型硬質相が、該超硬合金内
部へおし流されてしまう現象を利用することによって達
成し得た。さらにこの競結時、該超硬合金部村表面近傍
ほどＢ−１型含有窒素量を小にする為には、焼鯖雰囲気
のＮの化学ポテンシャルを、Ｂ−１型硬質相のＮの化学
ポテンシャルとの平衡状態より小ならしめると、脱窒現
象がおこり達成しうる。またか）る現象はＢ−１型硬質
相がねる程度以上不安定な場合にのみ見られ、かつ、Ｂ
−１型硬質相の安定性は、外殻電子数（Ｖａｌｅｎｃｅ
ＥｌｅｃｔｒｏｎＣｏｍｅｎｔｒａｔｉｏｎ以下ＶＥ
Ｃと略記）によって示され、ＶＥＣが大なる程、不安定
であるとの知見を得た。今回発明者は、さらに詳細にＢ
−１型硬質相に関し、検討を続けた結果、非金属構成元
素として、従来考えていたＣ，Ｎと全く同じように０も
考え得るとの知見が得られた。即ちＢ−１型硬質相が一
般に分子式（Ｍ＾，ＭＢ′，Ｍｃ″）（Ｃｕ，Ｎｖ，Ｏ
Ｗ）ｘと表わされるとＶＥＣ＝４Ａ＋曲＋的十×（４ｕ
＋５ｖ＋柵）但し、Ａ＋Ｂ十Ｃ＝１．ｕ十ｖ＋ｗ＝１１
＞Ａ＞０，１＞Ｂ＞０，０．９２Ｃ＞０であり、ＶＥＣ
と８．４でか）るＢ−１型硬質相は不安定にて、競結時
、競結雰囲気中のＮおよび／または０の化学ポテンシャ
ルが、該Ｂ−１型硬質相のＮおよび／または０の化学ポ
テンシャルとの平衡値より低い場合は、Ｂ−１型硬質相
の脱窒および／または脱酸現象が、該超硬合金部材表面
近傍ほどおこる。

すると焼結時発生する液相との漏れ性が改善されるため
、表面近傍にあったＢ−１型硬質相が内部へおし流され
てしまうために、著しく表面近傍のＢ‐１型硬質相量が
、内部より小なる超硬合金部材を提供しうる知見を得た
。以上のような考えにしたがって、超硬合金部材を試作
してみたところ、予想どおりの一段と優れた切削工具が
得られた。

なおＢ−１型硬質相中の○量に関しては、０はＶＥＣが
６と最大であり、Ｂ−１型硬質相のＶＥＣを８．仏〆上
に保つ為には、効果が絶大であり、かつ０を含有するこ
とが、切削工具として好ましい点から考えてもｗは０．
００１以上が好ましい。ｗが０．００１以下では、０を
含有する効果が該超硬合金部材に認められない。又、ｗ
が０．５以上では、該超硬合金部材の焼結性を著しく害
する為に好ましくない。次に○およびＮの和に関し、本
発明はＢ−１型硬質相の脱窒および／または脱酸現象を
利用したものである故、必要不可欠であり、ｖ＋ｗで０
．０５以上は必要である。また、ｖ＋ｗが０．５以上で
は、か）る脱窒および／または脱酸現象が工業上著しす
ぎて、該超硬合金部村の焼綾性を損い好ましくない。本
発明はＢ−１型硬質相によるため、０．９２Ｃ＞０でな
ければならない。Ｃ＝０あるいはＣ＞０．９ではＢ−１
型の構造をとり得ないため好ましくない。Ａ，Ｂについ
ては、ＶＥＣ≧８．４，０．９２Ｃ＞０の条件の下でで
自由な値がとれることはいうまでもない。ｘに関しては
、ｘはＢ−１型硬質相中の金属構成元素と、非金属構成
元素との比を示すが、ｘが０．６以下になれば、いわゆ
る化学量論値よりのずれが甚だしく、Ｂ−１型硬質相そ
のものの強度低下が著しいので好ましくない。またｘが
小さいとＶＥＣも小になり同じく好ましくない。なお、
上記の硬質相を結合する鉄族金属は３重量％以上３の重
量％以下が性能上好ましい。次に本発明の実施態様につ
いて述べる。

Ｂ−１型硬質相のＮおよび／または０の化学ポテンシャ
ルより低いＮおよび／または０の化学ポテンシャルをも
つ焼結雰囲気とは、工業上は十分にＮおよび０の分圧の
低い隣結雰囲気である。

