JPS6147899B2

JPS6147899B2 -

Info

Publication number: JPS6147899B2
Application number: JP1948985A
Authority: JP
Inventors: Naoharu Fujimori; Takeshi Asai; Takaharu Yamamoto
Original assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Priority date: 1985-02-04
Filing date: 1985-02-04
Publication date: 1986-10-21
Also published as: JPS6141744A

Description

【発明の詳細な説明】

ａ、ａ、ａ族元素の炭化物、窒化物及び
炭窒化物の１種又はそれ以上の硬質相と鉄族金属
を主成分とする結合相より成るいわゆる超硬合金
に炭化物、窒化物、炭窒化物および／または酸化
物の１種又は２種以上を被覆した被覆超硬合金工
具は特に耐摩耗性が優れているということはよく
知られている。なかんずく、TiC、Ti（CN）、
TiN、Al₂O₃の１種又は２種以上を５〜10μ被覆
をした被覆超硬合金は、従来の超硬合金に比べて
２〜10倍もの長寿命となることが知られている。しかし、これ等の被覆超硬合金は鉄族金属なか
んづくCoを結合相とした地金を使用するために
さまざまの問題点があり、被覆相の性質を十分生
かしきつているとは言いがたい。工具において必要な特性は２種類の大別される
ことが判つている。すなわち靭性と耐摩耗性とで
ある。このうち靭性に関しては発明者等の長年の
研究により、さらに２種類に大別されることが判
つて来た。それは機械的強度と熱疲労強度とであ
る。機械的強度と耐摩耗性の関係は上記超硬合金に
おいては相反する性質であり、鉄族結合金属（多
くの場合Co）を増加させ、機械的強度を上昇さ
せれば耐摩耗性は減少してしまう。熱疲労強度の変化はかなり複雑である。Co量
の増大にともない熱疲労強度の増加が起るが、
Co量が多すぎるとかえつて塑性変形が起り、熱
疲労強度の低下をまねく。従つてCo量増による
熱疲労強度向上にもおのずから限界がある。一方、切削工具においては、その能率向上のた
め、切込み、送りの大きな重切削に耐える耐熱疲
労強度の高い工具が要求されているが、この場合
は特に高い靭性が必要であるにもかゝわらず耐塑
性変形性が要求され、現在の超硬合金地金ではお
のずから限界がある。本発明は、従来超硬合金では到達し得ない高温
下の耐塑性変形性と耐熱疲労靭性を有する地金に
硬質物質を被覆することによつて耐摩耗性及び靭
性を兼ね備え、且つ耐塑性変形性にも優れた工具
を提案するものである。 Coを結合相とした従来の超硬合金においては
Co相の軟化温度が低いため高温での耐塑性変形
性実用切削条件においてもすでに問題となつてい
るし、耐熱疲労靭性も以下に述べる材質に比べ低
い。被覆超硬合金工具においては塑性変形が別の意
味でも重要である。それは切削時に刃先が高温と
なり、超硬合金地金が塑性変形しても、被覆硬質
相はその温度領域では塑性変形を殆んどしないた
めに、地金の変形に追従できず被覆が破れてしま
う。これが欠損の原因となつたり或いは被覆がは
がれる原因となり工具寿命を短かくしている。従つて、これを防ぐためには鉄族金属のかわり
にＷに代表される高融点金属を結合金属として用
いればよいことになる。実際このような考えに基
づいた合金の試作は２〜３行われており、米国特
許第3703368号にはTi−Ｗ−Ｃ系の共晶点を利用
して（Ti、Ｗ）Ｃ_1-x−Ｗの合金を2500℃前後の
温度に加熱、溶融しこれを鋳造するいわゆる溶製
法で作成することが提案されている。この合金（以下鋳造合金と記す）の耐摩耗性や
高温での耐塑性変形性は該超硬合金に比べはるか
に優れているものゝ、以下のような欠点があつて
広く使用されるには至らなかつた。第１に靭性、
特に機械的強度が著しく劣つている。第２にきわ
めて難研削材料であるにもかゝわらず、鋳造によ
り作られるため粉末冶金法で製造される超硬合金
のごとき複雑形状の製品を安価に製造することが
できない。第３に鋳造温度の関係上融点の低い共
晶組成付近に限定された合金しか得られない。また（Ti、Ｗ）（Ｃ、Ｎ）−Ｗ鋳造合金の提案
もあるが同じような理由から実用には供されてい
ない。そこでこれらの該鋳造合金の組成で粉末冶金法
で製造できれば、前述の欠点のうち第２、第３の
２つの欠点をカバーできるというとは当業者にお
いて容易に考えつくところである。しかし、この
試みは数々行われながら実際に優れた合金は作成
されていない。その理由はこの組成の合金は炭化
物やMo、Ｗといつた高融点金属より成つている
ので焼結性は著しく悪く、十分な強度が出なかつ
たためである。本表明者等はこれ等の系の合金について、なか
んずく硬質相を形成する元素について詳細なる研
