JP2000273568A - Boride superhard material - Google Patents

Abstract

PROBLEM TO BE SOLVED: To provide an inexpensive superhard material by a method easier than the case of the conventional material. SOLUTION: A powder mixture of tungsten W and chromium boride or the one obtd. by blending this with any powder of Ni, Fe and Co is melted on a nonconsumable type substrate or on a soluble substrate by a heat source of a plasma arc to produce a boride superhard material formed of a W-Cr-B ternary system and having hardness higher than that of all the composing stocks. This product of a ternary system is composed of any of rhombic WCrB2, tetragonal WCrB and tetragonal W3Cr2B3 or the coexistance thereof, and an article of the highest grade has hardness equal to that of synthetic CBN of >=2,500 Vickers hardness Hv at ordinary temp. and >=1,400 Hv even at the high temp. of 1,000 deg.C and high temp. wear resistance.

Description

【発明の詳細な説明】DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION

【０００１】[0001]

【発明の属する技術分野】本発明は超硬質材料とくに工
具材料として、汎用の超硬合金レベルと、より高いレベ
ルのダイヤモンドおよびＣＢＮクラスの工具材料の両分
野を対象とした技術である。BACKGROUND OF THE INVENTION The present invention relates to a technique for a super-hard material, in particular, a tool material, which is used for both general-purpose cemented carbide and higher-level diamond and CBN class tool materials.

【０００２】[0002]

【従来の技術】超硬質工具材料としてＪＩＳ Ｂ ４０５
３では超硬合金（ＨＷ）とサーメット（ＨＴ）、その他
を規定し、前者は金属および硬質の金属化合物よりな
り、主成分は炭化タングステン（ＷＣ）である。後者は
硬質相中の主成分がチタン、タンタル、ニオブの炭化
物、炭窒化物および窒化物であって炭化タングステンの
比率は小さい。これらの工具材料はＰ、Ｍ、Ｋに大分類
され、適用の対象の切削方法としては旋削、手削り、フ
ライス削りなど、また、相手材（被削材）としては鋼、
耐熱合金、鋳鉄などである。ロックウェル硬さＡスケー
ル（ＨＲＡ）は、たとえばＭ４０で８７以上、Ｋ１０で
９０．５以上などと規定され、ビッカース硬度（Ｈｖ）
に換算すればほぼ１２００〜１８００の範囲にすべて含
まれる。しかし一般に高硬度の被削物を切削すると非常
な高温状態となるので、常温では前記の高硬度を具えて
いる超硬合金やサーメットでも、高温下では急速に硬度
を失って切削能力が急激に劣化するという切削能力の限
界に直面する。すなわち高温下における硬度維持が重大
な要素となる。2. Description of the Related Art JIS B405 is used as a super-hard tool material.
In No. 3, a cemented carbide (HW), a cermet (HT), and others are defined. The former is composed of a metal and a hard metal compound, and the main component is tungsten carbide (WC). In the latter, the main component of the hard phase is titanium, tantalum, niobium carbide, carbonitride and nitride, and the proportion of tungsten carbide is small. These tool materials are roughly classified into P, M, and K. The applicable cutting methods are turning, hand cutting, milling, etc., and the mating material (work material) is steel,
Heat-resistant alloy, cast iron, etc. The Rockwell hardness A scale (HRA) is specified to be, for example, 87 or more for M40 and 90.5 or more for K10, and is Vickers hardness (Hv).
If it is converted to, it is almost all included in the range of 1200 to 1800. However, in general, cutting a high-hardness work piece results in a very high temperature state, so even at a normal temperature, even a cemented carbide or cermet having the high hardness described above rapidly loses hardness at high temperatures and the cutting ability sharply increases. We face the limitations of cutting power, which degrade. That is, the maintenance of hardness at high temperature is an important factor.

【０００３】一方、より高級な超硬工具材料として被削
材の高レベル化と共に高価ではあるが着目され実用化さ
れているのが、ダイヤモンドおよびＣＢＮ（立方晶窒化
硼素Ｃｕｂｉｃ Ｂｏｒｏｎ Ｎｉｔｒｉｄｅ）であ
る。最初に実用化されたのが天然ダイヤモンドである
が、その後、超高圧合成技術によって合成ダイヤモンド
が開発され、この合成ダイヤモンド粒子を高温高圧で焼
結したのが合成ダイヤ焼結工具材であって、優れた耐摩
耗性と耐欠損性を有し、高強度アルミニウム合金などの
難削性材の加工切削工具や伸線用ダイスとして重用され
ている。[0003] On the other hand, diamond and CBN (cubic boron nitride Cubic Boron Nitride) have attracted attention and have been put to practical use as higher-grade cemented carbide tool materials, as well as higher cost of work materials, which are expensive. Natural diamond was first put to practical use, but then synthetic diamond was developed by ultra-high pressure synthesis technology, and the synthetic diamond particles were sintered at high temperature and pressure to obtain a synthetic diamond sintered tool material. It has excellent abrasion resistance and fracture resistance, and is widely used as a cutting tool and a wire drawing die for difficult-to-cut materials such as high-strength aluminum alloys.

