JP2814633B2 - Composite hard alloy material - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ この発明は、切削工具等の材料として用いられる複合
硬質合金材に関するものである。Description: TECHNICAL FIELD The present invention relates to a composite hard alloy material used as a material for a cutting tool or the like.

［従来の技術］ 切削工具等の材料として最も一般的には高速度工具鋼
または超硬合金が用いられている。[Prior Art] High-speed tool steel or cemented carbide is most commonly used as a material for a cutting tool or the like.

高速度工具鋼は、主としてCr、Mo、Ｗ、Ｖ、Coおよび
Ｃを合金成分として含有し、Feをマトリックスとする合
金鋼である。高速工具鋼においては、各合金成分を調整
することにより、工具材料に適した特性を調整すると同
時に、熱処理によってもその特性を変化させることがで
きる。一般的に高速度工具鋼は優れた靭性を有するた
め、高い信頼性が要求される切削工具の材料として用い
られている。高速度工具鋼の製造方法としては、溶解鋳
造法や、アトマイズ粉を熱間静水圧プレス処理（HIP,Ho
t isostatic pressing）等によって固める粉末冶金法が
広く用いられている。The high-speed tool steel is an alloy steel mainly containing Cr, Mo, W, V, Co and C as alloy components and Fe as a matrix. In high-speed tool steel, by adjusting each alloy component, characteristics suitable for the tool material can be adjusted, and at the same time, the characteristics can be changed by heat treatment. In general, high-speed tool steel has excellent toughness and is therefore used as a material for cutting tools that require high reliability. Methods for producing high-speed tool steel include melt casting and hot isostatic pressing of atomized powder (HIP, Ho
Powder metallurgy, which is hardened by isostatic pressing, is widely used.

また、上記のように靭性に優れた高速度工具鋼に耐摩
耗性を付加するために、炭化物や窒化物の量を増加させ
る方法が提案されている。たとえば、特開昭55−58350
号公報、特開昭58−181848号公報には、高速度工具鋼粉
末と炭化物、窒化物等の粉末とを混合して焼結する方法
が、マトリックス中に炭化物や窒化物の量を増加させる
方法として提案されている。さらに、特公昭60−18742
号公報には、高速度工具鋼のマトリックス中に極めて微
細なTiN粒子を分散させた材料が提案されている。特開
昭60−2648号公報、特開昭61−179845号公報には、マト
リックス中に極めて微細なTiN粒子が分散させられた高
速度工具鋼と、高速度工具鋼等の合金鋼とが複合された
工具材料が提案されている。Further, in order to add wear resistance to the high-speed tool steel having excellent toughness as described above, a method of increasing the amount of carbide or nitride has been proposed. For example, JP-A-55-58350
JP-A-58-181848 discloses a method of mixing and sintering a high-speed tool steel powder and a powder of carbide, nitride, etc., to increase the amount of carbide or nitride in the matrix. It has been proposed as a method. Furthermore, Japanese Patent Publication No. 60-18742
In the publication, a material in which extremely fine TiN particles are dispersed in a matrix of a high-speed tool steel is proposed. JP-A-60-2648 and JP-A-61-179845 disclose a high speed tool steel in which extremely fine TiN particles are dispersed in a matrix, and an alloy steel such as a high speed tool steel. Tool materials have been proposed.

一方、超硬合金は、WC、TiC、TaC、NbC等の炭化物をC
oやNiをベースとして焼結した合金である。この超硬合
金は、靭性という面では高速度工具鋼に劣るが、高摩耗
性に優れているため、高速切削においてその特徴を発揮
する工具材料となる。超硬合金も、その組成によって工
具材料として適した特性を調整することができるが、さ
らにその硬質相の粒径を適宜変えることによってもその
特性を調整することができる。なお、超硬合金は、原材
料としての粉末を混合、プレス、焼結する一連の工程か
らなる粉末冶金的な手法によって製造され得る。On the other hand, cemented carbide converts carbides such as WC, TiC, TaC, and NbC into C
An alloy sintered based on o or Ni. This cemented carbide is inferior to high-speed tool steel in terms of toughness, but is excellent in high wear properties, and therefore becomes a tool material that exhibits its features in high-speed cutting. The properties suitable for a tool material can be adjusted by the composition of the cemented carbide, but the properties can also be adjusted by appropriately changing the particle size of the hard phase. The cemented carbide can be manufactured by a powder metallurgy method including a series of steps of mixing, pressing, and sintering powders as raw materials.

［発明が解決しようとする課題］ 上述のように、高速度工具鋼は靭性に優れるものの、
耐摩耗性が不十分であるため、高速切削に適した工具用
材料として用いることは困難である。高速度工具鋼の耐
摩耗性を向上させるためには、合金成分を増し、マトリ
ックス中の炭化物の量を増加させることが通常の手法と
して用いられる。しかしながら、高速度工具鋼の特徴で
ある優れた靭性を維持したままで、耐摩耗性の向上を達
成することは容易ではない。[Problems to be Solved by the Invention] As described above, although high-speed tool steel has excellent toughness,
Because of insufficient wear resistance, it is difficult to use as a tool material suitable for high-speed cutting. In order to improve the wear resistance of the high speed tool steel, it is usual to increase the alloy composition and increase the amount of carbide in the matrix. However, it is not easy to achieve an improvement in wear resistance while maintaining the excellent toughness characteristic of high-speed tool steel.