究を行つて驚くべき知見を得るに至つた。すなわち、これまで硬質合金の常識では焼結を
阻害するとされていた酸素を硬質相に入れること
によつて焼結性が著しく向上し、さらには靭性の
向上がみられることを発見したのである。本発明
はこの知見をもとに靭性に優れた高融点金属バイ
ンダー硬質合金を、近年の高能率化に応える工具
として提案するものである。本発明は酸素を硬質相に積極的に投入すること
に最大の特徴があるが、この合金においては酸素
は硬質相以外にはほとんどはいらず、硬質相は
（M1、M2）（Ｃ_1-x、Ｏ_x）_z（以下(1)式という）あ
るいは（M1、M2）（Ｃ_1-x-y、Ｏ_x、Ｎ_y）_z（以下
(2)式という）といつた組成となる。M1はａ族
金属であるTi、Zr、Hfより選ばれた１種又は２
種以上の金属であり、M2はａ族金属である
Cr、Mo、Ｗより選ばれた１種又は２種以上の金
属である。このことは第１図に示すＸ線回折によ
り明らかである。この図はW50原子％、Ti25原
子％、C20原子％、O5原子％の組成の本発明合金
のＸ線回折のパターンであるが、ＷとTiC相のみ
観察される。図中１はＷのピーク、２はTiC相の
ピークを示している。このようなことはＮを含有
する合金においても同じである。ここで(1)式、(2)式の限定条件について説明す
る。まず、酸素の含有量であるｘは余り少ないと
その効果は表われず、又あまり多いと焼結性を悪
くする。一般に酸化物と金属の混合物の焼結性が
劣るのはそれ等の界面のぬれが悪いためである
が、本発明の合金についても同じことが考えられ
る。0.05≦ｘ≦0.5の範囲であれば酸素の添加効
果を損うことなく強度の高い合金が得られる。窒素についても酸素と同様のことが言えるが、
耐摩耗性を最下限に要求される場合は窒素は望ま
しくない場合があるので0.01≦ｙ≦0.5が適当と
考えられる。さらにＮとＯの合計ｘ＋ｙも限度以上になると
焼結性を損う。Ｏが0.05以上含有することを要す
るので下限も定まつて0.05≦ｘ＋ｙ≦0.6である
ことが望ましい。化学量論定数ｚについては0.5を越えると硬質
相と炭素の共存域であり本発明の範囲ではない。
又0.1以下では硬質相が少なすぎて硬度が足りな
いため切削工具や耐摩耗材料としての本発明の目
的からはずれる。このため0.1≦ｚ≦0.5であるこ
とを要する。ａ族元素の一部をＶ、Nb、Taのａ族元素
によつて置換することは靭性の向上に効果があ
る。しかし多量に添加するとａ、ａ族高融点
元素の組合せによつて特徴的に表われるMe
（CNO）と高融点金属相の共存という組織からは
ずれやすくなる。（M1a、M2b、M3c）（Ｃ_1-x-y、Ｎ_y、Ｏ_x）_zと
表わすと（M1ａ族元素、M2ａ族元素、M3
ａ族元素）ａ＋ｃはａ族元素の量の範囲であ
ることが望ましく0.1から0.7の間でありｃ／ａ＋ｃは0.
3 以下であることが望ましい。即ち、M1aの30原子
％までをＶ、Nb、Taより選ばれた１種以上の
ａ族金属で置換するのが望ましい。なお置換量は
１原子％以下では効果が認められない。鉄族金属やAg、Pd、Cu等の微量添加が高融点
金属の焼結性を促進することは一般に知られてい
るが、本発明合金においてもその効果が認められ
る。これ等の金属の１種又は２種以上を添加する
とより低い温度での焼結が可能となり好ましい。
しかしこれ等の金属は低融点であり、多量に添加
した場合本合金の特徴である耐熱性を低下させる
ことは明白である。このような観点からこれ等の
金属は２原子％以下の添加量にとゞめることが望
ましい。なお、0.01原子％以下では効果が認めら
れない。このように地金に炭化物、窒化物、酸化物、硼
化物の単体もしくは混合体もしくは化合物を単層
もしくは複層に例えば被覆物質としてTiC、
TiN、Ti（CN）、Al₂O₃等を被覆すれば従来の被
覆超硬合金地金に比べ高能率の切削に耐えられる
工具となる。これについては実施例に述べる。なお、本発明に有効である被覆の方法は実施例
において示した被覆方法に限られるものではな
く、被覆物質も本実施例に限られるものではな
い。実施例１Ｗ粉末、TiC粉末、Ag粉末、Pd粉末、Cu粉末
を秤取し、混合、型押し成型後以下の条件で焼結
を行つた。（型番SNG432、−25゜×0.10mmチヤン
フアーホーニング） 1000℃ 真空 10^-1Torr以下 1000〜1600℃ PCo＝100Torr 1600〜1700℃ 真空３×10^-3Torr 1700℃ １時間保持、真空３×10^-3Torr このようにして得られた合金の組成、およびこ
の合金に化学蒸着法でTiCを５μ被覆し、以下の
条件で切削テストを行つた結果を表１に示す。被削材：S43C 鍛造材速度：110m/min 切り込み：６〜10mm 送り：0.86mm/rev Ag、Cu、Pdの添加量が0.01〜２原子％の範囲
外のＤ、Ｇおよび無添加のＨ合金は本発明品であ
る他の合金に比較し、切削性能は著しく劣ること
がわかつた。