【０００４】ところで、このダイヤモンドは主成分が炭
素であるから、切削中に鋼との親和力が強く、切削面で
反応してグラファイト化して摩耗する弱点があり、鋼の
重切削には不適当である。ここでダイヤモンドに次ぐ高
硬度を具え、しかも炭素との親和力が小さいＣＢＮが注
目を集めるようになったのである。このようにＣＢＮも
合成ダイヤモンドと同様に超高圧高温の条件下で人工的
に合成され、Ｈｖ硬度は常温で３０００以上具えるばか
りか、１０００℃の高温に灼熱されてもなお、Ｈｖ１５
００以上を保ち優れた切削能力を持続するのである。[0004] Since diamond is mainly composed of carbon, it has a strong affinity with steel during cutting, and has a weak point in that it reacts on the cut surface to be graphitized and wears, and is unsuitable for heavy cutting of steel. is there. Here, CBN, which has the second highest hardness next to diamond and has a low affinity for carbon, has attracted attention. As described above, CBN is also artificially synthesized under the condition of ultra-high pressure and high temperature like synthetic diamond, and has an Hv hardness of not less than 3000 at room temperature, and even if it is heated to a high temperature of 1000 ° C., Hv 15
It keeps at least 00 and keeps excellent cutting ability.

【０００５】[0005]

【発明が解決しようとする課題】まず比較的低レベルの
汎用化された超硬合金、サーメットは何れもタングステ
ン、チタン、タンタル、ニオブを硬質相成分とし、コバ
ルトなど金属成分を加えて粒子を相互に結合し焼結した
ものであるから、本質的に硬度には一定の限界（Ｈｖの
１８００位まで）があり、また刃物のエッヂが難削性材
料の表面と一種の幾何的干渉を行って強制的に剥脱させ
るのであるから、そのエネルギーにより発熱して刃物の
切削能力を大幅に劣化させる限界も厳しい。切削面の発
熱と共に急速に硬度低下、切削能力の喪失が顕在化する
ことはすでに述べた通りである。First of all, a relatively low-level general-purpose cemented carbide and cermet all use tungsten, titanium, tantalum, niobium as a hard phase component, and add a metal component such as cobalt to form particles. The hardness is essentially a certain limit (up to about 1800 of Hv), and the edge of the blade causes a kind of geometric interference with the surface of the hard-to-cut material. Since it is forcibly exfoliated, the limit of severely deteriorating the cutting ability of the blade due to heat generated by the energy is severe. As described above, the hardness of the cutting surface rapidly decreases with the heat generation of the cutting surface, and the loss of the cutting ability becomes apparent.

【０００６】一方、ダイヤモンド、ＣＢＮ両合成物質に
よる工具は、抜群の高硬度によって高温下における硬度
低下を最小限に抑制するから、前記のような障害は少な
い。しかし合成材を得るためには超高圧高温の莫大な設
備投資が必要であり、その結果は製品である工具の単価
の上にも大きな負担とならざるを得ない。[0006] On the other hand, tools made of both diamond and CBN synthetic substances minimize the above-mentioned obstacles because hardness reduction at high temperatures is minimized due to outstanding high hardness. However, in order to obtain a synthetic material, enormous capital investment at an ultra-high pressure and a high temperature is required, and the result is that a large burden is imposed on the unit price of a tool as a product.

【０００７】本発明は以上の課題を解決するために、巨
大な設備を前提とすることなく市販の一般的な既存の設
備を流用して従来技術の汎用品から超高級品に至る全て
の使用に対応できる超硬質材料の提供を目的とする。[0007] In order to solve the above-mentioned problems, the present invention diverts all existing products from conventional general-purpose products to ultra-high-grade products by diverting existing general equipment without assuming huge equipment. The purpose of the present invention is to provide a super-hard material capable of meeting the requirements.

【０００８】[0008]

【課題を解決するための手段】本発明に係る超硬質材料
のうち、ダイヤモンド、ＣＢＮクラスの最高級品に対応
するものとしては、Ｗと硼化クロムの粉末混合体を非消
耗型基板上でプラズマアークの熱源によって溶解し、構
成する両素材の何れよりも硬度が高く、かつ、少なくと
も常温におけるビッカース硬度Ｈｖが２５００以上、１
０００℃の高温においてもＨｖ１４００以上を維持する
Ｗ、Ｃｒ、Ｂ三元系で形成した金属間化合物を主体とす
ることによって前記の課題を解決した。Among the super-hard materials according to the present invention, those corresponding to the highest grade of diamond and CBN class include a powder mixture of W and chromium boride on a non-consumable substrate. Melted by the heat source of the plasma arc, the hardness is higher than both of the constituent materials, and at least Vickers hardness Hv at room temperature is 2500 or more,
The above problem has been solved by mainly using an intermetallic compound formed of a ternary system of W, Cr and B which maintains Hv 1400 or more even at a high temperature of 000 ° C.

