JPS6043456A - 切削用超硬合金 - Google Patents
切削用超硬合金Info
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- JPS6043456A JPS6043456A JP15112883A JP15112883A JPS6043456A JP S6043456 A JPS6043456 A JP S6043456A JP 15112883 A JP15112883 A JP 15112883A JP 15112883 A JP15112883 A JP 15112883A JP S6043456 A JPS6043456 A JP S6043456A
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Landscapes
- Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
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】
本発明はフライス加工や旋削加工等に使用する切削用超
硬合金に個するものである。
硬合金に個するものである。
ｆ来、フライス切削等に使用されている超硬合金には炭
化タングステン基および炭化チタン基超硬合金がある。
化タングステン基および炭化チタン基超硬合金がある。
前者の炭化タングステン基超硬合金においては、炭化チ
タン纂超硬合金に比較してクレータ摩耗が大きい欠点が
ある。
タン纂超硬合金に比較してクレータ摩耗が大きい欠点が
ある。
他方、炭化チタン基超硬合金は炭化タングステン基超硬
合金よりも硬度が高く、耐熱性が優れているので、高速
切削用に広く用いられているが、炭化タングステン基超
硬合金よりも靭性に乏しく、機械的衝撃、熱ｉｌｉ撃に
弱い欠点がある。またこの炭化チタン纂超硬合金は熱伝
導性が炭化タンクスアンキ超硬含金より悪く、切削中に
刃先の部分が局部的に熱せられることによって、刃先に
クラックを生じ急冷させると破損することがある。
合金よりも硬度が高く、耐熱性が優れているので、高速
切削用に広く用いられているが、炭化タングステン基超
硬合金よりも靭性に乏しく、機械的衝撃、熱ｉｌｉ撃に
弱い欠点がある。またこの炭化チタン纂超硬合金は熱伝
導性が炭化タンクスアンキ超硬含金より悪く、切削中に
刃先の部分が局部的に熱せられることによって、刃先に
クラックを生じ急冷させると破損することがある。
このように炭化タングステン基超梗合金および炭化チタ
ン基超硬合金は（れぞれの欠点により切削条件の適合範
囲がかなり制限されている。
ン基超硬合金は（れぞれの欠点により切削条件の適合範
囲がかなり制限されている。
本発明は、上記従来のような炭化タングステン基および
炭化ヂタン越超硬合金の欠点を改良し、フライス切削等
において低速切削から高速切削まで適用でさ、また乾式
切削および湿式切削のいずれの切削条イ１にも適合でき
、従来の切削用超硬含金よりもより１史い易い切削用超
硬合金を得ることを目的とするものである。
炭化ヂタン越超硬合金の欠点を改良し、フライス切削等
において低速切削から高速切削まで適用でさ、また乾式
切削および湿式切削のいずれの切削条イ１にも適合でき
、従来の切削用超硬含金よりもより１史い易い切削用超
硬合金を得ることを目的とするものである。
本発明は、重量比で、炭化タングスデン１０〜６０％、
炭化チタン５〜４０％、炭化タンタル５〜３０％。
炭化チタン５〜４０％、炭化タンタル５〜３０％。
ハフニウム、タンタル、ニオブ、ジルコニウムの窒化物
のうちの１種又は２種以上の合計昂が３％以上２０％未
満、モリブデンまたは炭化モリブデン０．５％以上５％
未満、コバル１へ、ニッケル、〜７１”Ｊの鉄族金属５
〜２０％の成分からなることを特徴とす°る。
のうちの１種又は２種以上の合計昂が３％以上２０％未
満、モリブデンまたは炭化モリブデン０．５％以上５％
未満、コバル１へ、ニッケル、〜７１”Ｊの鉄族金属５
〜２０％の成分からなることを特徴とす°る。