即ちＩＴｒｏｏ以下の高真空であればよく、したがって
、ロータリーポンプにて十分到達可能な真空度ではある
が、メカニカルブースター、油拡散ポンプ等の併用は一
層好ましい。次に出発原料たるＢ−１型硬質相が
４４Ａ＋＄＋的＋ｘ（４ｕ＋５ｖ＋６Ｗ）Ｚ８．
４０．００１ミＷ≦０．５，０．０５Ｓｖ十ＷＳＯ．５
からなる群より選ばれた１つもしくはそれ以上を満たさ
ない場合に関しても、か）る原料を用い、通常の粉末冶
金法にて製造した圧粉体を焼結する際、６００℃以上、
焼結温度まで加温雰囲気のＮおよび／または０の化学ポ
テンシャルを十分に、高いものにすることによって、焼
結後のＢ−１型硬質相が４Ａ十＄十的十×（４ｕ＋５ｖ
＋６ｗ）と８．４０．００１Ｓｗ≦０．５，０．０５Ｓ
ｖ＋ｗＳＯ．５０．５０ミｕＳＯ．９５，０＜ｖミ０．
４５の条件を満たし得るとの知見が得られた。

０ このことは一見、Ｂ−１型硬質相が ４Ａ＋斑十的十ｘ（４ｕ＋５ｖ＋跡）と８，４０．００
１Ｓｗ≦０．５，０．０５Ｓｖ＋ｗＳＯ．５を満たして
はじめて、脱窒および／または脱酸現象を見せるとの知
見と相反するがごとくみなされる。

しかしながら、この事実は、該圧粉体を暁結する際、焼
結温度まで加温中、該圧粉体が完全に焼結していない為
に、各粉末粒子が完全に焼結されていない為に、各所に
競結雰囲気と通ずる関孔をもつために、か）る反応がお
こりうるのであって、いわゆる嘘結温度では、十分に焼
結が進行するため、か）る閥孔が全く存在しない為に、
仏＋粥十的十×（４ｕ＋５ｖ十郎）Ｚ８．４０．００１
ミＷ≦０．５，０．０５Ｓｖ十ＷＳ０．５を満たさない
限り、脱窒および／または脱酸現象が認められないから
である。なお、実際にか）る現象は６００ｑｏ以下では
、反応速度が工業上遅すぎて効果が認めがたい。

また、か）る現象を実際に工業上応用する場合、６００
ｑｏ以上暁結温度までの一部もしくは全部を、Ｎおよび
／またはＣの化学ポテンシャルの充分に高い雰囲気にて
加溢すればよいが、Ｎ雰囲気を用いてか）る現象を行う
よりも、０雰囲気を用いた方が、該圧粉体中により大な
る○を含有せしめうる為に好ましく、かつ工業上はＣＯ
雰囲気がもっとも容易で、１〜６００ｒｍｏであればよ
い。ＩＴｒｏｏ以下では効果が認められず６０ｍｒｏｏ
以上では効果が飽和する為に工業上意味がない。なお、
本発明品は単体としても、十分に鰻れた切削工臭たりう
るが、被覆超硬合金の母材用としても優れている。

これは近年特に広く使用されるようになったが、超硬合
金部材の表面に、Ｗａ，Ｖａ，のａ族遷移金属の１つも
しくはそれ以上の炭化物、窒化物および／または酸化物
、ＡＩおよび／またはＺｒの酸化物よりなる群から選ん
だ１つもしくはそれ以上を１層もしくはそれ以上に被覆
したいわゆる被覆超硬合金部材は表面の耐摩耗性と、内
部の強靭性を兼ねそなえており、従来からの超硬合金部
材より、より優れた切削工具において、表面薄層はたし
かに非常に耐摩耗性があるもの）、超硬合金部材と比較
すれば、非常に腕に為に、切削時たゞちにキレッが入い
る。か）るキレツが超硬合金部材を貫通すれば欠損につ
ながるが、本発明のごとく、該超硬合金表面にＢ−１型
硬質相の著しく小さい部分が存在すれば、か）るキレッ
はこの部分でとまってしまうために、全体としては著し
〈靭性が向上することがわかった。なお、一部発明者は
、か）る被覆超硬合金部材としては、遊離炭素を０．０
１〜０．５の重量％析出させたものを用いればよいとの
知見を得ているが本発明でも同じことがいえる。以下実
施例で詳しく説明する。