【０００９】また、ＪＩＳ規定の超硬合金、サーメット
レベルの汎用化された材料としては、Ｗと硼化クロムの
粉末混合体、またはこれにさらにＮｉ、Ｆｅ、Ｃｏの何
れかより選んだ金属粉末を配合して非消耗基板上または
可溶性基板上でプラズマアーク熱源によって溶解し、少
なくとも常温におけるビッカース硬度Ｈｖが１８００以
上を維持するＷ、Ｃｒ、Ｂ三元系で形成した金属間化合
物を多く含むことによって前記の課題を解決した。[0009] Further, as a general-purpose material of JIS-specified cemented carbide and cermet level, a powder mixture of W and chromium boride or a metal powder selected from Ni, Fe and Co is further added. Is mixed by a plasma arc heat source on a non-consumable substrate or a soluble substrate, and contains a large amount of an intermetallic compound formed by a ternary system of W, Cr, and B that has a Vickers hardness Hv of 1800 or more at least at room temperature. Solved the above-mentioned problem.

【００１０】[0010]

【発明の実施の形態】本発明を実施するためには超高温
の熱源によって各成分素材を溶解して三元系の金属間化
合物を生成することが前提であり、本発明はその溶融手
段として特にプラズマアーク熱源を適用することを特徴
の１つとする。プラズマ粉体溶接は本来溶接法の一種と
して開発、発展してきた技術であり、この方式の原理は
図７に示す通り、原料粉末Ｐを送給ガスで高温のプラズ
マアーク１４内に供給し、粉末を溶かしながら可溶性基
板Ｍの上で溶融プールに移行させて肉盛層１５を形成す
るもので、金属粉末以外の炭化物、酸化物、硼化物粉末
などを自由に混合し、溶接金属中に添加できる利点があ
る。一般にプラズマガス１１、シールドガス１２、粉末
送給ガス１３にはアルゴンガスが用いられる。原料粉末
ＰはＦｅ、Ｎｉ、Ｃｒなどの金属粉末であるが、溶接肉
盛層を一段と硬化するためにこれらに加えて炭化タング
ステンを３０〜７０重量％混入することが行われ、送給
性と溶着効率の観点から通常、粉末粒子径４５〜２００
μのサイズのものが多用される。DESCRIPTION OF THE PREFERRED EMBODIMENTS In order to carry out the present invention, it is premised that each component material is dissolved by an ultra-high temperature heat source to produce a ternary intermetallic compound. In particular, one of the features is to apply a plasma arc heat source. Plasma powder welding is a technique originally developed and developed as a kind of welding method. The principle of this method is to supply a raw material powder P into a high-temperature plasma arc 14 with a feed gas as shown in FIG. Is transferred to the molten pool on the soluble substrate M while melting, to form the build-up layer 15. Carbides, oxides, boride powders and the like other than metal powder can be freely mixed and added to the weld metal. There are advantages. Generally, argon gas is used for the plasma gas 11, the shield gas 12, and the powder supply gas 13. The raw material powder P is a metal powder such as Fe, Ni, and Cr. In order to further harden the weld overlay, 30 to 70% by weight of tungsten carbide is added in addition to the powder to improve the feedability. From the viewpoint of welding efficiency, the powder particle size is usually 45 to 200.
The size of μ is often used.

【００１１】なお溶接措置としてではなくプラズマアー
ク熱源をもって文字通り超高融点金属の溶解を目的とし
たプラズマアーク溶解炉も公知であり、回転しつつ降下
するプラズマトーチから発するプラズマアークによって
アルゴンガス雰囲気中で金属材料を溶解して水冷銅鋳型
の中へ鋳造し、凝固層を下方へ誘導して積層凝固した鋳
塊（バルク）を採取する仕組みである。前者と比べると
元々溶解炉として設計されたものであるから、生産性は
高いが多種少量のロットには不適当であるという半面も
ある。It is to be noted that a plasma arc melting furnace for melting a super-high melting point metal with a plasma arc heat source, not as a welding measure, is also known, and a plasma arc generated from a rotating plasma descending torch is used in an argon gas atmosphere. This is a mechanism in which a metal material is melted and cast into a water-cooled copper mold, and a solidified layer is guided downward to collect a solidified ingot (bulk). Compared to the former, it is originally designed as a melting furnace, so it has high productivity but is unsuitable for lots and lots of small lots.

【００１２】本発明の実施形態に供した原料粉末は表１
の実施例１〜３の３配合からなり、実施例１はＮｉを含
む汎用性の超硬合金レベル（ＷＣ主体の工具鋼レベル）
を指向し、実施例２と実施例３は、最終的には超硬級工
具（ダイヤモンド、ＣＢＮレベル）を指向したものであ
る。The raw material powder used in the embodiment of the present invention is shown in Table 1.
Example 1 is composed of three blends of Examples 1-3, and Example 1 is a general-purpose cemented carbide level containing Ni (a tool steel level mainly composed of WC).
Example 2 and Example 3 are ultimately oriented to carbide grade tools (diamond, CBN level).