すなわち、合金成分を増加させることにより高速度工
具鋼中の炭化物の量は増加し、耐摩耗性は上昇する反
面、靭性の急速な低下が起こる。特に、溶解鋳造法によ
って製造される場合には、高速度工具鋼中における炭化
物の体積はたかだか15体積％程度であり、これを越える
量の炭化物をマトリックス中に含有させると、工具とし
て実用可能な靭性を得ることができない。また、粉末冶
金法によって炭化物の量を多少増加させることができる
が、それでも増加させ得る炭化物の量はたかだか30体積
％程度までである。That is, by increasing the alloying component, the amount of carbide in the high-speed tool steel increases, and the wear resistance increases, but the toughness rapidly decreases. In particular, when manufactured by the melt casting method, the volume of carbide in high-speed tool steel is at most about 15% by volume, and if the amount of carbide in excess of this is contained in the matrix, it can be used as a tool. The toughness cannot be obtained. Although the amount of carbides can be slightly increased by powder metallurgy, the amount of carbides that can be increased is still up to about 30% by volume.

高速度工具鋼粉末に炭化物、窒化物等の粉末を混合
し、焼結する方法によれば、理論上は任意の量の炭化
物、窒化物を含有させることは可能となる。ところが、
この場合においても硬質相を増加させるにつれて靭性の
低下が起きることは不可避である。一般的に、粒径が数
μの粉末を用いて混合し、圧縮成形後、焼結すると、こ
れらの炭化物、窒化物等の硬質セラミックスの量が増え
るにつれて高速度工具鋼の粉末の粒界に炭化物、窒化物
が網目状に集合してしまう。このように、炭化物、窒化
物が集合してしまうと、靭性の低下は許容できない程度
になる。この対策として、炭化物、窒化物をサブミクロ
ンオーダの超微粒にすることも考えられる。しかしなが
ら、このような超微粒子は凝集しやすく、均一に分散さ
せることは容易ではない。そのため、所望の特性を有す
るように、炭化物、窒化物が分散させられた高速度工具
鋼の組織を得ることはできないのが現状である。According to a method of mixing and sintering a powder of a carbide, a nitride or the like with a high-speed tool steel powder, it is theoretically possible to contain an arbitrary amount of a carbide or a nitride. However,
Even in this case, it is inevitable that the toughness decreases as the hard phase increases. In general, powders having a particle size of several μm are mixed, compression-molded, and then sintered.As the amount of these hard ceramics such as carbides and nitrides increases, the grain boundaries of high-speed tool steel powders increase. Carbides and nitrides aggregate in a network. As described above, when the carbides and the nitrides are aggregated, the decrease in toughness is unacceptable. As a countermeasure, it is conceivable to convert carbides and nitrides into ultrafine particles on the order of submicrons. However, such ultrafine particles are easily aggregated, and it is not easy to uniformly disperse them. Therefore, at present, it is impossible to obtain the structure of high-speed tool steel in which carbides and nitrides are dispersed so as to have desired characteristics.

さらに高速度工具鋼においては、弾性係数が後述の超
硬合金より小さいため、切削加工時の変形が大きくな
り、高い精度が要求される工具等の用途には使用するこ
とができないという問題点があった。Furthermore, high-speed tool steel has a problem in that since the elastic modulus is smaller than that of a cemented carbide described later, deformation during cutting becomes large, and it cannot be used for tools and the like that require high precision. there were.

一方、超硬合金は、高速度工具鋼とは異なり、耐摩耗
性に優れているが、十分な靭性を有しない。そのため、
超硬合金は信頼性が要求される工具の材料には適用され
ていない。超硬合金の靭性を向上させる方法として、硬
質相の炭化物を微細にする方法が採用されている。しか
しながら、この方法にも限界があり、得られる靭性は高
速度工具鋼の靭性にははるかに及ばない。通常、超硬合
金中に含まれる炭化物の量は80〜90体積％程度である。
用途によって靭性を高めるために、この炭化物の量を60
体積％程度まで低下させた組成の超硬合金が製造される
が、耐摩耗性が急激に低下し、切削工具の材料として実
用に耐えない。On the other hand, cemented carbide differs from high-speed tool steel in that it has excellent wear resistance but does not have sufficient toughness. for that reason,
Cemented carbides have not been applied to tool materials that require reliability. As a method of improving the toughness of a cemented carbide, a method of making carbides in a hard phase finer has been adopted. However, this method is also limited, and the toughness obtained is far below that of high speed tool steels. Usually, the amount of carbide contained in the cemented carbide is about 80 to 90% by volume.
To increase toughness depending on the application, the amount of this carbide
Although a cemented carbide having a composition reduced to about volume% is produced, the wear resistance is rapidly reduced, and the material is not practical for a cutting tool material.

以上のように、従来の切削工具用材料として用いられ
る高速度工具鋼および超硬合金は、それぞれ欠点を有
し、実用上、それらの欠点を生じさせない条件下でしか
使用することができない。そのため、高速度工具鋼また
は超硬合金の特性を十分発揮することができないという
問題点があった。As described above, the high-speed tool steel and the cemented carbide used as the conventional cutting tool materials have disadvantages, respectively, and can be used only under conditions that do not cause these disadvantages in practical use. Therefore, there is a problem that the characteristics of high-speed tool steel or cemented carbide cannot be sufficiently exhibited.

そこで、この発明の目的は、高速度工具鋼の特徴であ
る優れた靭性を維持すると同時に、耐摩耗性を大幅に向
上させた複合硬質合金材を提供することである。Therefore, an object of the present invention is to provide a composite hard alloy material that maintains excellent toughness, which is a feature of high-speed tool steel, and has significantly improved wear resistance.