実施例 １ 市販の酸素を含んだま）のＴＩＣ，ＴＩＮおよびＷＣを
原料として、ホットプレスにて窒素雰囲気中、２０００
０，２００ｋ９／鮒の温度、圧力で反応させて（Ｔｊ小
７５Ｗｏ．２５）（Ｃ小６８ＮＯ．凶○ｏ．の），．ｏ
を作成した。

このＢ−１型硬質相を４．０重量％，ＷＣ８５．５重量
％，（Ｔａｏ．７５Ｎ広．２５）Ｃを５．の重量％，Ｃ
ｏを５．５重量％計取り、エタノールを加え超硬ボール
を用い、ステンレス製ボールミルにて緑式混合を行った
。この混合粉末にカンフアーを３重量％添加し小ｎ／の
の圧力にて型押ししたのち（型番ＳＮＵ４３２）、Ａは
１４５０００、１０‐３Ｔｒｏｏに焼結、Ｂは１４５０
００、１００ＴｒｏｏのＮ２雰囲気にて暁結した。

得られた合金を顕微鏡で調べたところ、Ａは表面から２
０ムまで完全にＢ−１型硬質相は消滅しているのに対し
、Ｂは表面から３ムまでほとんどＢ−１型硬質相しか認
められなかった。このＡおよびＢを以下の切削条件にて
切削テストを行った。

被削村 ＳＣＭ３（ＨＢ＝２８０）切削速
度 １０８ｍ／ｍｊｎ送り
０．１５脚／刃切込み
２．仇舷カッターポデイ
ＮＬＦＯａＲか）る条件にてそれぞれ５パスづ）切
削テストを行ったところ、Ａは切刃に６本しか熱キレツ
が認められなかったのに対し、Ｂでは５パス目に熱キレ
ッの為に欠損してしまった。

実施例 ２ 実施例１と同じ工程にて、次頁に示す表１の合金を試作
した。

いずれの合金を、ＷＣは８５．５重量％，Ｃｏ５．５重
量％にて残りがＢ−１型硬質相であり、いずれも型番は
ＳＮＵ４３２であを。

これらのチップを実施例１と同じ条件にて切削テストを
行った。その結果は次頁の表１の下に記したとおりであ
った。表中、ＡはＶＥＣが８．３６で本発明品外であり
、Ｃは焼結雰囲気がＰＮ２ ＝１０ｒｒｏｏと本発明の
方法でなくこの条件で暁結するとＢ−１型硬質相が内部
より表面で多くなってしまい本発明品外である。又、Ｇ
合金のみはＶＥＣは８．仏〆上（９．１２）であるが、
通常の日２気流中１６００℃，１時間脱酸処理したのち
合金作成したもので、酸素量が非常に４・さくなってい
る。他のＢ，Ｄ，Ｅ，Ｆが本発明品である。表 １ Ａ・・・３パスにて欠損 Ｂ．・．５パス切削時切刃に８本キレッ Ｃ・・・１パスにて欠損 Ｄ−・・３パスにて欠損 Ｅ・・・５バス切削時切刃に５本キレッ Ｆ・・・５パス切削時切刃Ｋ６本キレッ Ｇ・・・５パス切削時欠損 実施例 ３ 通常の酸素量を不純物として含む市販のＴＩＣ，ＴＩＮ
，Ｚに，ＺｒＮ，ＴａＣ，ＴａＮ，Ｍｏ２Ｃ，ＷＣ粉末
を混合し、窒素気流中にて２０００ｏ○，１時間〜１餌
時間加熱したのち粉砕し、表２記載の組成のＨ〜Ｌまで
のＢ−１型硬質相を作成した。

これらのＢ−１型硬質相にＷＣ，Ｃｏを加え、ＷＣ８５
．５重量％，Ｃｏ５．５重量％、残りＢ−１型硬質相の
合金を昇温、競結いずれも１げびｒ肌雰囲気にて１４５
０ｏｏ、１時間焼結で作成した。