【００１３】[0013]

【表１】 [Table 1]

【００１４】実施例１〜３の原料粉末を使用し図７に原
理を示すプラズマ粉体溶接機で、母材はＳＳ４００，プ
ラズマアーク電流２７０Ａ、プラズマアーク電圧２８
Ｖ、速度９０ｍｍ／ｍｉｎの条件で肉盛溶接を行った。
プラズマガス、粉末供給ガス、シールドガスとしてはア
ルゴンガスを用い、それぞれの流量は３ｌ／ｍｉｎ、６
ｌ／ｍｉｎ、２０ｌ／ｍｉｎとした。FIG. 7 shows a plasma powder welding machine using the raw material powders of Examples 1 to 3, wherein the base material is SS400, the plasma arc current is 270 A, and the plasma arc voltage is 28.
V. Overlay welding was performed under the conditions of a speed of 90 mm / min.
Argon gas was used as the plasma gas, the powder supply gas, and the shielding gas.
1 / min and 20 l / min.

【００１５】[0015]

【表２】 [Table 2]

【００１６】表２はこの肉盛層の常温におけるビッカー
ス硬さ（Ｈｖ）を測定した結果であり、実施例２〜３に
共通していえることは、肉盛層の硬さは素材成分のそれ
ぞれの硬さを超えた高硬度を示していることで、たとえ
ば実施例２のＷ（Ｈｖ３００）とＣｒＢ₂（Ｈｖ２１０
０）を等モル比で溶融凝固した肉盛層は、その何れの成
分硬度よりも高いＨｖ２４６０を記録し、実施例３につ
いてはＷ（Ｈｖ３００）とＣｒＢ（Ｈｖ１２５０）の等
モル比による溶融凝固層がＨｖ２１３０を示したのであ
る。このことは明らかに出発原料に比べて高硬度の合
金、あるいは新たな金属間化合物を形成して、素材を大
幅に上回る高硬度を記録するものと推認される。このた
めの確認テストは後述する。Table 2 shows the results of measurement of the Vickers hardness (Hv) of the overlay at room temperature. It can be said that the hardness of the overlay is different from that of each material component. By exhibiting high hardness exceeding the hardness of, for example, W (Hv300) and CrB ₂ (Hv210
The build-up layer obtained by melting and solidifying 0) in an equimolar ratio recorded Hv2460 higher than any of the component hardnesses. In Example 3, the melt-solidified layer was formed by an equimolar ratio of W (Hv300) and CrB (Hv1250). Shows Hv2130. This is apparently due to the fact that an alloy or a new intermetallic compound having a higher hardness than the starting material is formed, and a higher hardness than the material is recorded. The confirmation test for this will be described later.

【００１７】この肉盛層から得られた金属間化合物の耐
摩耗性を調べて工具材料としての適性を検討した。摩耗
試験は図８に示すようにＡＳＴＭ Ｇ６５規格に準じて
製作した円板回転式加圧摩耗試験機２０を使用して測定
した。図中、１２０ｒｐｍの速度で回転するラバーホイ
ル２１の円周部に８．８ｋｇｆの加重で試験片Ｓを押圧
し、ラバーホイル２１と試験片Ｓ表面間へ研削粉末とし
てサンドホッパ２２から６号珪砂を３００ｇ／ｍｉｎ加
えた加圧摩耗試験によって各試験片毎の耐摩耗性を比較
した。表２における耐摩耗性は各試験片の溶接肉盛層を
水平に切り取った断層面でそれぞれ測定した数値を、Ｓ
Ｓ材を１．０として換算して示した。The abrasion resistance of the intermetallic compound obtained from this build-up layer was examined, and its suitability as a tool material was examined. As shown in FIG. 8, the abrasion test was performed using a disk-rotating press abrasion tester 20 manufactured according to the ASTM G65 standard. In the figure, a test piece S is pressed with a load of 8.8 kgf against the circumferential portion of a rubber wheel 21 rotating at a speed of 120 rpm, and sand powder No. 6 from the sand hopper 22 is applied as a grinding powder between the rubber wheel 21 and the surface of the test piece S. The wear resistance of each test piece was compared by a press wear test at 300 g / min. The abrasion resistance in Table 2 is a value obtained by measuring a welded overlay layer of each test specimen horizontally on a fault plane,
It is shown by converting S material to 1.0.

【００１８】工具刃物としての適性は単純に硬度だけの
比較で結論付けられるものではなく、抗折力や破壊靭
性、その他、鉄や含有炭素との親和力など種々の要件も
加えられるが、なによりもまず高硬度でなければ最初の
前提条件をクリアすることができないから初めから論外
である。その観点から言えば、Ｎｉを含む実施例１で超
硬合金（たとえばＪＩＳの超硬合金）の常温における最
高とみられるＨｖ１８００を凌ぎ、実施例２，実施例３
はたとえばアルミナ系セラミックスのＨｖ１８００〜２
０００も凌ぐのであるから、工具材料として最初の前提
条件を十二分にクリアする実証となる。ちなみに含Ｎｉ
の実施例１は抗折力および破壊靭性においてＪＩＳ Ｂ
４０５３のＫ１０と同等またはそれ以上であった。The suitability as a tool blade cannot be concluded simply by comparing only hardness, but various requirements such as bending strength, fracture toughness, affinity with iron and carbon contained, etc. are also added. It is out of the question from the beginning because the first prerequisite cannot be satisfied unless the hardness is high. From that point of view, Example 1 containing Ni surpasses Hv1800, which is considered to be the highest at room temperature of cemented carbide (for example, JIS cemented carbide), and Examples 2 and 3
Is, for example, Hv1800-2 of alumina ceramics.
Since it exceeds 000, it proves that the first prerequisite for the tool material is sufficiently satisfied. By the way, including Ni
Example 1 of JIS B in flexural strength and fracture toughness
It was equal to or higher than K53 of 4053.