［課題を解決するための手段］ この発明に従った複合硬質合金材は、焼結硬質合金か
らなる中心部分と、その中心部分を被覆し、焼結合金鋼
からなる外周部分とを備える。焼結硬質合金は、周期律
表IV a、V a、VI a族元素の炭化物、窒化物および炭窒
化物の一種以上を、その中心部分において50体積％以上
95体積％以下含有し、その残部が鉄族金属および不可避
不純物からなる。外周部分を構成する焼結合金鋼は、第
１の硬質相と、第２の硬質相と、結合相とからなる。第
１の硬質相は、外周部分において15体積％以上60体積％
以下含有し、粒径が0.3μｍ以下のTiN粒子からなる。第
２の硬質相は、外周部分において１体積％以上10体積％
以下含有し、粒径が１μｍ以上３μｍ以下のTiN粒子か
らなる。結合相は、外周部分において30体積％以上84体
積％以下含有し、第１の硬質相および第２の硬質相をそ
の中に分散し、結合するための合金鋼からなる。その合
金鋼は、Crを2.5重量％以上4.5重量％以下、Moを1.5重
量％以上5.0重量％以下、Ｗを2.0重量％以上6.0重量％
以下、Ｃを0.3重量％以上1.2重量％以下、Coを1.5重量
％以上15重量％以下、Mnを0.5重量％以下、Siを0.5重量
％以下含有し、その残部がFeおよび不可避不純物からな
る。[Means for Solving the Problems] A composite hard alloy material according to the present invention includes a central portion made of a sintered hard alloy, and an outer peripheral portion covering the central portion and made of a sintered alloy steel. The sintered hard alloy contains at least 50% by volume of at least one of carbides, nitrides and carbonitrides of Group IVa, Va, and VIa elements in the center of the sintered hard alloy.
95% by volume or less, with the balance being iron group metals and unavoidable impurities. The sintered alloy steel constituting the outer peripheral portion is composed of a first hard phase, a second hard phase, and a binder phase. The first hard phase is 15% by volume or more and 60% by volume in the outer peripheral portion.
And TiN particles having a particle size of 0.3 μm or less. The second hard phase is 1% by volume or more and 10% by volume in the outer peripheral portion.
And TiN particles having a particle size of 1 μm or more and 3 μm or less. The binder phase contains 30% by volume or more and 84% by volume or less in the outer peripheral portion, and is made of an alloy steel for dispersing and bonding the first hard phase and the second hard phase therein. The alloy steel contains 2.5% to 4.5% by weight of Cr, 1.5% to 5.0% by weight of Mo, and 2.0% to 6.0% by weight of W.
Hereinafter, C contains 0.3% by weight or more and 1.2% by weight or less, Co 1.5% by weight or more and 15% by weight or less, Mn 0.5% by weight or less, and Si 0.5% by weight or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities.

中心部分と外周部分との間の中間部分は、中心部分の
組成から外周部分の組成へと連続的または段階的に変化
する組成を有する。この中間部分は、100μｍ以上5mm以
下の厚みを有するのが好ましい。The intermediate portion between the central portion and the outer peripheral portion has a composition that changes continuously or stepwise from the composition of the central portion to the composition of the outer peripheral portion. This intermediate portion preferably has a thickness of 100 μm or more and 5 mm or less.

好ましくは、TiN中におけるTiの50原子％以下は、Z
r、Hf、Ｖ、Nb、Ta、Cr、Mo、Ｗ、AlおよびSiよりなる
群から選ばれた一種以上の元素で置換されていればよ
い。Preferably, not more than 50 atomic% of Ti in TiN is Z
It suffices if it is substituted with at least one element selected from the group consisting of r, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Al and Si.

また、好ましくは、TiN中におけるＮの50原子％以下
は、Ｂ、ＣおよびＯよりなる群から選ばれた一種以上の
元素で置換されていればよい。さらに、焼結合金鋼から
なる外周部分の厚みは、0.08mm以上で、かつ複合硬質合
金材の全体の厚みの0.3以下であればよい。Preferably, 50 atomic% or less of N in TiN may be replaced by one or more elements selected from the group consisting of B, C and O. Further, the thickness of the outer peripheral portion made of the sintered alloy steel may be 0.08 mm or more and 0.3 or less of the entire thickness of the composite hard alloy material.

［作用］ この発明に従った複合硬質合金材によれば、外周部分
を構成する焼結合金鋼中に分散させられる硬質相として
のTiN粒子は、高速度工具鋼のみでは不足する耐摩耗性
を高める。TiNは、ビッカース硬さでHv2000kg/mm²程度
であり、一般的な高速度工具鋼のHv800〜1000kg/mm²の
２倍以上の硬さを有する。この硬質のTiNを分散させる
ことにより、高速度工具鋼の硬さはHv1000kg/mm²以上に
なり、耐摩耗性の著しい向上が達成される。また、TiN
は、鋼との反応性が少なく、切削時の凝着摩耗を抑制
し、切削面の面粗度を向上させる。[Function] According to the composite hard alloy material according to the present invention, the TiN particles as the hard phase dispersed in the sintered alloy steel constituting the outer peripheral portion have a wear resistance that is insufficient with only high-speed tool steel. Enhance. TiN has a Vickers hardness of about Hv2000 kg / mm ² , and has twice or more the hardness of Hv 800 to 1000 kg / mm ² of general high-speed tool steel. By dispersing the hard TiN, the hardness of the high-speed tool steel becomes Hv1000kg / mm ² or more, and remarkable improvement in wear resistance is achieved. Also, TiN
Has low reactivity with steel, suppresses adhesive wear during cutting, and improves the surface roughness of the cut surface.