この組成によって、従来の炭化チタン基超硬合金よりも
耐熱性に優れ、抗折力の大幅な低下を起さずに硬度が高
められ、かつ広範囲な切削条件に適合Ｊることかできる
。
耐熱性に優れ、抗折力の大幅な低下を起さずに硬度が高
められ、かつ広範囲な切削条件に適合Ｊることかできる
。
ところで、鋼或いは高級鋳鉄の切削では二番摩耗および
づくい面摩耗を軽減する要素どして炭化チタンに及ぶも
のはない。従ってできる限り炭化チタンの比率を大きく
する方が摩耗に関する限り有利であるが、使方炭化チタ
ンの熱伝導率が非常に低いことに起因する種々の問題が
生ずる場合がある。炭化チタンを効率よく使用するため
に炭化タンゲスアン、炭化タンタル、炭化ニオブ等を固
溶させて使用することが考えられるが、この場合焼結時
に固溶体同志が接触した部分から互いに融合して人さな
粒子に成長しやづい。この粒子の大きさは工具摩耗の大
きな影響因子である。
づくい面摩耗を軽減する要素どして炭化チタンに及ぶも
のはない。従ってできる限り炭化チタンの比率を大きく
する方が摩耗に関する限り有利であるが、使方炭化チタ
ンの熱伝導率が非常に低いことに起因する種々の問題が
生ずる場合がある。炭化チタンを効率よく使用するため
に炭化タンゲスアン、炭化タンタル、炭化ニオブ等を固
溶させて使用することが考えられるが、この場合焼結時
に固溶体同志が接触した部分から互いに融合して人さな
粒子に成長しやづい。この粒子の大きさは工具摩耗の大
きな影響因子である。
しかして窒化物を適量添加づると、この粒成長を妨げる
ことができる。即ち、窒化物は炭化チタン基超硬含金に
特有な炭化チタンを核に持つ有核組織を保ったまま、そ
の炭化チタンに多く見られる固溶体粒子の粒成長を抑制
し、結晶粒を微細にすることができる。また窒化物は慨
して炭化チタンに比べ熱衝撃抵抗も大きく、鋼どの間の
摩擦係数が小さいため発熱ｍ目体も小さくなり、従来の
炭化ブタン基超硬合金よりも、耐熱衝撃性が改ルされる
。このように窒化物の添加によって粒の微細化が行なわ
れるために硬度が高く、耐摩耗性が著しく向上し、一般
の乾式フライス切削等だ【ノでなく、湿式のフライス切
削等においても、カケやチップングを起すことが少なく
、また比較的低チタンで高い切削性能を示す超硬合金が
得られる。
ことができる。即ち、窒化物は炭化チタン基超硬含金に
特有な炭化チタンを核に持つ有核組織を保ったまま、そ
の炭化チタンに多く見られる固溶体粒子の粒成長を抑制
し、結晶粒を微細にすることができる。また窒化物は慨
して炭化チタンに比べ熱衝撃抵抗も大きく、鋼どの間の
摩擦係数が小さいため発熱ｍ目体も小さくなり、従来の
炭化ブタン基超硬合金よりも、耐熱衝撃性が改ルされる
。このように窒化物の添加によって粒の微細化が行なわ
れるために硬度が高く、耐摩耗性が著しく向上し、一般
の乾式フライス切削等だ【ノでなく、湿式のフライス切
削等においても、カケやチップングを起すことが少なく
、また比較的低チタンで高い切削性能を示す超硬合金が
得られる。
炭化チタンおよび硬質窒化物の含有量はイれぞれ前述の
範囲が好ましく、イれを越えると靭性が乏しくなり、ま
た上記範囲以下では充分な耐熱性耐摩耗性が得られない
。
範囲が好ましく、イれを越えると靭性が乏しくなり、ま
た上記範囲以下では充分な耐熱性耐摩耗性が得られない
。
ここて硬質窒化物としてはＨｆ Ｎ、 Ｔａ Ｎ、 Ｎ
ｂＮ、ＺｒＮから選ばれることが特に必須条件である。
ｂＮ、ＺｒＮから選ばれることが特に必須条件である。
その理由は次に由る。
すなわち、本発明合金の主要構成成分はＴｉＣおよびＷ
Ｃであが、ＷＣ中には一般には窒化物が固溶せず、窒化
物は主どしてＴｉＣと固溶体をつくることになる。この
場合、Ｔｉ金属とは異なるｌ−１ｆ 、 Ｔａ 、 Ｎ
ｂ 、’ ｌｒ等の窒化物との固溶体を形成さＵると、
ＴｉＣとＴｉＮの固溶体よりも硬さが急激に向」ニし、
切削性能上好ましい結果となる。
Ｃであが、ＷＣ中には一般には窒化物が固溶せず、窒化
物は主どしてＴｉＣと固溶体をつくることになる。この