【００１９】前項の実施例１〜３ではプラズマアークに
よって母材のＳＳ４００が溶解するからＦｅ、Ｓｉ、Ｍ
ｎなどの金属成分が肉盛層内へ含まれる。この程度の純
度では最高級工具、刃物として必要な硬度、耐摩耗性は
見込めないので、図７の可溶性基板Ｍに替えて４０ｍｍ
厚さの水冷銅板を用いた非消耗基板として、プラズマア
ーク電流２７０Ａ、プラズマアーク電圧２８Ｖ、速度９
０ｍｍ／ｍｉｎでプラズマアーク溶接を行った。プラズ
マガス、粉末供給ガス、シールドガスとしてアルゴンガ
スを用い、それぞれの流量は３，６，２０ｌ／ｍｉｎで
ある。In the first to third embodiments, since the base material SS400 is dissolved by the plasma arc, Fe, Si, M
A metal component such as n is contained in the build-up layer. At this level of purity, the hardness and wear resistance required for the highest-grade tools and blades cannot be expected, so that 40 mm is used instead of the soluble substrate M in FIG.
As a non-consumable substrate using a water-cooled copper plate having a thickness, a plasma arc current of 270 A, a plasma arc voltage of 28 V, and a speed of 9
Plasma arc welding was performed at 0 mm / min. An argon gas is used as a plasma gas, a powder supply gas, and a shielding gas, and the flow rates of the respective gases are 3, 6, and 20 l / min.

【００２０】[0020]

【表３】 [Table 3]

【００２１】表３は前記表１の実施例１〜３と出発原料
が同じではあるが、溶融条件が原料の純粋性を維持する
ように非消耗型基板上に置き換えた実施例４〜６の成績
を示し、常温における実施例５，実施例６のＨｖ硬度は
２７００以上あり、とくに実施例５はＣＢＮに匹敵する
高硬度が記録された。このことから溶融凝固したバルク
は各出発原料とは全く別異の金属間化合物よりなり、純
粋に他の要因を排除した冶金学的な組成の調査対象とな
ると考えられる。Table 3 shows that the starting materials were the same as those of Examples 1 to 3 of Table 1 above, but the melting conditions were replaced with non-consumable substrates so as to maintain the purity of the raw materials. The results show that the Hv hardness of Example 5 and Example 6 at room temperature was 2700 or more, and in Example 5, high hardness comparable to CBN was recorded. From this, it is considered that the melt-solidified bulk is made of an intermetallic compound completely different from each starting material, and becomes a subject of investigation of metallurgical composition purely excluding other factors.

【００２２】次に実施例５および実施例６のバルクを常
温から最高１０００℃に至る高温硬度を測定し、従来技
術の各工具材と比較したのが図１である。図１に明らか
な通り、実施例５の常温におけるＨｖ硬度は約３１００
とＣＢＮの基準（Ｈｖ３０００以上）を満たし、その
後、温度の上昇とともに緩慢に低下していくが、その低
下の割合はＣＢＮのそれとほぼ拮抗し、最高１０００℃
においてもほぼＨｖ１６００を維持し、たとえば従来技
術のＷＣ-Ｃｏ系超硬合金（Ｋ１０）の常温における硬
度とほぼ匹敵する。図１には本発明に係る各実施例の常
温における硬度も記入して参考に供しているが、本発明
の常温における優秀性を併せて示唆していると読み取れ
る。Next, FIG. 1 shows that the bulks of Examples 5 and 6 were measured for the high-temperature hardness from room temperature to a maximum of 1000 ° C., and compared with the conventional tool materials. As is clear from FIG. 1, the Hv hardness at room temperature of Example 5 was about 3100.
And CBN criteria (Hv 3000 or more), and then slowly declines with increasing temperature, but the rate of decrease is almost antagonistic to that of CBN, up to 1000 ° C.
In this case, Hv 1600 is maintained, and is substantially comparable to the hardness at room temperature of, for example, a conventional WC-Co cemented carbide (K10). FIG. 1 also shows the hardness at room temperature of each embodiment according to the present invention for reference, but it can be read that it also indicates the superiority of the present invention at room temperature.

