JPH03202401A - Combined hard alloy material - Google Patents
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Abstract
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。DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION [Industrial Field of Application] The present invention relates to a composite hard alloy material used as a material for cutting tools and 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 cutting tools and the like.
高速度工具鋼は、主としてＣｒＳＭｏＳＷＳＶ。High speed tool steel is mainly CrSMoSWSV.
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。高速度工具鋼においては、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。It is an alloy steel containing Co and C as alloy components and having Fe as a matrix. In high-speed tool steel, by adjusting each alloy component, properties suitable for the tool material can be adjusted, and at the same time, the properties can be changed by heat treatment.
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、Ｈｏｔ
１ｓｏｓｔａｔｉｃ ｐｒｅｓｓｉｎｇ）等によ
って固める粉末冶金法が広く用いられている。Generally, high-speed tool steel has excellent toughness and is therefore used as a material for cutting tools that require high reliability. Manufacturing methods for high-speed tool steel include melt casting,
The atomized powder is subjected to hot isostatic pressing (HIP, Hot
Powder metallurgy methods are widely used in which solidification is performed by, for example, 1sostatic pressing.
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５５−５８３
５０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。Furthermore, in order to add wear resistance to high-speed tool steel which has excellent toughness as described above, a method has been proposed in which the amount of carbides and nitrides is increased. For example, JP-A-55-583
No. 50 and Japanese Unexamined Patent Publication No. 58-181848 disclose a method of mixing and sintering high-speed tool steel powder with powders such as carbides and nitrides to increase the amount of carbides and nitrides in the matrix. has been proposed as a method to do so. Furthermore, Japanese Patent Publication No. 60-18742 proposes a material in which extremely fine TiN particles are dispersed in a matrix of high-speed tool steel. 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;
Tool materials composited with alloy steels such as high-speed tool steels have been proposed.
一方、超硬合金は、ＷＣ，ＴｉＣ，ＴａＣ，Ｎｂｃ等の
炭化物をＣｏ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 is an alloy obtained by sintering carbides such as WC, TiC, TaC, and Nbc using Co or Ni as a base. Although this cemented carbide is inferior to high-speed tool steel in terms of toughness, it has excellent high abrasion resistance, making it a tool material that exhibits its characteristics in high-speed cutting. The properties of cemented carbide suitable for use as a tool material can be adjusted by changing its composition, but the properties can also be adjusted by appropriately changing the grain size of its hard phase. Note that cemented carbide can be manufactured by a powder metallurgy method consisting of a series of steps of mixing, pressing, and sintering powder as a raw material.
［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。[Problems to be Solved by the Invention] As described above, although high-speed tool steel has excellent toughness, it has insufficient wear resistance, so it is difficult to use it as a tool material suitable for high-speed cutting.
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。In order to improve the wear resistance of high speed tool steels, increasing the alloying content and increasing the amount of carbides in the matrix are commonly used.
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。However, it is not easy to achieve improved wear resistance while maintaining the excellent toughness that characterizes 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。In other words, by increasing the alloy components, the amount of carbides in high-speed tool steel increases, and the wear resistance increases, but on the other hand,
A rapid decrease in toughness occurs. In particular, when manufactured by the melt casting method, the volume of carbides in high-speed tool steel is at most about 15% by volume, and if more than this amount of carbides is included in the matrix, it cannot be used as a practical tool. Unable to obtain toughness. Further, although the amount of carbides can be increased to some extent by powder metallurgy, the amount of carbides that can be increased is about 30% by volume at most.
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。By mixing powders such as carbides and nitrides with high-speed tool steel powder,
According to the sintering method, it is theoretically possible to contain any amount of carbide or nitride. However, even in this case, it is inevitable that as the hard phase increases, the toughness will decrease. Generally, when powders with a particle size of several microns are mixed, compression molded, and sintered, as the amount of hard ceramics such as carbides and nitrides increases, they form at the grain boundaries of the powder of high-speed tool steel. Carbides and nitrides aggregate in a network. When carbides and nitrides aggregate in this way, the toughness decreases to an unacceptable degree. As a countermeasure to this problem, it is possible to make carbides and nitrides into ultrafine particles on the order of submicrons. However, such ultrafine particles tend to aggregate, and it is not easy to uniformly disperse them. Therefore, it is currently impossible to obtain a structure of high-speed tool steel in which carbides and nitrides are dispersed so as to have desired properties.
