JPS596906B2 - 工具用焼結体 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 近年、機械加工の高能率化の要素が高まり、使用する工
具の性能向上の為に広汎な研究開発が行われている。

特に切削加工用工具では超高圧焼結技術を使って最も高
硬度の物質であるダイヤモンドやこれに次いで高い硬度
を有する立方晶型窒化硼素（以下ＣＢＮと略す）の焼結
体が作られ、従来の工具材料では得られなかった高性能
の工具として期待されている。

しかし、これ等の新しい工具材料も万能ではなく、使用
用途は限定されたものである。

近年開発されたＴｉＣやＴｉ（Ｃ，Ｎ）を主成分とする
化合物なＮｉ等の金属で結合したサーメットは、従来の
ＷＣ基超硬合金よりも鋼の切削加工において耐磨耗性が
優れているが、これは工具刃先に熱衝撃が加わるような
、例えば切削油を使用し且つ断続切削する場合に使用す
ると、刃先に熱亀裂を生じ欠損するといった欠点がある
。

またＴｉＣ等をＷＣ基超硬合金母材に化学蒸着法を用い
て約５ミクロンの厚さで被覆した工具も、ＷＣ基超硬合
金の耐磨耗性を改良する効果はあるが、例えば鋭い工具
刃先形状が要求されるような鋼や鋳鉄の仕上げ切削加工
においては、被覆層が切削初期に剥離してしまうといっ
た欠点がある。

さらに、Ａ １ ２ ０３ ｋ主体としたセラミック工
具は、鋼や鋳鉄の高速切削に適しているが、本質的に靭
性が他の工具材料より劣っており、また高温での熱伝導
が低い為に熱衝撃に弱い欠点がある。

本発明者等は、特に一般的な鋼、鋳鉄を力旺する用途に
対して従来の超硬合金、サーメット、セラミック工具の
性能を大巾に上回る工具材料について鋭意研究を重ねた
結果、本発明に到達した。

鉄族金属を結合相としたサーメットにおいては鉄族金属
の軟化湛度が低いため高温での変形が問題となる。

このため鉄族金属の代りにＷなどの高融点金属を結合材
として粉末冶金法で作る考えが古くから提案されてきて
いる。

しかし、いずれも成功していない。

その中で一度は企業化に成功したかにみえたのが、米国
特許３７０３３６８号によるＴｉ−Ｗ−Ｃ系の共晶点を
利用した（ＴｔｔＷ）Ｃ，，−Ｗ合金である。

これは２７ｏｏ℃以上の高温で溶解し、鋳造して作られ
たものである。

この合金は耐磨耗性、高温での耐塑性変形性は従来の超
硬合金に比べ、はるかに優れ、また靭性向でもセラミッ
クなどよりはるかにしなやかで、工具材料として、かな
り魅力的なものであった。

聞題は高湿溶解一特殊な方法による鋳造という製法で作
られ鋳造時複雑な形状が作れないのみか単純形状の場合
でも得られるもの〜寸法・精度が著しく悪いという欠点
がある。

更に悪いことには、大変な難加工材料であることである
。

ダイヤモンド工具や種々のその他の加工方法を採用して
も、その切断や研磨は容易ではない。

又熔解・鋳造と（・５方法で作るので、その組成が共晶
点近傍に限られてしまう。

従って共晶組成よりも炭化物相の多い材料を作ることは
難かしい。

このためこの合金を粉末冶金法で作ろうとする試みが、
すい分なされたようであるが、いずれも成功していない
。

それは焼結性が著しく悪いためである。

添加物を加えて焼結性をあげることは出来るが、高湛強
度の低下を伴ない成功していない。

以上Ｔｉ−Ｗ−Ｃ系について述べたが、ＴＩ＝Ｍｏ−Ｃ
についても同様である。

最近（Ｔｉ，Ｍｏ ） Ｃ １ −Ｘ Ｍｏ系合金の
高湿特性について、九州大学の吉永教授らから発表がな
されている。

この高温特性も工具材料という観点からみた場合に大変
魅力的である。

しかし、これも熔解一鋳造法で作られている。

本発明は、ダイヤモンドや立方晶型窒化硼素の焼結に用
いられている超高圧を用いて、この難焼結性材料を焼結
せんと着眼したことにより達成されたものである。

ＴｉＣは、高硬質で融点も高く、また原子間結合状態が
共有結合的性格を有するもので、高溝においても、金属
やイオン結合による化合物に比較して原子の移動が困難
である。

通常このような物質を焼結するには高温でホットプレス
する手段が用いられている。

たとえば、黒鉛製の型を使用して２ ０ ０ ｋｇ／ｃ
ｍ２程度の圧力下で約１８００℃の高温において約３０
分間ホットプレスすると、殆んど理論密度に近い焼結体
が得られる。

しかし、このような条件でホットプレスして得られる焼
結体は、結晶粒子が焼結中に著しく粒成長しており、１
ミクロン以下の結晶粒からなる焼結体は得られない。

このようなホットプレス焼結中における粒成長の機構に
ついては、未だ充分解明されていないが、これが結晶粒
界を横切る原子の拡散によって起ることは当然のことで
ある。

また一般に焼結中の結晶粒成長の速度式は で与えられる。

ここでＤは時間ｔのときの結晶粒度、Ｄｏはｔ＝ｏでの
粒度、Ｋ，ｍは常数で、ｍは約１のオーダーの値をとる
。

従って焼結に要する時間が短いと微粒の焼結体が得られ
る。

焼結において 密化を促進する機構としては各種のもの
が考えられるが、ホットプレスによる焼結機構を、通常
の黒鉛型等を用いる数百Ｋ９／ｃｆｎ２の圧力下から、
ダイヤモンドの焼結に用いられるような超高圧の領域ま
で含めて、物質の変形機構と対応させて考えると、例え
ばＡｓｈｂｙ の分類によると、次の４つに大別され
る。

（Ｍ．Ｆ．Ａｓｈｂｙ− Ａｃｔａｍｅｔ． ２ ０８
８７ （ １ ９７ ２ ） ）（１）焼結する物質の
理論剪断強度を越える応カ条件下では、物質は無限大の
歪速度で変形し得る。