【００２３】工具刃物としての適性テストは現段階では
定性的に試みただけであるが、従来技術の工具に充分対
抗できると評価を受けている。実施の方法は、図２に示
すように、厚み２０ｍｍのＳＳ４００鋼板２上の一端側
に、実施例１の原料粉末、プラズマ粉体溶接機および溶
接条件で肉盛溶接層３を形成し、該肉盛溶接層３がチッ
プ部４になるように位置を合わせて、ワイヤカット放電
加工機を用いてシャンク部５の形状外郭を切り出し、さ
らに、ダイヤモンドホイルでチップ部４の先端を研削し
所定のチップ形状に仕上げ、ＪＩＳ Ｂ ４１０５の型番
３５の超硬バイト１を作成した。切削試験は通常の旋盤
に取り付け、被削材としてＳＳ材、ＳＣ材、ＳＵＳ材を
対象として行ったが、切削性は良好で切れ味がよくヘタ
リ（摩滅鈍化）も少なく、従来技術と同等以上の性能と
評価された。Although the suitability test as a tool blade has only been tried qualitatively at this stage, it has been evaluated that it can sufficiently compete with conventional tools. As shown in FIG. 2, the method of implementation is to form a build-up welding layer 3 on one end side of the SS400 steel plate 2 having a thickness of 20 mm using the raw material powder of Example 1, a plasma powder welding machine, and welding conditions. The overlay is adjusted so that the build-up welding layer 3 becomes the tip portion 4, the outer shape of the shank portion 5 is cut out using a wire-cut electric discharge machine, and the tip of the tip portion 4 is ground with a diamond wheel to a predetermined shape. Finished in a chip shape, a carbide tool 1 of model number 35 of JIS B 4105 was prepared. The cutting test was carried out on a normal lathe and performed on SS, SC, and SUS materials as the work material. However, the cutting performance was good, the sharpness was good, and there was little settling (abrasion slowing). Performance was evaluated.

【００２４】また、別の使用例として図３にスロット付
きセグメント形状のホイール６を示す。これは、実施例
５によって得られたバルク（鋳塊）を破砕し分級し１０
０〜１５０μｍの粉末を得た後、この粉末をＪＩＳ Ｚ
３２６５の種類ＢＮｉ―２のニッケルろうを用いて金属
製台金７の外周にろう付けして砥粒層８を形成したもの
で、主要な寸法関係はＪＩＳ Ｂ ４１３１における参考
表のＩＡ１ＲＳＳに準じる。この場合、金属製台金７と
の接着性については、本発明実施例の粉体はメタルとの
濡れ性が良好でろう付けは容易であり、ホイールとして
成形する上で一つの利点に挙げることができる。実際の
切削テストにおいては、定性的に比較した程度に留まる
が、従来技術のダイヤモンドやＣＢＮ製ホィールに遜色
なく、また前記のダイヤモンドにおける弱点（高温にお
けるグラファイト化）は当然起こり得ないから、切削条
件によっては却って優ることもあると思われる。FIG. 3 shows a segmented wheel 6 with a slot as another example of use. This means that the bulk (ingot) obtained in Example 5 was crushed and classified,
After obtaining a powder of 0 to 150 μm, this powder is
The abrasive layer 8 is formed by brazing the outer periphery of the metal base metal 7 using a 3265 type BNi-2 nickel braze. The main dimensional relationship is in accordance with IA1RSS in the reference table in JIS B 4131. In this case, regarding the adhesiveness to the metal base metal 7, the powder of the embodiment of the present invention has good wettability with metal and is easy to braze, which is one of the advantages in forming a wheel. Can be. In actual cutting tests, the cutting conditions are only qualitatively comparable, but the cutting conditions are not inferior to those of conventional diamonds and CBN wheels, and the weak points (graphitization at high temperatures) of the diamonds cannot occur naturally. Depending on the situation, it may be better.

【００２５】図４は実施例５について加速電流１５ｋ
Ｖ、試料電流５×１０^-8Ａ、ビーム径２μｍの分析条件
でＸ線分析（電子線マイクロアナライザ＝ＥＰＭＡ）を
行った検査結果の一部を示し、これからＣｒ、Ｗ、Ｂ三
元系の金属間化合物の元素の構成を特定した。前記ＥＰ
ＭＡの検査結果からこの領域では金属間化合物を構成す
る元素の重量％の比はＷ：Ｃｒ：Ｂ＝７１：２０：８．
５でモル比に換算するとＷ：Ｃｒ：Ｂ＝１：１：２であ
ることが認められる。FIG. 4 shows an acceleration current of 15 k for the fifth embodiment.
V, a sample current of 5 × 10 ⁻⁸ A, and a part of inspection results of X-ray analysis (electron beam microanalyzer = EPMA) under the analysis conditions of 2 μm in beam diameter. The composition of the elements of the intermetallic compound was specified. The EP
From the results of the MA inspection, in this region, the ratio of the weight percent of the elements constituting the intermetallic compound is W: Cr: B = 71: 20: 8.
When converted to a molar ratio of 5, it is recognized that W: Cr: B = 1: 1: 2.

【００２６】さらに透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）および
エネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＳ）により結晶組
織を調査した。図５は実施例５で得られたバルクから切
り出した厚さ０．５ｍｍの試料を研磨紙（エメリーペー
パー）で厚さ６０μｍに研磨したのちディンプラーで２
０μｍまで凹面研磨をし、さらにイオンシニング法で作
成した薄膜試料を用い２００ｋＶエネルギー分散型Ｘ線
分析装置（ＥＤＳ）により得られた検査結果の１例を示
す。ＥＤＳスペクトル中のＣｕのピークは装置の銅メッ
シュから検出されるものである。また、Ｂ元素は軽いた
め検出されにくい。図６（Ａ）（Ｂ）に前記薄膜試料の
ＴＥＭによる電子回折像を示す。これらの回折像を５倍
に拡大し、デジタイザーに入力し解析を行った。Further, the crystal structure was examined by a transmission electron microscope (TEM) and an energy dispersive X-ray analyzer (EDS). FIG. 5 shows that a 0.5 mm thick sample cut out from the bulk obtained in Example 5 was polished to a thickness of 60 μm with abrasive paper (emery paper), and then polished with a dimple.
One example of an inspection result obtained by a 200 kV energy dispersive X-ray analyzer (EDS) using a thin film sample polished to a depth of 0 μm and further thinned by an ion thinning method. The Cu peak in the EDS spectrum is detected from the copper mesh of the apparatus. In addition, the B element is hard to be detected because it is light. FIGS. 6A and 6B show TEM electron diffraction images of the thin film sample. These diffraction images were magnified 5 times and input to a digitizer for analysis.