場合、Ｔｉ金属とは異なるｌ−１ｆ 、 Ｔａ 、 Ｎ
ｂ 、’ ｌｒ等の窒化物との固溶体を形成さＵると、
ＴｉＣとＴｉＮの固溶体よりも硬さが急激に向」ニし、
切削性能上好ましい結果となる。
次に炭化タンタルは前述のように炭化チタンを効率よく
含イ１させるために用いられるものであるが、タンタル
とニオブとの分離は製錬上困難であって、タンタルには
多くの場合ニオブを随伴し、それらの固溶体は単独のタ
ンタル炭化物との間にされだった性能の差を示さないた
め特許請求の範囲にいう炭化タンタルにはイの一部を炭
化ニオブで置き換えた場合も含むものである。
含イ１させるために用いられるものであるが、タンタル
とニオブとの分離は製錬上困難であって、タンタルには
多くの場合ニオブを随伴し、それらの固溶体は単独のタ
ンタル炭化物との間にされだった性能の差を示さないた
め特許請求の範囲にいう炭化タンタルにはイの一部を炭
化ニオブで置き換えた場合も含むものである。
特に本発明において、注目すべき点はモリブデンまたは
炭化モリブデンの添加ｍである。
炭化モリブデンの添加ｍである。
すなわち、モリブデンまたは炭化モリブデンは焼結性及
び高温での耐変形性の二点に著しい効果があることを発
明者らは見出した。
び高温での耐変形性の二点に著しい効果があることを発
明者らは見出した。
ＴｉＣ−Ｎｉ合金において、ＭＯをＮｉ症に対し約半分
程度添加すると焼結性が著しく向上づることは既に周知
であるが、ざらにＷＣが加わった系においては、ごく微
量の〜１０を添加するだけでも焼結性改善効果が顕茗で
あることを種々検討を加えた結果、発明者らは見出した
。さらに本系合金は硬質窒化物が加わっているために硬
質粒子が非常に微細となり、その結果常温における靭性
は優れるものの、ＭＯを添加しない場合には高温におけ
る耐変形性（耐クリープ性）に劣ることが確められる。
程度添加すると焼結性が著しく向上づることは既に周知
であるが、ざらにＷＣが加わった系においては、ごく微
量の〜１０を添加するだけでも焼結性改善効果が顕茗で
あることを種々検討を加えた結果、発明者らは見出した
。さらに本系合金は硬質窒化物が加わっているために硬
質粒子が非常に微細となり、その結果常温における靭性
は優れるものの、ＭＯを添加しない場合には高温におけ
る耐変形性（耐クリープ性）に劣ることが確められる。
ＭＯはこの高温における耐変形性を部内に改善し、ひい
ては切削時の耐摩耗性を一向上させることを発明者らは
見出した。
ては切削時の耐摩耗性を一向上させることを発明者らは
見出した。
ここで、モリブデンまたは炭化モリブデンの最適量は０
．５％以上５％未満で、０．５％未満では焼結性改善に
効果が少なく、５％を越えるとこすりに対づる耐摩粁性
が減する。モリブデンまたは炭化モリブデンの最適添加
量をこの範囲に選ぶことが大きなポイン１へで、この点
で特公昭５８−９１３７号と峻別せられるべきものであ
る。
．５％以上５％未満で、０．５％未満では焼結性改善に
効果が少なく、５％を越えるとこすりに対づる耐摩粁性
が減する。モリブデンまたは炭化モリブデンの最適添加
量をこの範囲に選ぶことが大きなポイン１へで、この点
で特公昭５８−９１３７号と峻別せられるべきものであ
る。
以上）ボベた組成を選ぶことにより、連続切削断続切削
共に優れた効果が得られる。
共に優れた効果が得られる。
実施例
ＷＣ−１０％ＴｉＣ−５％Ｎｂ１ｌ−７％ＴａＣ−３％
Ｍｏ２Ｃ−１２％Ｎｉなる組成に配合し、ボールミルに
て７２時間混合した後加圧成形し、１４００℃で焼結し
た。く試料Ａ） また、比較材どしてＭＯ２Ｃを添加しない試料Ｂも同ｇ
ｌに作製し、両者を比較した。試料Ａの抗折力値は２４
０ｋＱ ／ｍｍ２．試わＩＢのそれは１８０＋＋（１／
ｍｍ２てあり、Ｍｏ２Ｃを添加づることにより焼結性が
大幅に向上した。
Ｍｏ２Ｃ−１２％Ｎｉなる組成に配合し、ボールミルに
て７２時間混合した後加圧成形し、１４００℃で焼結し
た。く試料Ａ） また、比較材どしてＭＯ２Ｃを添加しない試料Ｂも同ｇ
ｌに作製し、両者を比較した。試料Ａの抗折力値は２４
０ｋＱ ／ｍｍ２．試わＩＢのそれは１８０＋＋（１／