物質の理論剪断強度τ．は、その物質の剛性率Ｇ を叶す６′！″” ＴＨ ”〒丁であ仏 （２）高湿下では、ＴｉＣ等の化合物も転位の移動によ
り辷り変形を起し得る。

この場合の歪速度は で与えられる。

Ｕは、転位の移動に要する活性化エネルギーで、加えら
れる応力σの関数でありＫはポルツマン定数、Ｔは絶対
温度である。

ここで（２）式が成立するのはσ〉σ０ （σ。

：ｆｌｏｗｓｔｒｅｓｓ）である。

すなわち物質の剛性率をＧとした場合、加わる応力σが
犬体σ／゛Ｇ≧１０−２を満足すれば、この変形が支配
的に生じる。

（３）物質の融点をＴＭとすると、約１／’２ ＴＭ以
上の温度下ではσ／’Ｇ＜１０−２以下の応力で転位の
上昇運動によるクリープ変形が支配的となる。

これは、原子の拡散を伴う変形機構である。

（４）高温下で（３）より、さらに低圧となる範囲にお
いては、原子やイオンの体積拡散あるいは粒界拡散によ
る 密化が進行する。

一般にＡ ｌ ２ ０ ３等のセラミックを数ｋｇ ／
ａｍ”の圧力下でホット７”Ｌ／スする場合の緻密化は
この機構によるものとされている。

本発明の焼結体は大部分が１ミクロン以下の微細粒子よ
り成ることを特徴とするものであって、このような微細
粒子焼結体を得る為には、原料粒度を微細化すると共に
、焼結中における粒成長を抑制しなければならない。

この為には前記しタ広範囲な応力・温度条件下における
物質の変形機構の中で原子の拡散を伴わない（１）また
は（２）の機構が支配的である条件下で焼結できればよ
い。

さて、ここでＴｉＣ をホットプレスしたときの緻密化
について考えてみる。

ＴｉＣの剛性率Ｇは約１． ９ ｘ １ ０’ ｋｇ／
ｒ／Ｌｍ２、融点ＴＭは３３４０°Ｋである。

まずＴｉＣが（１）の機構により変形する場合に必要な
応力を求める。

Ｔｉｃの理論剪断強度Ｇ けτＴＨ： ＝＝６．３ｘｌＯｋｙ／’ｉｎ２と推
定される。

多結晶体では、この理論剪断強度に近い剪断応力を生じ
るためには一軸加圧であればσ＝２τ１とみてよいから
必要な応力は約１ ３ Ｘ １ ０ｋｇ／ｍｉと非常に
高い値となる。

このような超高圧を必要とする焼結は、固体圧力媒体を
用いた超高圧装置においても実用的な使用範囲を越えて
いる。

（２）の転位の移動により変形する場合、応力σはσ／
Ｇ≧１０−２ より約２００ｋ９／朋２、温度は転位の
運動が開始される湿度が必要となる。

この湿度はＴｉＣ単結晶の機械的性質を調べた九大吉永
教授の発表（日本金属学会誌、ｖｏＬ．４２−１１、＜
１９７８Ｌ １０３９）によると、１２００ＣＫで、
これ以上の温度では転位の移動による辷り変形が起り得
る。

またこの報告によると、１２０００Ｋで、転位が移動す
るのに必要な応カは２５Ｋ９／′ＩＩＬ１１Ｌ２ とさ
れているが、ＴｉＣ多結晶体を超高圧中で焼結する場合
、２５ｋ９／ｒＩＬ一の応力でＴｉｃ粒子は変形し始め
るが、光全に緻密化が進行するには、これ以上に高い応
力が必要であると考えられる。

さらに、本発明の焼結体は１２００°Ｃ〜１４００℃と
１／２ ＴＭの約１４００℃に近い温度で焼結を行うが
２ ５ ｋｇ／ ｍｍ２程度の低圧では前述した（３）
， （４）の拡散を伴う変形が支配的となる領域に入る
可能性がある。

従って、これを防止する意味において応力２ ０ ０
Ｋ９／ ｍｖｔ’以上（圧力では約２０ｋｂ以上）で、
（２）の転位の移動による緻密化が短時間で生じる範囲
で焼結体を得ることが出来れば良い。

固体圧力媒体を用いた超高圧装置では、この程度の圧力
であれば問題なく使用できる。

以上超高圧装置を用いれば（３Ｌ （４）の拡散を伴っ
た変形が支配的となる領域以外で焼結体を得ることが可
能であるが、焼結温度を１２００゜Ｃ〜１４００゜Ｃと
すると（３）， （４）の拡散を伴った緻密化が少しで
はあるが生じ、原料粉末が粒成長する可能性がある。

ところが前述した如＜ ２ ０ ｋｂ以上の高圧では短
時間で緻密化が進行するため焼結時間を短くすることが
でき、粒成長を抑制することが可能である。

さらに本発明者等は超高圧中における焼結では、ホット
プンスと同一温度、同一時間焼結した場合、ホットプレ
ス焼結体は粒成長するにもか〜わらず、殆んど粒成長し
ないことを発見した。

この理由としては、超高圧中における同相焼結において
は、ホットプンスの場合と比較して拡散速度が遅くなる
ためと考えられる。

このように本発明の第１の重要な点は、１ミクロン以下
の粒度の焼結体を、まず従来その例をみない超高圧力下
焼結で得ることにある。

ＴｉＣ単体のみですら容易に１ミクロン以下の粒度の緻
密な焼結体が得られることが判明したので、この条件下
で焼結すれば、本発明の狙っているＴ ｉ −Ｗ− Ｃ
またはＴ ｉ −Ｍｏ − Ｃ 系の微粒の緻密な焼結
体の生成は容易である。

工具として使用する場合には粒度は細かい方が好ましい
。

前述した黒鉛型を用いて作ることの出来る如きＴｉＣ数
１０ミクロンの粒度の焼結体は強度が低く、工具材とし
て実用に耐えない性能しか示さない。

本発明のＴ ｉ −Ｗ − ＣまたはＴｉ −Ｍｏ−Ｃ
系の焼結体において良好な工具性能を得るためには、耐
磨耗性という点からみれば高融点金属の含有量が少ない
方が望ましく、靭性という点からみれば粒界に析出する
高融点金属の量が多いほど良い。