【表】実施例２表２に示す組成の合金を地金として化学蒸着法
によつてTiC2μ、Ti（CN）２μ、TiN2μを被
覆した。これを下記条件にてフライス切削試験を
行つた。結果を表２に示す。被削材：SCM₃（巾600mm、長さ1000mmの板材）速度：80m/min 切り込み：６mm 送り：0.54mm／刃工具形状：アキシアルレーキ４゜30′ ラジアルレーキ −１゜30′ リードアングル 25゜ 19.05mm角の一枚刃をつけてテスト切削時間：30分

【表】市販TiCコーテイングチツプは断続のはげしい
フライス切削では被覆膜が破れ、これが欠損の原
因となつて寿命となるが、本発明品は被覆膜の破
れによつて欠損に至るようにはキレツが進行しな
いため被覆膜の耐摩耗性の良さをひき出すことが
できる。このように本発明は地金靭性が高いため
にコーテイング膜の優秀な性能を十分生かすこと
ができる。

【図面の簡単な説明】

第１図はW50原子％、Ti25原子％、C20原子
％、O5原子％の組成の本発明合金のＸ線回折パ
ターンを示している。１……Ｗのピーク、２……TiC相のピークであ
る。

Claims

【特許請求の範囲】１硬質相及び高融点金属相より成り、鉄族金
属、Ag、Cu、Pdより選ばれた１種又は２種以上
を0.01〜２原子％含有し残部が式(1)で表されるこ
とを特徴とする被覆硬質合金用地金。（M1a、M2b）（Ｃ_1-x、Ｏ_x）_z ……(1) 但し、M1はａ族金属で、Ti、Zr、Hfより選
ばれた１種または２種以上で、M2はａ族金属
で、Cr、Mo、Ｗより選ばれた１種または２種以
上で構成される。こゝでａ、ｂ、ｘ、ｚはいずれ
も原子比でａ＋ｂ＝１であり、0.1≦ａ≦0.7であ
る。0.05≦ｘ≦0.5、0.1≦ｚ≦0.5である。２硬質相及び高融点金属相より成り、鉄族金
属、Ag、Cu、Pdより選ばれた１種又は２種以上
を0.01〜２原子％含有し残部が式(2)で表されるこ
とを特徴とする被覆硬質合金用地金。（M1a、M2b）（Ｃ_1-x-y、Ｎ_y、Ｏ_x）_z ……(2) 但し、M1はａ族金属で、Ti、Zr、Hfより選
ばれた１種または２種以上で、M2はａ族金属
で、Cr、Mo、Ｗより選ばれた１種または２種以
上で構成される。こゝでａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｚはい
ずれも原子比ａ＋ｂ＝１であり、0.1≦ａ≦0.7で
ある。又0.05≦ｘ＋ｙ≦0.6で0.05≦ｘ≦0.5、
0.01≦ｙ≦0.5、0.1≦ｚ≦0.5である。３硬質相及び高融点金属相より成り、鉄族金
属、Ag、Cu、Pdより選ばれた１種又は２種以上
を0.01〜２原子％含有し残部が式(3)で表されるこ
とを特徴とする被覆硬質合金用地金。（M1a、M2b）（Ｃ_1-x、Ｏ_x）_z ……(3) 但し、M1はａ族金族で、Ti、Zr、Hfより選
ばれた１種または２種以上で、M2はａ族で、
Cr、Mo、Ｗより選ばれた１種または２種以上で
あり、M1の１から30原子％までをａ族金属で
あるＶ、Nb、Taの１種又は２種以上の金属で置
換したものである。ここでａ、ｂ、ｘ、ｚはいず
れも原子比でａ＋ｂ＝１で0.1≦ａ≦0.7である。 0.05≦ｘ≦0.5であり、0.1≦ｚ≦0.5である。４硬質相及び高融点金属相より成り、鉄族金
属、Ag、Cu、Pdより選ばれた１種又は２種以上
を0.01〜２原子％含有し残部が式(4)で表されるこ
とを特徴とする被覆硬質合金用地金。（M1a、M2b）（Ｃ_1-x-y、Ｎ_y、Ｏ_x）_z ……(4) 但し、M1はａ族金属で、Ti、Zr、Hfより選
ばれた１種または２種以上で、M2はａ族金属
で、Cr、Mo、Ｗより選ばれた１種または２種以
上であり、M1の１から30原子％までをａ族金
属であるＶ、Nb、Taの１種又は２種以上の金属
で置換したものである。ここでａ、ｂ、ｘ、ｙ、
ｚはいずれも原子比でａ＋ｂ＝１で0.1≦ａ≦0.7
である。又0.05≦ｘ＋ｙ≦0.6で0.05≦ｘ≦0.5、0.01≦
ｙ≦0.5であり、0.1≦ｚ≦0.5である。