【００２７】これらの一連の検査、解析結果より、この
金属組織はＷ―Ｃｒ―Ｂの金属間化合物であること、詳
しくは、斜方晶系のＷＣｒＢ₂であることが認められ
た。実施例６についても同様の検査、解析を行った結果
この金属組織はＷ―Ｃｒ―Ｂの金属間化合物、詳しく
は、正方晶系のＷＣｒＢと一部正方晶系のＷ₃Ｃｒ₂Ｂ₃
の化合物であることが認められた。From these series of inspection and analysis results, it was confirmed that this metal structure was an intermetallic compound of W—Cr—B, more specifically, orthorhombic WCrB ₂ . As a result of performing the same inspection and analysis on Example 6, the metal structure was found to be an intermetallic compound of W—Cr—B, more specifically, tetragonal WCrB and partially tetragonal W ₃ Cr ₂ B _3.
It was confirmed that it was a compound of.

【００２８】[0028]

【発明の効果】本発明は以上述べたように、比較的広く
汎用化され現場で多用されているプラズマ粉体溶接機を
利用して最新の巨大な設備でしか製作できなかったダイ
ヤモンド、ＣＢＮの合成砥粒に匹敵する工具、刃物、砥
石から、超硬合金やサーメットレベルの汎用品に至るま
で、目的に合わせて容易に硬さを調整製作できる効果が
ある。さらに進んで既存のプラズマアーク溶解炉を使用
すれば生産性の向上や緻密な品質管理をより完全に行う
ことができるから、きわめて価値の高い製品を従来技術
より桁違いに低廉なコストで製造し得る効果が期待でき
る。製品の品質や切削特性に関しては一層の実地試験を
重ねることが望ましいが、従来のセラミックス系の硬質
材料に比べると金属との濡れ性が良好でろう付け性が良
く放電加工も容易で、むしろ従来技術よりも容易で扱い
易い一面もあり、優れた生産性を具現化できる可能性が
きわめて濃厚である。As described above, the present invention utilizes diamond powder and CBN which can be manufactured only with the latest huge equipment using a plasma powder welding machine which is relatively widely used and widely used in the field. From tools, knives and grindstones comparable to synthetic abrasives, to cemented carbide and cermet level general-purpose products, there is the effect that the hardness can be easily adjusted and manufactured according to the purpose. If we go further and use existing plasma arc melting furnaces, we will be able to improve productivity and perform more precise quality control more completely, so we can manufacture extremely valuable products at orders of magnitude lower cost than conventional technologies. The expected effect can be expected. It is desirable to conduct further field tests on the quality and cutting characteristics of the product, but it has better wettability with metal, better brazing properties and easier electric discharge machining compared to conventional ceramic hard materials. There is one aspect that it is easier and easier to handle than technology, and the possibility of realizing excellent productivity is extremely rich.

【図面の簡単な説明】[Brief description of the drawings]

【図１】本発明および代表的な従来技術のＨｖ硬度およ
び温度上昇に対する変動を示す関係図である。FIG. 1 is a relationship diagram showing fluctuations with respect to Hv hardness and temperature rise of the present invention and a typical prior art.

【図２】本発明の実施形態に適用したＪＩＳ規定の超硬
バイトの斜視図である。FIG. 2 is a perspective view of a JIS-specified carbide tool applied to the embodiment of the present invention.

【図３】本発明の実施形態に適用したＪＩＳ規定のホイ
ールの平面図（Ａ）とＡ―Ａ断面図（Ｂ）である。FIG. 3 is a plan view (A) and an AA sectional view (B) of a JIS-specified wheel applied to the embodiment of the present invention.

【図４】本発明のＸ線分析（ＥＰＭＡ）検査による走査
線上のＣｒ、Ｗ、Ｂの各含有量の変動を示す検査結果の
一部である。FIG. 4 is a part of an inspection result showing a variation of each content of Cr, W, and B on a scanning line by an X-ray analysis (EPMA) inspection of the present invention.

【図５】エネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＳ）によ
る検査結果の一例を示す。FIG. 5 shows an example of an inspection result by an energy dispersive X-ray analyzer (EDS).

【図６】透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）による電子回折像
の二例（Ａ）（Ｂ）を示す。FIG. 6 shows two examples (A) and (B) of an electron diffraction image by a transmission electron microscope (TEM).