この硬質相としてのTiNを高速度工具鋼中に分散させ
るのに、従来の技術によれば、TiN粒子が大きいため、T
iNの量が増えると強度の急激な低下が生じていた。これ
に対し、本発明によれば、TiN粒子の粒径を0.3μｍ以下
に抑えることにより、TiN粒子は均一かつ微細に分散し
強度低下の軽減が可能となる。In order to disperse TiN as a hard phase in high-speed tool steel, according to the conventional technology, TiN particles are large,
As the amount of iN increased, the intensity decreased sharply. On the other hand, according to the present invention, by suppressing the particle size of the TiN particles to 0.3 μm or less, the TiN particles are uniformly and finely dispersed, and reduction in strength can be reduced.

基本となる硬質相としてのTiN粒子は、上記のように
微細に分散することが必要である。しかしながら、一部
の硬質相としてのTiN粒子を、１μｍ以上の一定の粒径
を有するように分散させることにより、マトリックス中
に発生した亀裂が進展するのを抑えることが可能にな
り、その結果、破壊靭性値が向上する。また、このよう
な１μｍ以上の粒径を有するTiN粒子の存在により、す
き取り摩耗が抑えられる。このような粗粒のTiN粒子の
粒径は、１μｍ未満では上記の効果が十分でなく、３μ
ｍを越えると強度の低下が生ずる。また、粗粒のTiN粒
子の量が１体積％未満では上記の効果が発揮できず、10
体積％を越えると上述のように強度が急激に低下する。
なお、粒径が0.3μｍ以下のTiN粒子の量は15体積％以上
60体積％以下であることが適切である。15体積％未満で
は、TiNを硬質相として分散させることによる耐摩耗性
の向上という効果が小さく、60体積％を越えると靭性が
やや低下する。The TiN particles as the basic hard phase need to be finely dispersed as described above. However, by dispersing the TiN particles as a part of the hard phase so as to have a constant particle size of 1 μm or more, it is possible to suppress the growth of cracks generated in the matrix, and as a result, The fracture toughness value is improved. In addition, the presence of such TiN particles having a particle diameter of 1 μm or more can suppress the abrasion wear. If the particle size of such coarse TiN particles is less than 1 μm, the above effect is not sufficient, and
If it exceeds m, the strength will decrease. On the other hand, if the amount of coarse TiN particles is less than 1% by volume, the above effect cannot be exhibited, and
When the content exceeds the volume percentage, the strength sharply decreases as described above.
The amount of TiN particles having a particle size of 0.3 μm or less is 15% by volume or more.
Suitably it is below 60% by volume. If it is less than 15% by volume, the effect of improving wear resistance by dispersing TiN as a hard phase is small, and if it exceeds 60% by volume, toughness is slightly reduced.

一方、上記の硬質相をその中に分散し、結合するため
の結合相は、高速度工具鋼の焼入時におけるマトリック
ス組成に近いものである。基本的には、焼入処理によっ
て一次炭化物を析出させない組成にすることが最も重要
である。高速度工具鋼によってもたらされる靭性は、こ
のマトリックス組成によって得られるものである。本発
明においても、このマトリックス組成を採用することに
より、最大の効果を得ることができる。Fe以外の合金成
分が、規定される下限値未満では十分な強度を得ること
ができず、上限値を越えると靭性が低下する。On the other hand, the binder phase for dispersing and bonding the hard phase therein is close to the matrix composition at the time of quenching of the high-speed tool steel. Basically, it is most important that the composition be such that primary carbides are not precipitated by quenching. The toughness provided by the high speed tool steel is provided by this matrix composition. Also in the present invention, the maximum effect can be obtained by adopting this matrix composition. If the alloy component other than Fe is less than the specified lower limit, sufficient strength cannot be obtained, and if it exceeds the upper limit, the toughness decreases.

マトリックス中に分散させられる硬質相は、TiNを主
成分とし、これに結合相マトリックスの成分がある程度
固溶したものでもよい。また、TiN中のTiの50原子％ま
でをZr、Hf、Ｖ、Nb、Ta、Cr、Mo、Ｗ、AlおよびSiの群
から選ばれた一種以上の元素で置換することが可能であ
る。同様に、TiN中のＮの50原子％までをＢ、Ｃおよび
Ｏよりなる群から選ばれた一種以上の元素を置換するこ
とも可能である。これらの置換は、合金の耐熱性、耐摩
耗性、靭性等の向上に効果がある。しかしながら、50原
子％を越える置換は、TiNの特性を損なうことになるの
で好ましくない。The hard phase dispersed in the matrix may be composed of TiN as a main component and a solid solution of the components of the binder phase matrix to some extent. Further, up to 50 atomic% of Ti in TiN can be replaced by one or more elements selected from the group consisting of Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Al and Si. Similarly, up to 50 atomic% of N in TiN can be replaced by one or more elements selected from the group consisting of B, C and O. These substitutions are effective in improving the heat resistance, wear resistance, toughness and the like of the alloy. However, substitution exceeding 50 atomic% is not preferred because it impairs the properties of TiN.