従って、耐磨耗性能と靭件の双方を上げるためには、焼
結体に含有される高融点金属を減少させ、且つ、粒界に
高融点金属を存在させるという相反したことなせねばな
らず、発明者等はこの点について鋭意研究した結果、Ｔ
ｉｃ （Ｔｉ，Ｗ）Ｃ −Ｗ１ もしくはＴｉＣ
（Ｔｉ ，Ｍｏ ）Ｃ−Ｍｏの３相から成る焼結体を
作れば良いという知見に達した。

即ち第１図ａはＴ ｉ −ＭＯ −Ｃ の三元状態図で
、Ａ点における組成の合金は均一溶体になるが、もし各
ＴｉＣ粒子において完全に均一固液体とならず、ＴｉＣ
粒子の芯がＴｉＣとして残留した場合、固溶体部分のＭ
ｏの割合は増し粒界にＭｏが析出し、ＭＯの含有量を少
なくしてもＭｏを析出させることができ、ＴｉＣ −
（ Ｔｉ ｐ Ｍｏ ） Ｃ−Ｍｏの３相からなる靭性
と耐磨耗性の優れた焼結体を得ることが可能である。

さらにＴｉＣ の常温における強度は非常に高いが高温
になるに従ってその強度は急速に低下する傾向があるが
、（ Ｔ ｉｔ Ｍｏ ） Ｃ の強度は１２００〜１
３００℃までは温度依存性が少なく、８００〜９００℃
以上ではＴｉＣの強度よりも（Ｔｉ，Ｍｏ）Ｃ の強度
が高くなり、Ｔｉ −（Ｔｉ，Ｍｏ ）Ｃ−Ｍｏ中に（
Ｔｉ，Ｍｏ）Ｃが存在することにより、高温時における
強度低下を防ぐことができ、高温強度の優れた焼結体を
得ることが可能である。

実際超高圧焼結においては前述した如く、比較的低湿短
時間で焼結することが可能であり、さらには通常のホッ
トプンス時より拡散速度が遅いため、第３図に示すよう
な微粒で３相より成る焼結体を容易に得ることができ、
その工具性能も非常に優れている。

また、Ｔｉ−Ｗ−Ｃ，Ｔｉ−Ｍｏ−Ｃの組成について考
えてみる。

前述した如くＷあるいはＭｏなどの高融点金属相が存在
すると靭性に富み、ＷあるいはＭＯの増加に伴って靭性
は向上する。

しかし、これらの焼結体を工具材料として使用する場合
、焼結体の耐磨耗性が問題となる。

耐磨耗特性から考えた場合、ＴｉＣ の減少は、耐磨耗
性の低下を意味するものであり、工具材料として、本発
明焼結体を使用する場合ＷあるいはＭｏの量も耐磨耗性
と靭件の双方から制限される。

ＷあるいはＭｏの量は焼結体の使用用途により異なるが
、原子比で４０係、好ましくは２５係以下５係以上であ
れば良い。

すなわちＴ ｉ −Ｗ − Ｃ系のＷの含有量は重量比
で８０係以下２４係以上、Ｔ ｉ −Ｍｏ − Ｃ糸の
Ｍｏの含有量は重量比で６８係以下１４係以上が良い。

本発明のＴｉ−ＷＣ−ＮＯあるいはＴｉ −Ｍｏ−Ｃ−
Ｎ−０の焼結体は更に良好な工具性能′を得るため、で
きる限り粒子を微細にしたことにも特徴がある。

超高圧焼結では前述した如く、短時間で焼結でき、粒成
長を抑制することができるが、拡散が伴った変形も生じ
少しではあるが粒成長する可能性がある。

この粒成長をさらに抑制するため、原料粉末にＴｉＮ粉
末を１０重量係添加したところ、超高圧中の固相焼結に
おいて粒成長が抑制されることを発見した。

この原因については不明な点が多いが、ＴｉＮがＴｉＣ
粒子間に存在してＴｉＣ粒子の粒成長を抑制するものと
考えられる。

ＴｉＮの添加量としては１係未満であると、その効果は
見出せず、また２０係を越えると工具としての耐磨耗性
が悪くなる。

ＴｉＮの添加量は１係〜２０係が適当であり、この範囲
内であると良好な工具性能を有した焼結体が得られた。

なおＴｉＮを添加して焼結した場合ＴｉＮがＴｉＣ等の
粒子内に固溶する場合もあるがＴｉＮ量が重量比で２０
係以下ならば工具性能は変わらない。

また、原料粉末としてＴｉＣの代り［Ｔｉ（Ｃ，Ｏ）あ
るいはＴｉ （Ｃ，Ｎ，Ｏ ）の如き酸素を含有した粉
末を用いて、焼結体中に積極的に酸素を含ませることに
より焼結性が向上し、工具性能の良好な焼結体を得るこ
とができた。

この理由は明確ではないが、ＴｉＣとＴｉＯの特性を比
較すると、常温でのビツカース硬度がＴｉｃ，ＴｉＯそ
れぞれ３ ２ ０ ０ｋｇ／’ａｍ２、１ ７ ０ ０
ｋｙ／ｔｕｒｎ２で常温ではＴｉＣ の硬度が高いが
、８００℃になるとＴｉＣ，ＴｉＯそれぞれ５ ０ ０
ｋｇ／−朋２、６６０Ｋ９／朋２で高渦になるとＴｉ
Ｏ の硬度が高くなる。