【図７】プラズマ粉体溶接機の原理を示した正面図であ
る。FIG. 7 is a front view showing the principle of the plasma powder welding machine.

【図８】本発明の実施形態の調査に使用した摩耗試験機
の基本構造図である。FIG. 8 is a basic structural diagram of an abrasion tester used for investigating an embodiment of the present invention.

【符号の説明】[Explanation of symbols]

1 超硬バイト 2 鋼板 3 肉盛溶接層 4 チップ部 5 シャンク部 6 ホイール 7 金属製台金 8 砥粒層 10 プラズマ粉体溶接機 11 プラズマガス 12 シールドガス 13 供給ガス 14 プラズマアーク 15 肉盛層 20 摩耗試験機 21 ラバーホイール 22 サンドホッパ Ｓ 試験片 Ｍ 可溶性基板 1 Carbide tool 2 Steel plate 3 Overlay welding layer 4 Tip 5 Shank 6 Wheel 7 Metal base metal 8 Abrasive layer 10 Plasma powder welding machine 11 Plasma gas 12 Shielding gas 13 Supply gas 14 Plasma arc 15 Overlay layer 20 Abrasion tester 21 Rubber wheel 22 Sand hopper S Test piece M Soluble substrate

Claims (5)

【特許請求の範囲】[Claims] 【請求項１】 タングステンＷと硼化クロムの粉末混合
体を非消耗型基板上でプラズマアークの熱源によって溶
解し、構成する両素材の何れよりも硬度が高く、かつ、
少なくとも常温におけるビッカース硬度Ｈｖが２５００
以上、１０００℃の高温においてもＨｖ１４００以上を
維持するＷ、Ｃｒ、Ｂ三元系で形成した金属間化合物を
主体としたことを特徴とする硼化物系超硬質材料。1. A powder mixture of tungsten W and chromium boride is melted on a non-consumable substrate by a heat source of a plasma arc, and has a higher hardness than both of the constituent materials, and
Vickers hardness Hv at least at room temperature is 2500
As described above, a boride-based ultra-hard material mainly comprising an intermetallic compound formed of a ternary system of W, Cr and B that maintains Hv of 1400 or more even at a high temperature of 1000 ° C. 【請求項２】 タングステンＷと硼化クロムの粉末混合
体に、さらにニッケルＮｉ、鉄Ｆｅ、コバルトＣｏの何
れかより選んだ金属粉末を配合して非消耗型基板上でプ
ラズマアーク熱源によって溶解し、構成するすべての素
材の何れよりも硬度が高く、かつ、少なくとも常温にお
けるビッカース硬度Ｈｖが２１００以上を維持するＷ、
Ｃｒ、Ｂ三元系で形成した金属間化合物を多く含むこと
を特徴とする硼化物系超硬質材料。2. A powder mixture of tungsten W and chromium boride further blended with a metal powder selected from nickel Ni, iron Fe and cobalt Co and melted on a non-consumable substrate by a plasma arc heat source. W that has a higher hardness than any of the constituent materials and has a Vickers hardness Hv at least at room temperature of 2100 or more;
A boride-based superhard material characterized by containing a large amount of an intermetallic compound formed of a ternary system of Cr and B. 【請求項３】 タングステンＷと硼化クロムの粉末混合
体、またはこれにさらにニッケルＮｉ、鉄Ｆｅ、コバル
トＣｏの何れかより選んだ金属粉末を配合して可溶性基
板上でプラズマアーク熱源によって溶解し、少なくとも
常温におけるビッカース硬度Ｈｖが１８００以上を維持
するＷ、Ｃｒ、Ｂ三元系で形成した金属間化合物を多く
含むことを特徴とする硼化物系超硬質材料。3. A powder mixture of tungsten W and chromium boride, or a metal powder selected from nickel nickel, iron iron and cobalt cobalt, and melted on a soluble substrate by a plasma arc heat source. A boride-based ultra-hard material containing a large amount of an intermetallic compound formed of a ternary system of W, Cr, and B that maintains a Vickers hardness Hv of at least room temperature at 1800 or more. 【請求項４】 請求項１、２および３において、硼化ク
ロムがＣｒＢ₂、ＣｒＢ、Ｃｒ₂Ｂ、Ｃｒ₃Ｂ₅の何れかよ
り選ばれた１または２以上の成分であることを特徴とす
る硼化物系超硬質材料。4. The method according to claim 1, wherein the chromium boride is one or more components selected from the group consisting of CrB ₂ , CrB, Cr ₂ B and Cr ₃ B _5. Boride-based ultra-hard material. 【請求項５】 請求項１、２および３において、Ｗ、Ｃ
ｒ、Ｂ三元系の金属間化合物は斜方晶のＷＣｒＢ₂、正
方晶のＷＣｒＢ、および正方晶のＷ₃Ｃｒ₂Ｂ₃の何れ
か、またはこれらの２つ以上の混在であることを特徴と
する硼化物系超硬質材料。5. The method according to claim 1, wherein W, C
The r, B ternary intermetallic compound is characterized by being one of orthorhombic WCrB ₂ , tetragonal WCrB, and tetragonal W ₃ Cr ₂ B ₃ , or a mixture of two or more of these. Boride-based ultra-hard material.