上述のように構成される焼結合金鋼は、それ自体でも
切削工具等の工具材料として満足する特性を発揮し得
る。しかし、上記の焼結合金鋼を外周部分として用いる
複合化の手法を導入することにより、一層の性能向上を
図ることができる。The sintered alloy steel configured as described above can exhibit satisfactory properties as a tool material such as a cutting tool by itself. However, the performance can be further improved by introducing a compounding method using the above-mentioned sintered alloy steel as the outer peripheral portion.

まず、芯材として焼結硬質合金、いわゆる超硬合金を
採用することにより、工具材料全体としての剛性を大幅
に改善することが可能となる。その結果、工具の加工精
度が向上するとともに、その工具によって加工された面
の面粗度が良好になる。First, by employing a sintered hard alloy, a so-called cemented carbide, as the core material, it is possible to greatly improve the rigidity of the tool material as a whole. As a result, the processing accuracy of the tool is improved, and the surface roughness of the surface processed by the tool is improved.

外周部分は、上述の焼結合金鋼によって構成されるの
で、高速度工具鋼の有する靭性を維持したまま、耐摩耗
性が向上した切削工具用の刃先が得られる。なお、焼結
合金鋼の表面に硬質セラミックスの被膜をコーティング
すると、さらに性能を向上させる上で良い結果をもたら
す。この皮膜の材料としては、TiNが好ましいが、TiCあ
るいはTi（CN）を用いてもよく、さらにその上にAl₂O₃
を被覆してもよい。Since the outer peripheral portion is made of the above-described sintered alloy steel, it is possible to obtain a cutting tool edge with improved wear resistance while maintaining the toughness of the high-speed tool steel. In addition, when the surface of the sintered alloy steel is coated with a hard ceramic film, good results can be obtained in further improving the performance. As a material of this film, TiN is preferable, but TiC or Ti (CN) may be used, and further, Al ₂ O ₃
May be coated.

芯材を構成する超硬合金と、外周部分を構成する焼結
合金鋼は、熱膨脹係数に代表される特性値がかなり異な
っているため、両者を接合した場合、その界面に歪みが
生じ、亀裂や割れなどの欠陥が発生することがある。こ
の両者の特性値の差を低くするように組成を適宜選択す
ることにより、この問題はある程度解決され得る。しか
しながら、そうすれば、逆に両者の最良の性能が発揮さ
れ得る組成を選択することができなくなる。この発明に
よれば、両者の組成と特性とを連続的または段階的に変
化させた中間相を介在させることにより、上記の問題が
解決されている。好ましくは、この中間相の厚みが、10
0μｍ以上5mm以下の範囲で適宜選択され得る。中間相の
厚みが100μｍ未満では、上記のような中間相を介在さ
せる効果が認められず、5mmを越えると中間相の存在の
意義が薄れる。Since the cemented carbide constituting the core material and the sintered alloy steel constituting the outer peripheral portion have considerably different characteristic values represented by the coefficient of thermal expansion, when the two are joined, distortion occurs at the interface, resulting in cracking. Defects such as cracks and cracks may occur. This problem can be solved to some extent by appropriately selecting the composition so as to reduce the difference between these two characteristic values. However, if it does so, it will become impossible to select the composition which can exhibit the best performance of both. According to the present invention, the above-mentioned problem is solved by interposing an intermediate phase in which the composition and properties of both are changed continuously or stepwise. Preferably, the thickness of this mesophase is 10
It can be appropriately selected in the range of 0 μm or more and 5 mm or less. If the thickness of the intermediate phase is less than 100 μm, the effect of interposing the intermediate phase as described above is not recognized, and if it exceeds 5 mm, the significance of the existence of the intermediate phase is diminished.

［実施例］ 第１図は、この発明にしたがった複合硬質合金材を概
念的に示す断面図である。この図によれば、焼結合金鋼
からなる外周部分１は、焼結硬質合金からなる中心部分
２を被覆している。外周部分１と中心部分２との間に
は、組成が連続的または段階的に変化させられた中間部
分３が介在している。Embodiment FIG. 1 is a sectional view conceptually showing a composite hard alloy material according to the present invention. According to this figure, an outer peripheral portion 1 made of a sintered alloy steel covers a central portion 2 made of a sintered hard alloy. Between the outer peripheral portion 1 and the central portion 2, an intermediate portion 3 whose composition is changed continuously or stepwise is interposed.