またＴｉＯはＴｉＣ より化学的に安全であり、合金に
酸素が含有すればＴｉＯの特性を生かした合金が得られ
る。

また、合金中に酸素が含有されていると切削時に合金表
面と酸素が反応し、表面にＢ ｅ ｊａｇ が形成さ
れ易くなり、合金を保護すると考えられる。

同焼結体中の酸素の含有量としては、原子比で１０係を
越えると工具性能が低下するため、原子比で１０％以下
が適当である。

Ｔｉ−Ｍｏ −Ｃ の各混度における３元状態図は、第
１図ａ−ｄの如くである。

Ｔｉ−Ｗ−Ｃ系でも略内様の状態図となる。

温度の低いほどＴｉＣに固溶するＷまたはＭｏの量は少
なくなる。

金属状Ｗ又はＭｏが組織中に存在することにより合金全
体の靭性が甚しく向上するので、同一組成ならば、その
焼結温度の低いほど金属相の量が増え靭性に富むことに
なる。

この点本発明の如き超高圧下焼結では焼結温度を低くす
ることが可能であるから更に有利である。

本発明の焼結体を例えば切削工具として使用する場合、
耐磨耗性に優れたＴｉ Ｗ Ｃｔ Ｔｔ−Ｍｏ−Ｃ，
Ｔｉ−Ｗ−Ｃ−Ｎ，Ｔｉ−Ｍｏ−Ｃ−Ｎ，Ｔｉ −Ｗ−
Ｃ −Ｎ−０， Ｔｉ −Ｍｏ−Ｃ −Ｎ−０焼結体は
、工具の切刃部のるに存在すればよい。

本発明の焼結体では、このＴｉ Ｗ Ｃｐ ＴｔＭｏ
Ｃｙ Ｔｉ −Ｗ−Ｃ −１’Ｌ Ｔｉ −Ｍｏ
−Ｃ −Ｎ，Ｔｉ−Ｗ Ｃ Ｎ−０，Ｔｉ−Ｍｏ−
Ｃ−Ｎ−Ｏ焼結体層が０． １ ｍｍＪＪ，上の厚さで
超硬合金母材上に直接結合した状態で製造することがで
きる。

ＷＣ基を代表とする超硬合金は剛性が高く、靭性に富ん
でいる為このような複合体とすることによって工具に強
靭性が付与される。

このような複合工具としては、例えばＷＣ基超硬合金母
材に、化学蒸着法によってＴｉｃ−ｌＰＴｉＮの薄層を
約５ミクロンの厚みに被覆した工具が市販されている。

しかしこのような工具では被覆層の厚みが薄く、この約
５ミクロンの層が磨耗すると、母材が磨耗面に現れて急
激に進行する。

化学蒸着法等の手段で本発明の焼結体の如く厚い層を形
成することは非常に長時間を要し実際上困難である。

またこの方法では、母材との結合強度が、本発明の超高
圧下における接着のものより弱く、工具として使用した
場合接合界面より剥離することがある。

本発明において、このような複合焼結体を製造する場合
には、超高圧下ホットプレス時に、原料粉末と母材とな
る超硬合金もしくは超硬合金を形成するＷ Ｃ ＪＰＣ
ｏの混合粉末を直接接触せしめて、焼結と同時に焼結
体層と超硬合金母材を接合させることができる。

ＷＣ−ＣＯよりなる超硬合金母材は１３２０℃以上で液
相を生じるが、このとき、前述した如く本発明の焼結体
のホットプンス圧力が高い為、硬質層を形成する粉末は
、加圧時に既に高密度となっており、超硬合金母材に生
じた液相は、硬質焼結体層形成粉末中には侵入し難い。

このことによって、本発明の目的とする鉄族金属の結合
金属相を含まない硬質焼結体層が超硬合金母材に直接結
合した焼結体が得られる。

このように複合焼結体とした場合の硬質焼結体部の厚み
は、用途によって適当に選択することができる。

一般に本発明の焼結体を切削工具として使用する場合は
、工具の切刃部逃げ面の磨耗巾が微小切削では０。

■記位で０． ５ ｍｒｎを越えることは稀であるため
、硬質焼結体部の厚みは０．１朋以上、望ましくは０．
５ ｒｔｒｒｎＪＪ，上あれば良い。

また切り込み量の大きい重切削等においては、肉厚の大
きい焼結体を製造し使用することも可能である。

本発明の焼結体の製造に当っては、原料となる硬質化合
物粉末に微細粉末を使用する為粉末に吸着したガス成分
の除去に特に留意する必要がある。

このような微粉末を原料として、高圧下でポットプレス
することによって焼結体を製造する場合に、粉末の有す
るガス成分を有効に除去し、またホットプレス焼結時に
も、気密を保った状態で外部からのガス成分の侵入をも
防止する手段を講じなければならない。

特に本発明の焼結体の製造に当って、固体圧力媒体を用
いて高圧下でホットプレスする場合、先ず加熱に先立っ
て高圧力を試料に加えた段階で圧粉体の緻密化が起るの
で、粉末が吸着ガスを有したり、粉末粒子間にガス成分
が存在すると、引続いて行われる加熱段階で、ガス成分
の逃げ道がなく圧粉体粒子間に閉じ込められ、焼結体中
に気孔が残留することになる。

このことから、本発明の焼結体の製造に当っては、ホッ
トプレス前に、粉末の有するガス成分を充分除去し、気
密を保った容器に封入することが必要である。

その具体的方法としては、開口を有する容器に原料粉末
またはその型押体を収納し、前記開口に多孔質の蓋とろ
う材を置くか、あるいは通気を許す形状のろう材を介し
て蓋を置き、この全体を好ましくは５００℃以上の温度
で加熱しながら真空引きして、脱ガスを行うと同時にろ
う材を多孔質の蓋に溶浸させるか、あるいはろう材で蓋
を容器に接着せしめて、容器を密閉する方法がある。

このような方法をとることにより、粉末に吸着している
ガスを取除くことができ、焼結体に気孔が残留して焼結
体の強度が低下することを防止できる。

さらにＴｉ （Ｃ，Ｏ），Ｔｉ （Ｃ，Ｎ，Ｏ ）の酸
素を含有している粉末を焼結する場合、容器中に閉じ込
めてあるため焼結中に脱酸素現象を起すことなく、強度
の高い焼結体を得ることが可能である。

同、ＴｉＣやＺｒＣを１ ０ ０ ｋｇ／ｍｒｎ２程度
の圧力を加えてホットプンスすることは、今までも試験
的に行われているが、本発明の如く原料粉末を１ミクロ
ン以下の微粉体として、焼結前に加熱脱ガスすると同時
に気密な容器に封入し、粒成長を殆んど起さない状態で
、大部分が１ミクロン以下の粒子よりなる微細な組織を
有する焼結体を得ることは試みられていない。