ｍｍ２てあり、Ｍｏ２Ｃを添加づることにより焼結性が
大幅に向上した。
また、１０００℃における７２ｋｇ／ｍｍ２の応力下に
おける歪速度を測定したところ、Ａ試料は０．００２ｘ
１０″、！／分、Ｂ試料は４．５ｘ ｉｏが７分となり
、ＭＯ２Ｇ添加により耐変形性が著しく向上することが
確かめられた。
おける歪速度を測定したところ、Ａ試料は０．００２ｘ
１０″、！／分、Ｂ試料は４．５ｘ ｉｏが７分となり
、ＭＯ２Ｇ添加により耐変形性が著しく向上することが
確かめられた。
次に旋盤を用いて切削テストを実施した。
切削諸元は、切削速度１８０ｍ／分、切込み２ｍｍ 。
送り０．３ｍｍ／回転、被削１．ＩＳＣＭ４４０であっ
た２５分切削後、試料Ａのフランク摩耗幅は０．１４ｍ
ｍ試料Ｂ試料ランク摩耗幅は０ 、３３ｍｍであった。
た２５分切削後、試料Ａのフランク摩耗幅は０．１４ｍ
ｍ試料Ｂ試料ランク摩耗幅は０ 、３３ｍｍであった。
以上説明したように、本発明によれば、常温における抗
折強度の向上と共に高温におＣプる耐変形性を改善でさ
、耐摩耗性、耐熱衝撃性に富む切削用超硬合金を得るこ
とができる。
折強度の向上と共に高温におＣプる耐変形性を改善でさ
、耐摩耗性、耐熱衝撃性に富む切削用超硬合金を得るこ
とができる。
Claims (1)
- 重量比で炭化タングステン１０〜６０％、炭化チタン５
・−４０％、炭化タンタル５〜３０％、 Ｈ＃ Ｎ、
ＴａＮ、Ｎｂ Ｎ、Ｚｒ Ｎのうちの１種又は２種以上
を台ム１楢で３％以上２０％未満、モリブデンまたは炭
化モリブデン０．５％以上５％未満、コバルト、ニッケ
ル、鉄などの鉄族金属５〜２０％の成分からなることを
特徴とする切削用超硬合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15112883A JPH0653906B2 (ja) | 1983-08-19 | 1983-08-19 | 切削用超硬合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15112883A JPH0653906B2 (ja) | 1983-08-19 | 1983-08-19 | 切削用超硬合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6043456A true JPS6043456A (ja) | 1985-03-08 |
| JPH0653906B2 JPH0653906B2 (ja) | 1994-07-20 |
Family
ID=15511973
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15112883A Expired - Lifetime JPH0653906B2 (ja) | 1983-08-19 | 1983-08-19 | 切削用超硬合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0653906B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003507578A (ja) * | 1999-08-23 | 2003-02-25 | ケンナメタル インコ−ポレイテツド | 低熱伝導性硬質金属 |
-
1983
- 1983-08-19 JP JP15112883A patent/JPH0653906B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003507578A (ja) * | 1999-08-23 | 2003-02-25 | ケンナメタル インコ−ポレイテツド | 低熱伝導性硬質金属 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0653906B2 (ja) | 1994-07-20 |
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