実施例１ 超硬合金からなる棒の外周に、後述の超硬合金の組成
から合金鋼の組成まで連続的に組成を変化させた合金相
が溶射被覆された。超硬合金の組成は、WCが75体積％、
TiCが7.5体積％、TaCが4.0体積％、Coが13.5体積％であ
った。また、超硬合金の棒の直径は4mm、長さは200mmで
あった。溶射被覆処理は、供給される粉末の組成を順次
変えていくことにより、所望の組成になるように調整し
て行われた。このようにして溶射被覆された超硬合金か
らなる棒の外周に、所定の組成を有する合金鋼粉末が被
覆させられた後、冷間静水圧成形（CIP,cold isostatic
pressing）により成形された。合金鋼粉末の組成は、
硬質相として平均粒径0.2μｍのTiN粒子が35体積％、平
均粒径0.18μｍのVC粒子が10体積％、平均粒径2.5μｍ
のTiN粒子が５体積％、結合相としての高速度工具鋼の
粉末が50体積％であった。高速度工具鋼の粉末の組成
は、Crが4.0重量％、Moが3.5重量％、Ｗが2.0重量％、C
oが8.5重量％、Ｃが0.5重量％、その残部がFeと不可避
不純物であった。Example 1 An alloy phase whose composition was continuously changed from the composition of a cemented carbide described later to the composition of an alloy steel was spray-coated on the outer periphery of a rod made of a cemented carbide. The composition of cemented carbide is 75% by volume WC,
TiC was 7.5% by volume, TaC was 4.0% by volume, and Co was 13.5% by volume. Further, the diameter of the cemented carbide rod was 4 mm and the length was 200 mm. The thermal spray coating treatment was performed by adjusting the composition of the supplied powder sequentially so as to obtain a desired composition. After the alloy steel powder having a predetermined composition is coated on the outer periphery of the bar made of the cemented carbide spray-coated in this way, cold isostatic pressing (CIP, cold isostatic pressing) is performed.
pressing). The composition of the alloy steel powder is
35% by volume of TiN particles having an average particle size of 0.2 μm as a hard phase, 10% by volume of VC particles having an average particle size of 0.18 μm, and an average particle size of 2.5 μm
5% by volume of TiN particles, and 50% by volume of high-speed tool steel powder as a binder phase. The composition of the powder of high speed tool steel is as follows: Cr is 4.0% by weight, Mo is 3.5% by weight, W is 2.0% by weight, C is
o was 8.5% by weight, C was 0.5% by weight, and the balance was Fe and inevitable impurities.

このようにして、厚み2mmの合金鋼粉末からなる外周
部分が形成された。この成形体を軟鋼製の筒状容器に入
れ、脱気処理を施しながら、温度500℃まで加熱し、真
空封止された。その後、この成形体に熱間静水圧プレス
処理が施された。熱間静水圧プレス処理の条件は、温度
1130℃において、圧力媒体として用いられるArガスの気
圧を1000kg/cm²とした。このようにして得られた焼結体
から直径6mmのドリルが試作された。このドリルの断面
組織においては、中心部分に直径4mmの超硬合金からな
る部分が位置し、その外周を、厚み0.5mmの中間層を介
在させて、焼結合金鋼からなる部分が0.5mmの厚みで取
り囲んでいた。ドリルには、所定の溝と刃先が成形され
た。Thus, an outer peripheral portion made of the alloy steel powder having a thickness of 2 mm was formed. This compact was placed in a mild steel cylindrical container, heated to a temperature of 500 ° C. while being subjected to degassing treatment, and vacuum-sealed. Thereafter, the molded body was subjected to hot isostatic pressing. The conditions for hot isostatic pressing are temperature
At 1130 ° C., the pressure of Ar gas used as a pressure medium was set to 1000 kg / cm ² . A drill having a diameter of 6 mm was prototyped from the thus obtained sintered body. In the cross-sectional structure of this drill, a part made of cemented carbide with a diameter of 4 mm is located at the center part, and the outer periphery of the part is made of sintered alloy steel with a thickness of 0.5 mm with an intermediate layer of 0.5 mm interposed. Surrounded by thickness. The drill was formed with predetermined grooves and cutting edges.

比較のため、中心部分に超硬合金を含まない焼結合金
鋼製のドリルが試作された。本発明品および比較品の試
作ドリルと市販の超硬合金製および高速度工具鋼製のド
リルを用いて切削試験が行われた。切削条件は以下のと
おりであった。For comparison, a drill made of sintered alloy steel containing no cemented carbide in the center was prototyped. Cutting tests were performed using prototype drills of the present invention and comparative products, and commercially available drills made of cemented carbide and high speed tool steel. The cutting conditions were as follows.

被削材:S50C 切削速度:50m/min 送り速度:0.25mm/rev 加工深さ:12mm 切削試験の結果は第１表に示される。 Work material: S50C Cutting speed: 50m / min Feeding speed: 0.25mm / rev Working depth: 12mm The results of the cutting test are shown in Table 1.

試験結果によれば、超硬合金からなるドリルでは、加
工穴数が少ない初期においては摩耗が少ないが、加工穴
数が多くなると、刃先に微妙なチッピングが発生し、こ
れが原因となって摩耗が大きくなることが認められた。
また、比較品では、発明品と比べてやや劣っていた。加
工された穴の拡大代で比較すると、本発明品は20μｍ程
度であったのに対し、比較品は50μｍ程度であった。 According to the test results, the drill made of cemented carbide has little wear in the early stage when the number of drilled holes is small, but when the number of drilled holes is large, subtle chipping occurs at the cutting edge, which causes wear. It was found to grow.
Further, the comparative product was slightly inferior to the inventive product. Comparing the enlarged holes of the processed holes, the product of the present invention was about 20 μm, while the comparative product was about 50 μm.

実施例２ 所定の組織形態を有する硬質相粒子が40体積％、平均
粒径2.3μｍのTiN粒子が10体積％、高速度工具鋼のマト
リクスが50体積％になるように各粒子が均一に分散した
合金鋼粉末と、超硬合金粉末とが準備された。硬質相粒
子は、TiN粒子の周囲を（Ti W Mo）（CN）の固溶体が取
り囲むように形成された組織形態を有していた。この硬
質相粒子の平均粒径は0.12μｍであり、TiN粒子の周囲
を取り囲む固溶体の厚みは0.02μｍであった。マトリク
スを構成する高速度工具鋼の組成は、Crが3.8重量％、M
oが5.5重量％、Ｗが2.5重量％、Coが10.0重量％、Ｃが
0.45重量％、その残部がFeと不可避不純物であった。ま
た、超硬合金の粉末の組成は、WCが85体積％、Coが15体
積％であった。Example 2 Each of the particles is uniformly dispersed such that 40% by volume of hard phase particles having a predetermined structure, 10% by volume of TiN particles having an average particle diameter of 2.3 μm, and 50% by volume of a matrix of a high-speed tool steel. Prepared alloy steel powder and cemented carbide powder were prepared. The hard phase particles had a structure morphology formed such that a solid solution of (Ti W Mo) (CN) surrounded the TiN particles. The average particle size of the hard phase particles was 0.12 μm, and the thickness of the solid solution surrounding the periphery of the TiN particles was 0.02 μm. The composition of the high-speed tool steel that constitutes the matrix is as follows: Cr is 3.8% by weight, M
o is 5.5% by weight, W is 2.5% by weight, Co is 10.0% by weight, C is
0.45% by weight, the balance being Fe and inevitable impurities. The composition of the cemented carbide powder was 85% by volume WC and 15% by volume Co.