本発明の焼結体は、鉄族金属等の結合金属を焼結体中に
実質的に含んでいないことを特徴とするものであるが、
原料粉末の製造時や、粉砕過程でＦｅ ｐ Ｎｉ ｔ
Ｃｏ等の金属が混入してくることがある。

しかし、例えばＴｉＣ中にはＮｉが約０．５重量係まで
は固溶し得るとされており、焼結中に硬質化合物中ある
いは高融点金属相中にこのように固溶する量以下であれ
ば問題でない。

それ以上にこれ等の金属が混入した場合は、原料粉末を
酸洗して除去する等の手段が必要となる。

本発明の焼結体は、特に一般の鋼、鋳鉄の切削加工用工
具に適したものである。

鋼の仕上げ加工用工具としては従来のどの工具材料より
も格段に優れた特性を有するものである。

発明者等は、本発明の焼結体で切削加工用のチップを作
成し、谷種の被削材について広範囲な条件下で切削性能
の評価を行った。

詳細な結果については後述するが、従来、ＷＣ基超硬合
金やＴｉＣ基サーメットが使用されていた炭素鋼や合金
鋼の切削加工においては、本発明の工具刃先の逃げ而磨
耗、すくい面磨耗共に従来主具よりも著しく少ない。

また、耐熱疲労強度の高い切削工具が要求される鋼、鋳
鉄の重切削においては、従来ＷＣ基超硬合金が用いられ
ているが、これらは鉄族金属結合相が用いられているた
め、高温で結合金属相が軟化し高温での耐塑性変形性、
あるいは耐熱疲労靭性に限界がある。

本発明の焼結体は、鉄族金属結合相の代りにＷｅ Ｍｏ
の高融点金属相を用いている為、高温での耐塑性変形性
、耐熱疲労靭性共従来のＷＣ基超合金よりも非常に優れ
ている。

さらに、切削速度が２５０ｍ／分〜５００ｍ／分といっ
た高速切削条件では、刃先温度が高くなって鉄族金属結
合相を含有する工具では、短時間で寿命となる為、従来
はＡ ｌ ２ ０ ３系セラミックは使用されていたが
、本発明の焼結体は、このような条件下でもＡｌ２０３
系セラミック工具よりも大変驚くべきことであるが、耐
磨耗性が優れており、充分実用に供し得ることが判明し
た。

特に断続的な切削で衝撃応力の加わる場合にはセラミッ
ク工具は欠損することが多いが、本発明の焼結体は、Ａ
ｌ２０３系セラミック工具よりもこのような条件下では
欠損し難い。

これは、切刃となる硬質焼結体の成分がＡｌ２０３より
も靭性が高いこと、また粒子が微細で粒界に高融点金属
相があること、及び硬質焼結体が高剛性で靭性に優れた
超硬合金母材に強固に接合されていることによると考え
られる。

更に、本発明の焼結体では切削油を使用する湿式切削等
の工具刃先に熱衝撃が加わる切削条件下で使用・［ると
、他の現用工具材料よりもサーマルクラックが生じ難い
特徴を有している。

これは超硬合金やサーメットが熱伝導度や熱膨脹係数の
差が大きい炭化物相と鉄族金族等の結合金属相の２相混
合組織であるのに対して、本発明の焼結体は、鉄族金属
等の結合金属相を含まないものであり、Ｔｉ＋ Ｗｇ
Ｍｏの炭化物、窒化物とＷｐ Ｍｏの３相あるいは４相
の混合組織で、これ等の熱的性質が類似しているため、
焼結体結晶粒子間に熱応力が生じ難いためと思われる。

本発明の焼結体の耐磨耗性の特徴が最も発揮される用途
は、鋼の仕上げ切削である。

鋼の仕上げ切削加工には、従来超硬合金やサーメソトが
用いられてきたが、被加工物の寸法精度や仕上げ面粗度
を良くする為に、通常の切削条件よりも工具の切込み量
、送り量共に小さくして切削する場合が多い。

このような条件で、本発明の焼結体を用いて切削すると
、従来の工具に比較して格段に優れた耐磨耗性を有する
ごとが判明した。

本発明の焼結体は、鉄族金属等の結合金属相を含有しな
い為に、切屑の工具刃先への溶着が少なく、また微粒の
焼結体である為工具刃先の刃立性か良く被加工物の加工
向粗度が良い。

特に本発明の焼結体は、炭素鋼、合金鋼の精密中ぐり加
工等の一般にＪＩＳ規格で加工而粗度か６−Ｓ以下が要
求される場合や、寸法精度を重視する仕上げ切削に適し
ており、従来の工具よりもはるかに長寿命である。

以下実施例により更に具体的に説明する。

実施例 １ 平均粒度１ミクロンのＴｉＣ 粉末８０重量係と平均粒
度１ミクロンのＭｏ粉末２０重量係を超硬合金製のボー
ルを使用して、アトライターで１０時間湿式混合した。

混合された粉末を走査型電子顕微鏡を用いて観察したと
ころ、大部分は１ミクロン以下の微粒となっていた。

この粉末をステンレス製の内径１ｏ．ｏｍ，ｆｉ径１４
Ｍ７７１の底付き容器に充填し、外径９．９朋で厚さ３
１ｒＬ１ｒＬのＷＣ−６％Ｃｏの合金の円板をその上に
置いた。

更にその上に−１００メッシュ＋２００メッシュの鉄粉
を型押した外径１０．Ｏｒｎｍで厚さ２朋の通気性を有
する型押体を置き、ステンＶス製円筒に栓をした。

この上に純銅の板をのせ、全体を真空炉に入れて１ ０
’ ｍｍＨｇの真空下で１０００℃に加熱し１時間
保持して脱ガスせしめた後、湿度を１１００℃に昇湿し
１０分間保持した。