（型番はＳＮＵ４３２）これらの合金に公知の化学蒸着
法にてＴＩＣ６〃、さらにその上にＡＩ２０３を１〃被
覆した。これらのチップをそれぞれ使用したＢ−１型硬
質相に対応してＨ〜Ｌまでとし、以下の条件で切削テス
トを行った。被削材 Ｓ４に、鍛造材◇５仇舷×
３０仇豚切削速度 ２００ｍ／ｍ
ｉｎ送り ０．４比舷／ｒ
ｅｖ切り込み １〜５柵切削油
使用せず２ 本発明品である日が３６本、１が４１本、Ｊが３１本、
Ｋが３８本削れたのに対し、比較のために入れたＬはＩ
Ｚ本しか削れなかった。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 分子式が一般に（Ｍ＿Ａ，Ｍ＿Ｂ′，Ｍ＿Ｃ″）（
   Ｃ＿ｕ，Ｎ＿ｖ，Ｏ＿ｗ）＿ｘ但し ＭはIVａ族遷移金
   属の一種もしくはそれ以上Ｍ′はＶａ族遷移金属の一種
   もしくはそれ以上Ｍ″はVIａ族遷移金属の一種もしくは
   それ以上Ｃは炭素、Ｎは窒素、Ｏは酸素を示し、Ａ，Ｂ
   ，Ｃ，ｕ，ｖ，ｗはそれぞれの原子比、ｘは金属構成元
   素に対する非金属構成元素の比を示す。 と表わされ、かつ構成元素としてＷを含有し、結晶構造
   がＢ−１型である固溶体相と、ＷＣ相との２相を硬質相
   とし、３重量％以上３０重量％以下の鉄族金属にて結合
   した超硬合金部材において、Ａ，Ｂ，Ｃ，ｕ，ｖ，ｗ，
   ｘの間にＡ＋Ｂ＋Ｃ＝１，ｕ＋ｖ＋ｗ＝１ ４Ａ＋５Ｂ＋６Ｃ＋ｘ（４ｕ＋５ｖ＋６ｗ）≧８．４０
   ．０５≦ｖ＋ｗ≦０．５，０．００１≦ｗ≦０．５，０
   ．６≦ｘ≦１，１＞Ａ＞０，１＞Ｂ＞０，０．９≧Ｃ＞
   ０，０．５０≦ｕ≦０．９５，０＜ｖ≦０．４５なる関
   係があり、かゝる超硬合金部材の表面部のＢ−１型硬質
   相がその内部より少ないことを特徴とする超硬合金部材
   。 ２ 分子式が一般に（Ｍ＿Ａ，Ｍ＿Ｂ′，Ｍ＿Ｃ″）（
   Ｃｕ，Ｎ＿ｖ，Ｏ＿ｗ）＿ｘ但し ＭはIVａ族遷移金属
   の一種もしくはそれ以上Ｍ′はＶａ族遷移金属の一種も
   しくはそれ以上Ｍ″はVIａ族遷移金属の一種もしくはそ
   れ以上Ｃは炭素、Ｎは窒素、Ｏは酸素を示し、Ａ，Ｂ，
   Ｃ，ｕ，ｖ，ｗはそれぞれの原子比、ｘは金属構成元素
   に対する非金族構成元素の比を示す。 と表わされ、かつ構成元素としてＷを含有し、結晶構造
   がＢ−１型である固溶体相と、ＷＣ相とを硬質相とし、
   ３重量％以上３０重量％以下の鉄族金属にて結合した超
   硬合金部材において、Ａ，Ｂ，Ｃ，ｕ，ｖ，ｗ，ｘの間
   にＡ＋Ｂ＋Ｃ＝１，ｕ＋ｖ＋ｗ＝１ ４Ａ＋５Ｂ＋６Ｃ＋ｘ（４ｕ＋５ｖ＋６ｗ）≧８．４０
   ．０５≦ｖ＋ｗ≦０．５，０．００１≦ｗ≦０．５，０
   ．６≦ｘ≦１１＞Ａ＞０，１＞Ｂ＞０，０．９≧Ｃ＞０
   ０．５０＜ｕ≦０．９５，０＜ｖ≦０．４５という関係
   があり、表面部のＢ−１型硬質相がその内部より少ない
   ことを特徴とする超硬合金部材を製造するにあたり、通
   常の粉末冶金法にしたがつて、圧粉体を焼結する際、該
   圧粉体に存在するＢ−１型固溶体相のＮおよび／または
   Ｏの化学ポテンシヤルとの平衡値より低い焼結雰囲気中
   にて焼結することを特徴とする超硬合金部材の製造法。 ３ 特許請求の範囲第２項記載の超硬合金部材製造法に
   おいて、焼結雰囲気を１Ｔｏｒｒ以下にすることを特徴
   とする超硬合金部材の製造法。４ 特許請求の範囲第２
   項記載の超硬合金部材製造法において、６００℃以上焼
   結温度までの加温雰囲気の一部もしくは全部を１〜６０
   ０ＴｒｏｏＣＯ雰囲気にしたのち、焼結温度で０．１Ｔ
   ｒｏｏ以上の高真空にて、１分間以上焼結することを特
   徴とする超硬合金部材の製造法。