合金鋼粉末と超硬合金粉末とは、第２表で示される割
合で混合された。The alloy steel powder and the cemented carbide powder were mixed at the ratios shown in Table 2.

焼結された超硬合金の上に、混合粉末１、混合粉末
２、合金鋼粉末の順に粉末を置いた後、加圧成形され
た。得られた成形体は、窒素分圧20Torrの雰囲気中で焼
結された。このようにして得られた複合硬質合金材から
丸棒が切り出された。丸棒からは、エンドミル用の所定
の形状を有する切削工具を作製した。この切削工具を用
いて、以下の条件で切削試験を行なった。 After the powder was placed on the sintered cemented carbide in the order of mixed powder 1, mixed powder 2, and alloy steel powder, the powder was compacted. The obtained compact was sintered in an atmosphere having a nitrogen partial pressure of 20 Torr. A round bar was cut out from the composite hard alloy material thus obtained. From the round bar, a cutting tool having a predetermined shape for an end mill was produced. Using this cutting tool, a cutting test was performed under the following conditions.

被削材:SUS304ステンレス鋼 切削速度:40m/min 送り速度:0.15mm/1刃 加工幅:2.0mm 加工深さ:10mm 切削試験結果によれば、本発明に従った複合硬質合金
材からなるエンドミルを用いれば、特に問題なく加工が
可能であり、加工された溝の側面の鉛直線からのずれ
は、最大でも0.05mmと極めて高精度であった。なお、比
較のため、超硬合金からなるエンドミルを用いると、加
工開始直後に刃先が欠けてしまい、切削不能となった。
また、高速度工具鋼からなるエンドミルを用いると、摩
耗が急速に進行するため、切削することが全くできなか
った。Work material: SUS304 stainless steel Cutting speed: 40m / min Feeding speed: 0.15mm / tooth Cutting width: 2.0mm Working depth: 10mm According to the cutting test results, the end mill made of the composite hard alloy material according to the present invention By using, processing was possible without any particular problem, and the deviation of the side face of the processed groove from the vertical line was extremely high, at most 0.05 mm. For comparison, when an end mill made of a cemented carbide was used, the cutting edge was chipped immediately after the start of machining, and cutting was impossible.
In addition, when an end mill made of a high-speed tool steel was used, cutting was not performed at all because wear progressed rapidly.

上記実施例２で得られた複合硬質合金材の接合部の組
成分析結果は、第２図に示されている。また、比較のた
め、中間層を介在させないで超硬合金からなる中心部と
焼結合金鋼からなる外周部とを直接接合した場合の組成
分析結果は第３図に示されている。第２図において、中
間層の厚みは約0.8mmであった。FIG. 2 shows the result of composition analysis of the joint of the composite hard alloy material obtained in Example 2 above. For comparison, FIG. 3 shows the result of composition analysis in the case where the central portion made of cemented carbide and the outer peripheral portion made of sintered alloy steel were directly joined without an intermediate layer. In FIG. 2, the thickness of the intermediate layer was about 0.8 mm.

［発明の効果］ 以上のように、この発明によれば、高速度工具鋼の靭
性を維持した状態で、その耐摩耗性を超硬合金に匹敵す
るレベルまで向上させた合金材を得ることができる。ま
た、切削工具として使用した場合、剛性が高く、高い精
度の切削加工が可能となる。そのため、この発明の複合
硬質合金材は、切削工具用材料に用いられることによ
り、切削加工の能率向上、信頼性の向上に貢献すること
ができる。[Effects of the Invention] As described above, according to the present invention, it is possible to obtain an alloy material whose wear resistance has been improved to a level comparable to that of a cemented carbide while maintaining the toughness of a high-speed tool steel. it can. In addition, when used as a cutting tool, rigidity is high, and high precision cutting can be performed. Therefore, by using the composite hard alloy material of the present invention as a material for a cutting tool, it is possible to contribute to an improvement in the efficiency and reliability of the cutting process.

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

第１図は、この発明に従った複合硬質合金材を概念的に
示す断面図である。 第２図は、実施例２において得られた複合硬質合金材の
接合部の組成分析結果を示すグラフである。 第３図は、比較例として中間層を介在させずに超硬合金
からなる中心部分と焼結合金鋼からなる外周部分とを直
接接合した場合の接合部の組成分析結果を示すグラフで
ある。FIG. 1 is a sectional view conceptually showing a composite hard alloy material according to the present invention. FIG. 2 is a graph showing a composition analysis result of a joint portion of a composite hard alloy material obtained in Example 2. FIG. 3 is a graph showing, as a comparative example, a composition analysis result of a joined portion when a central portion made of a cemented carbide and an outer peripheral portion made of a sintered alloy steel are directly joined without an intermediate layer interposed therebetween.