冷却後取出してみると、銅が鉄圧粉体中に含浸されてお
り、またこれとステンレス製円筒の界面にも銅が侵入し
て完全に気密な状態に保たれていた。

この粉末を充填した容器をダイヤモンド合成に用いられ
るガードル型超高圧装置に装入した。

圧力媒体にはパイロフイライトを用い、ヒーターには黒
鉛の円筒を用いた。

先ず圧力を５ ０ ｋｂまで加え、次いで電気を通じて
１３００℃に加熱して、２０分間保持したのち冷却した
。

圧力を徐々に下げて容器を取出した。

この容器のステンレス部分を除去したところ、Ｔ ｉ
−Ｍｏ − Ｃの約１朋厚みの焼結体がＷＣ−１５％Ｃ
ｏ合金に強固に接着したものが得られた。

焼結体の部分をダイヤモンドペーストを用いて研磨し、
顕微鏡で組織観祭したところ、焼結体は第３図や第４図
ａＫ示すようＫＴ ｉＣ − （ Ｔ ｉ ｙ Ｍｏ
） Ｃ−Ｍｏの３相より成っており、殆んど気孔を有し
ておらず、大部分は１ミクロン以下の微細粒子からなる
ものであった，一方、同一原料粉末を５０ｋｂで型押し
た後、１３００゜Ｇ，１０ｋ９７朋２の圧力を加え２０
分間保持して焼結体を作成した。

このホットプレス焼結体■の組織写真を第４図ｂに示す
。

第４図ａの超高圧焼結体は殆んど粒成長していないが、
ｂのホットフレス焼結体■は、かなり粒成長しており、
気孔も存在して焼結体としては不児全なものであった。

また、同一原料粉末を使用して黒鉛型を用いた通常のホ
ットプレスにより真空中で、１８ｏＯ℃に加熱し、２
ｋｇ／ ｍｍ２（７）圧力ヲ加エ、１０分間保持して焼
結体を作成した。

このホットプンス焼結体Ｈの比重は５．４１であり、１
．５％の気孔率を有するものであった。

組織観察の結果粒子は粗大化しており、平均粒度は約１
５ミクロンであった。

前記焼結体を、ダイヤモンド切断刃によって切断し、こ
れを超硬合金製の通常のスローアウェイチップの一角に
ロウ付けした。

このチップを用いて切削試験を行った。

被剛材は炭素鋼Ｓ５５Ｃ調質材である。

切削条件は切削速度を１７０ｍ／分と４００ｍ／分の２
種、切込み０．２ｍｍ，送り０．１ｍｍ／回転とした。

比較の為に前述のホットプレス体と市販のＴｉ（Ｃ＝Ｎ
）糸サーメット及びＡｌ２０３−ＴｉＣ系のホットプレ
ス焼結によるセラミックを用いて、同一条件で切削した
。

第５図及び第６図は各工具の磨耗曲線を示したものであ
る。

すなわち本発明の焼結体は、比較工具に対して切削速度
１ ７ ０ｎ／分の条件では工具逃げ面磨耗量が約１／
３〜１／４である。

特に同一原料を用いて通常のホットプレスによって作成
した焼結体と比較しても磨耗量は１／３〜１／４で格段
に優れた耐磨耗性を有している。

同第６図に示したように切削速度４００ｍ／分といった
高速切削でも、本発明の焼結体は、大変驚くべきことに
セラミック工具より優れた耐磨耗性を有している。

実施例 ２ 次表の粉末を準備した。

この粉末を実施例１と同様にして、１０時間湿式でアト
ライター混合した。

得られた粉末を走査型電子顕微鏡により観察した結果、
大部分の粒子は１ミクロン以下の微粉であった。

この粉末を、超硬合金母材を用いず他は実施例１と同様
にしてステンレス製容器に充填し、真空中で加熱脱ガス
し、気密に保たれた状態でピストンシリンダー型の超高
圧装置を用いて次表の条件でホットプレスした。

得られた焼結体をダイヤモンド砥石で、研磨後、ダイヤ
モンドペーストでラツピングして組織観察を行ったとこ
ろ、入〜Ｃの焼結体はＴ ｉＣ （ Ｔ ｔ ＋Ｗ）
Ｃまたは（ Ｔｉ ， Ｍｏ ） Ｃ−ＷまたはＭｏの
３相の緻密な焼結体となっており、焼結体の結晶粒は、
大部分が１ミクロン以下の微細粒子より成っていて、著
しい粒成長は認められなかった。

一方Ｄの焼結体は緻密ではあったが、（Ｔｉ，Ｍｏ）Ｃ
−Ｍｏの２相より成り、焼結体の結晶粒は平均５ミクロ
ンと粒成長していた。

次に、第２表の条件で焼結したＡについて、実施例１と
同様にしてスローアウエイチップを作成し、切削試験し
た。

被削材はＳ４５Ｃ相当の鋼の丸棒で、切削速度３００ｍ
／分、切込み１１ｆｔ１ｆｔ、送り０．２５ｒ／Ｌｉ／
回転の条件で、１０分間切削した。

比較の為、実施例１でテストし１こＡｌ２０３−ＴｉＣ
系セラミック工具を同時に試験した。

その結果、？発明の焼結体Ａは、工具逃げ面磨耗巾が０
．０８ｒｎｍですくい面磨耗深さが６ミクロンであった
のに対してＡ１０３−｛′ｉＣ系セラミックでは、それ
ぞれ０．１ ５ｍｍ、１ ０ミクロンであった。

この切削条件はＡｌ２０３を主成分とするセラミック工
具が最も特徴を発揮する領域にあり、特に工具すくい面
は高温となり、鋼に対して高温で化学的に安定なＡｌ２
０３が他の炭化物や窒化物を主体とする工具材料よりも
耐磨耗性において優れていると考えられてきた。

しかし本発明の焼結体はこのような領域においてもＡ１
０３を主体とするセラミックより優れた性能を有してい
ることが判明した。

実施例 ３ 次表の組成に各粉末を配合した。

以下実施例１と同様にしてＷＣ−１ ５ ％ Ｃｏ超硬
合金母材に厚さ１朋の硬質焼結体層が直接接合した焼結
体を作成した。

同焼結時の圧力は５５ｋｂとし温度は１３５０°Ｃで行
った。

焼結体の組織観察の結果、Ｅ，ＦはＴｉｃ − （ Ｔ
ｉ ， Ｍｏ ） Ｃ 一ＴｉＮ−Ｍｏの４相より、Ｇ
はＴｉｃ−（Ｔｉ，Ｍｏ）Ｃ−Ｍｏの３相より、Ｈ，Ｉ
はＴ ｉＣ 一（ Ｔｉ， Ｗ）（ Ｃ ， Ｎ ）
−ＴｉＮ−Ｗの４相より、ＫはＴｉ（Ｃ，Ｏ） （Ｔ
ｉ，Ｍｏ）（Ｃ，Ｏ）ＴｉＮ−Ｍｏの４相より、ＬはＴ
ｒ （ Ｃ ｔ Ｏ ） （ Ｔｔ ｙＷ）（Ｃ，Ｏ
） 一ＴｉＮ−Ｗの４相より、ＭはＴｉ （ＣＩ Ｎ
ｔ Ｏ ）−（Ｔｉ ｊ Ｍｏ ） （Ｃ＃ ＮｌＯ）
−ＴｉＮ−Ｍｏの４相より、ＮはＴｉ（Ｃ，Ｎ，０ ）
−（Ｔｉ，Ｗ）（ Ｃ，Ｎ，Ｏ ）−ＴｉＮ−Ｗの０
４相より成り、且つこれらの焼結体はＴｉＮ添加の効果
により、すべて平均粒度が０．５ミクロン以下の微細で
緻密な組織を有していた。

一方、高融点金属の含有量が３重量係のＪ焼結体は平均
粒度が０．５ミクロン以下の微細で緻密ではあったが、
組織を観祭するとＴｉｃ （Ｔｉ，Ｍｏ ）（Ｃ，Ｎ
）−ＴｉＮの３相より成り、Ｍｏ相が存在しなかった。

またＯも微細で緻密な焼結体であり、組織もＴｉ （Ｃ
， Ｏ ）−（Ｔｉ ， Ｍｏ ）（Ｃ，Ｎ，Ｏ）−Ｔ
ｉＮ−Ｍｏ の４相から成り立っていた。

こへでＫ〜０の焼結体について含有酸素量を調べデー結
果を旭４表に示オー 表から明らかなように、焼結中における脱酸素はほとん
ど認められない。

これらの焼結体の切削性能と靭性を調べた。

比較のために、市販のＴｉ（ＣＮ）系サーメット、ＪＩ
Ｓ分類ＰＩＯ相当のＷＣ基超硬合金も同時にテストした
。

まず耐磨耗テストとしてＳ５５Ｃ相当の鋼調質処理材を
、切削速度１’７０ｍ／分、切り込み０． ２ ａｎ、
送り０．１朋／回転の条件で中ぐり加工を行い逃げ面磨
耗巾と共に面粗度の測定も行った。

また靭性試験としてＪＩＳＳＣＭ３種調質材の丸棒に■
形溝を１８０°間隔で２ケ所長手方向に設け、切削速度
１００ＴｒＬ／分、切込み１ ｔｕｒｎ，送り０．５ｒ
ＩＬｍ／回転で切削した。

切削性能の試験結果を第７図に、また靭性試験の結果を
第５表に示す。

本発明による焼結体は、耐磨耗性而粗度靭性ともＴｉ（
Ｃ，Ｎ）系サーメットより優れている。

さらに本発明焼結体は耐磨耗性向粗度はＷＣ基超硬合金
と比較にならないほど良好である。

また本発明による焼結体は高融点結合金属であるＷやＭ
ｏの量が減少するほど耐磨耗性は向上し、逆に靭性はＭ
ｏが粒界に存在しないＪ焼結体は低く、粒界にＷあるい
はＭｏが存在し始める領域からは急に上昇し、あとはＷ
あるいはＭｏの増加に伴い除々に良好となる傾好がある
。

また、酸素を含有した焼結体は、高融点結合金属である
ＷやＭＯの量を酸素を実質的に含有しない焼結体と同一
にした場合、耐磨耗性能、靭性共良好となる。

しかし含有酸素量が１０原子係以上であるＯ焼結体は、
耐磨耗性能、靭性共本発明による焼結体より劣っている
。

実施例 ４ 実施例３で作成したＧ，ＩおよびＮについて切削試験を
行った。

被削材はＳＣＭ３、切削条件としては、切削速度１５０
ｍ／分、送り０．５０朋／回転、切り込み２ｘｍで１０
分間切削した。

比較のため市販のＴｉＣ コーティングチップも同時に
テストした。

その結果を次表に示す。本発明品は市販のＴｉＣ コ
ーティングチップやＴｉ（Ｃ，Ｎ）糸はサーメットより
優れた性能を持っている。

実施例 ５ 次表の如く谷粉末を配合した。

以下実施例１と同様にしてＷＣ−１ ５ ％ Ｃｏ超硬
合金母材に厚さ１．２朋の硬質焼結体層が直接接合した
焼結体を作成した。

なお、焼結時の圧力は５０ｋｂＸ？Ｍ度は１４００℃で
１５分間保持した。

焼結体の組織観察の結果、Ｐ，Ｑ，Ｒ，Ｓ，Ｔ，Ｕ焼結
体はそれぞれ、Ｔｉ （Ｃ，Ｏ）−（Ｔｉ，Ｍｏ ）（
Ｃ，Ｏ）−Ｍｏ，Ｔｉ （Ｃ，０）−（Ｔｉ，Ｗ）（Ｃ
，０）−Ｗ，Ｔｉ （Ｃ，Ｎ） （Ｔｉ，Ｗ）（Ｃ，
Ｎ）−Ｗ，Ｔｉ （Ｃ，Ｎ） （Ｔｉ，Ｍｏ ）＜Ｃ
Ｉ Ｎ）−ＭＯｊ Ｔｉ （ＣＩ Ｎｊ Ｏ ）−（Ｔ
ｉ ，Ｗ）（Ｃ，Ｎ，Ｏ）−Ｗ，Ｔｉ （Ｃ，Ｎ，０）
−（Ｔｉ ｊ Ｍｏ ） （ ＣＩ Ｎｊ Ｏ ）
−Ｍｏ の３相よりなる焼結体で緻密な組織を有して
いた。