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁶ 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 38/30 Ｃ２２Ｃ 38/30 // Ｂ２３Ｂ 27/14 Ｂ２３Ｂ 27/14 Ｂ Ｂ３２Ｂ 15/01 Ｂ３２Ｂ 15/01 Ｚ (58)調査した分野(Int.Cl.⁶，ＤＢ名) B22F 7/00 - 7/08 C22C 1/05 C22C 29/00 - 29/16──────────────────────────────────────────────────続 き Continued on the front page (51) Int.Cl. ⁶ Identification symbol FI C22C 38/30 C22C 38/30 // B23B 27/14 B23B 27/14 B B32B 15/01 B32B 15/01 Z (58) Survey Field (Int.Cl. ⁶ , DB name) B22F 7/00-7/08 C22C 1/05 C22C 29/00-29/16

Claims (5)

(57)【特許請求の範囲】(57) [Claims] 【請求項１】焼結硬質合金からなる中心部分と、 前記中心部分を被覆し、焼結合金鋼からなる外周部分と
を備え、 前記焼結硬質合金は、周期率表IV a、V a、VI a族元素
の炭化物、窒化物および炭窒化物の１種以上を前記中心
部分において50体積％以上95体積％以下含有し、その残
部が鉄族金属および不可避不純物からなり、 前記焼結合金鋼は、前記外周部分において、粒径が0.3
μｍ以下のTiN粒子からなる第１の硬質相を15体積％以
上60体積％以下、粒径が１μｍ以上３μｍ以下のTiN粒
子からなる第２の硬質相を１体積％以上10体積％以下、
ならびに前記第１の硬質相および前記第２の硬質相をそ
の中に分散し、結合するための合金鋼からなる結合相を
30体積％以上84体積％以下含有しており、 前記合金鋼は、Crを2.5重量％以上4.5重量％以下、Moを
1.5重量％以上5.0重量％以下、Ｗを2.0重量％以上6.0重
量％以下、Ｃを0.3重量％以上1.2重量％以下、Coを1.5
重量％以上15重量％以下、Mnを0.5重量％以下、Siを0.5
重量％以下含有し、その残部がFeおよび不可避不純物か
らなり、 前記中心部分と前記外周部分との間の中間部分は、前記
中心部分の組成から前記外周部分の組成へと連続的また
は段階的に変化する組成を有する、複合硬質合金材。1. A center portion made of a sintered hard alloy, and an outer peripheral portion covering the center portion and made of a sintered alloy steel, wherein the sintered hard alloy has a periodicity table IVa, Va, The sintered alloy steel contains at least one of carbides, nitrides and carbonitrides of group VIa elements in the central portion in an amount of 50% by volume or more and 95% by volume or less, with the balance being iron group metal and unavoidable impurities; Has a particle size of 0.3 in the outer peripheral portion.
a first hard phase composed of TiN particles having a particle size of not more than 15 vol% to 60 vol%, a second hard phase composed of TiN particles having a particle size of not less than 1 μm and not more than 3 μm has a volume of not less than 1 vol% and not more than 10 vol%,
And a binder phase made of an alloy steel for dispersing and bonding the first hard phase and the second hard phase therein.
Contains 30% by volume or more and 84% by volume or less, and the alloy steel contains 2.5% by weight or more and 4.5% by weight or less of Cr and Mo
1.5 wt% to 5.0 wt%, W is 2.0 wt% to 6.0 wt%, C is 0.3 wt% to 1.2 wt%, Co is 1.5
Weight% or more and 15 weight% or less, Mn 0.5 weight% or less, Si 0.5 weight%
Wt% or less, the balance being Fe and unavoidable impurities, and the intermediate portion between the central portion and the outer peripheral portion is continuously or stepwise changed from the composition of the central portion to the composition of the outer peripheral portion. A composite hard alloy material having a varying composition. 【請求項２】前記TiN粒子中におけるTiの50原子％以下
は、Zr、Hf、Ｖ、Nb、Ta、Cr、Mo、Ｗ、AlおよびSiより
なる群から選ばれた１種以上の元素で置換されている、
請求項１に記載の複合硬質合金材。2. The method according to claim 1, wherein at least 50 atomic% of Ti in said TiN particles is at least one element selected from the group consisting of Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Al and Si. Has been replaced,
The composite hard alloy material according to claim 1. 【請求項３】前記TiN粒子中におけるＮの50原子％以下
は、Ｂ、ＣおよびＯよりなる群から選ばれた１種以上の
元素で置換されている、請求項１または２に記載の複合
硬質合金材。3. The composite according to claim 1, wherein 50% by atom or less of N in said TiN particles is replaced by at least one element selected from the group consisting of B, C and O. Hard alloy material. 【請求項４】前記外周部分の厚みは、0.08mm以上でか
つ、当該複合硬質合金材の全体の厚みの0.3以下であ
る、請求項１ないし３のいずれかに記載の複合硬質合金
材。4. The composite hard alloy material according to claim 1, wherein the thickness of the outer peripheral portion is 0.08 mm or more and 0.3 or less of the total thickness of the composite hard alloy material. 【請求項５】前記中間部分の厚みは、100μｍ以上5mm以
下である、請求項１ないし４のいずれかに記載の複合硬
質合金材。5. The composite hard alloy material according to claim 1, wherein said intermediate portion has a thickness of 100 μm or more and 5 mm or less.