これらの焼結体を用いて切削用のバイトを作成し、炭素
鋼Ｓ５５Ｃを速度２００ｍ／分、切込み０． ５ ｖａ
ｎ、送り０． ３ ａｍ／ ｒｅｖで切削した。

比較のためＴｉ（Ｃ，Ｎ）糸サーメットも同時にテスト
した。

３０分切削後の逃げ面磨耗巾を第７表に示す。実施例
６ 次表の各粉末を配合した。

第８表 工具材質 Ｔｉ（Ｃｏ．ａＮｏ．２）ｏ．ｇｇ Ｔｉ
Ｎ Ｍｏ ＷＶ ６５ ５ ３０ Ｗ ７０ １０２０ 実施例１と同様にして、圧力５０ｋｂ，淵度１４５０℃
で１５分間焼結した。

焼結体の組織観察の結果Ｖ，ＷはそれぞレＴｉ （ Ｃ
， Ｎ ） （Ｔｉ，Ｗ）（Ｃ，Ｎ） 一ＴｉＮ’
−Ｗ及びＴｉ（Ｃ，Ｎ）一（ Ｔｉ ， Ｍｏ ）
（ Ｃ ， Ｎ ） −ＴｉＮ−Ｍｏの４相よりなる緻
密な組織であった。

これらの焼結体を用いて切削工具用のバイトを作成し、
８４５Ｃ炭素鋼を速度２５０ｍ／分、切込み１ ＃！ｍ
、送り０． ３ ＩＩＬ１ＩＬ／回転で１０時間切削し
た。

Ｖ，Ｗの逃げ面磨耗巾はそれぞれ０．０６と０．０７で
あった。

【図面の簡単な説明】 第１図ａ，ｂｙ ｃｐ ｄはＴｉ−Ｍｏ−Ｃ系の各湿度
における状態図、第２図はＴｉ−Ｗ−Ｃ系の状態図、第
３図はＴｉＣ−（Ｔｉ ，Ｍｔｏ） Ｃ−Ｍｏの組織写
真、第４図ａ，ｂはそれぞれＴｉＣ−（Ｔｉ ，Ｍｏ
）Ｃ−Ｍｏの超高圧およびホットプレス焼結体の組織写
真、第５図、第６図及び第７図は本発明の焼結体を切削
工具として使用したときの性能を他の公知工具材料と比
較したグラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｉ ＷあるいはＭｏの高融点金属が結晶粒界に存在し、
   焼結体のＷまたはＭｏの高融点金属の焼結体中の含有量
   が、原子比で５チ以上４０係以下であるＴｉｃ−（ Ｔ
   ｉ＊ Ｗ）Ｃ−Ｗｓ ＴｉＣ−（Ｔｉ＋Ｍｏ ）Ｃ
   Ｍｏ，Ｔｉ （Ｃｙ Ｎ） （Ｔｔ ｔＷ）（ Ｃ，
   Ｎ）−Ｗ，Ｔｉ （ Ｃ，Ｎ）−（Ｔｉ，Ｍｏ ）（
   Ｃ，Ｎ）−Ｍｏ，Ｔｉ （Ｃ，Ｎ ）−（Ｔｉ，Ｗ）（
   Ｃ，Ｎ） ＴｉＮ−Ｗ，Ｔｉ （Ｃ，Ｎ）−（Ｔｉ，
   Ｍｏ ）（Ｃ，Ｎ）−ＴｉＮ−Ｍｏ，Ｔｉ （ Ｃ，Ｏ
   ）−（Ｔｉ，Ｗ）（Ｃ，Ｏ） −Ｗ，Ｔｉ （Ｃ，０）
   −（Ｔｉｊ Ｍｏ ）（ Ｃｊ Ｏ）−Ｍｏｐ ’ｒ
   ｉ （Ｃｊ Ｎ，０） 一（ Ｔｉ，Ｗ）（Ｃ，Ｎ，０
   ） −Ｗ，Ｔｉ（Ｃ，Ｎ，０ ）−（Ｔｉ，Ｍｏ ）
   （Ｃ，Ｎ，Ｏ）−Ｍｏ，Ｔｉ （ Ｃ，Ｎ，０ ） −
   （ Ｔｉ，Ｗ）（Ｃ，Ｎ，Ｏ ）−ＴｉＮ−Ｗ，Ｔｉ
   （ Ｃ，Ｎ，０ ） −（ Ｔｉｔ Ｍｏ ）（ Ｃｔ
   Ｎｐ Ｏ ） ＴｉＮ ＭｏｐＴｉＣ−（ Ｔｉ
   ｓ Ｍｏ ）Ｃ−ＴｉＮ−Ｍｏｅ ＴｉＣ −（Ｔｉ
   ，Ｗ）Ｃ−ＴｉＮ−Ｗ，Ｔｉ （ Ｃ，Ｏ ）−（ Ｔ
   ｉ ｓ Ｍｏ ） （ Ｃｔ Ｏ ） −ＴｉＮ−Ｍ
   ｏ，あるいはＴｉ （ Ｃ， ０ ）−（Ｔｉ ， Ｗ
   ） （ Ｃ， Ｏ ） −ＴｉＮ−Ｗの組織を有する硬
   質焼結体であって鉄族金属の結合金属相を実質的に含有
   せず、焼結体中の結晶粒の大部分が１ミクロン以下の微
   細粒子より成ることを特徴とする工具用焼結体。 ２ 特許請求の範囲第１項において、（Ｔｉ・Ｗ）（Ｃ
   ，Ｎ）または（Ｔｉ，Ｍｏ ）（Ｃ，Ｎ）の形で固溶し
   ていないＴｉＮの含有量が重量比で２０係以下、１係以
   上であることを特徴とする工具用焼結体。 ３ 特許請求の範囲第１項において、焼結体中の酸素の
   含有量が原子比で０．１％以上、１０係以下であること
   を特徴とする工具用焼結体。