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, since the elastic modulus of high-speed tool steel is smaller than that of cemented carbide, which will be discussed later, deformation during cutting increases.
There was a problem in that it could not be used for applications such as tools that required high accuracy.
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。On the other hand, unlike high-speed tool steel, cemented carbide has excellent wear resistance but does not have sufficient toughness.
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。Therefore, cemented carbide is not used as a material for tools that require reliability. As a method of improving the toughness of cemented carbide, a method of making carbides in the hard phase finer has been adopted. However, this method also has its limitations, and the toughness obtained falls far short of that of high-speed tool steel. Usually, the amount of carbide contained in cemented carbide is about 80 to 90% by volume. In order to improve toughness depending on the application, cemented carbide is manufactured with a composition in which the amount of carbide is reduced to about 60% by volume, but the wear resistance rapidly decreases and it cannot be used as a material for cutting tools. .
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 mentioned above, high-speed tool steel and cemented carbide used as materials for conventional cutting tools each have drawbacks.
In practice, they can only be used under conditions that do not cause these drawbacks. Therefore, there was a problem that the characteristics of high-speed tool steel or cemented carbide could not be fully 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 the excellent toughness characteristic of high-speed tool steel and at the same time 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
ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ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Ｔｉ
Ｎ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３
μｍ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、１０．３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 sintered alloy steel. The sintered hard alloy contains 50% by volume of one or more carbides, nitrides, and carbonitrides of elements in groups IVa, Va, and VIa of the periodic table in its central part.
The content is 95% by volume or less, with the remainder consisting of iron group metals and unavoidable impurities. The sintered alloy steel constituting the outer peripheral portion includes a first hard phase, a second hard phase, and a bonding phase. The first hard phase contains 15% by volume or more and 60% by volume or less of Ti in the outer peripheral portion and has a particle size of 0.3 μm or less.
Consists of N particles. The second hard phase has 1
Contains at least 10% by volume and has a particle size of at least 1 μm3
It consists of TiN particles of 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 alloy steel for dispersing and binding the first hard phase and the second hard phase therein. The alloy steel contains 2.5% by weight or more of Cr and 4.5% by weight or less, and 1.5% or more of Mo by 5.0% by weight.
0% by weight or less, W 2. 0% by weight or more and 6.0% by weight or less, 10.3% by weight or more and 1.2% by weight or less, Co 1,
It contains 5% by weight or more and 15% by weight or less, Mn by 0.5% by weight or less, Si by 0.5% by weight or less, and the remainder consists of Fe and unavoidable impurities.
好ましくは、ＴｉＮ中におけるＴｉの５０原子％以下は
、Ｚｒ、Ｈｆ、ＶＳＮｂＳＴａＳＣｒ。Preferably, 50 atomic % or less of Ti in TiN is Zr, Hf, or VSNbSTaSCr.
Ｍｏ、Ｗ、Ａｉ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。It may be substituted with one or more elements selected from the group consisting of Mo, W, Ai, 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。Preferably, 50 atomic % or less of N in TiN may be substituted with one or more elements selected from the group consisting of B, C, and O.
さらに、焼結合金鋼からなる外周部分の厚みは、複合硬
質合金材の全体の厚みの０．０５以上０゜３以下であれ
ばよい。Further, the thickness of the outer peripheral portion made of sintered alloy steel may be 0.05 or more and 0.3 or less of the total 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Ｈｖ２０００ｋ
ｇ／ｍｍ２程度であり、−船釣な高速度工具鋼のＨｖ８
００〜１０００ｋｇ／ｍｍ２の２倍以上の硬さを有する
。この硬質のＴＥＮ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, TiN particles as a hard phase dispersed in the sintered alloy steel constituting the outer peripheral portion have wear resistance that is insufficient in high-speed tool steel alone. enhance TiN has a Vickers hardness of Hv2000k.
g/mm2, - Hv8 of high-speed tool steel for boat fishing.
The hardness is more than twice that of 00 to 1000 kg/mm2. By dispersing this hard TEN, the hardness of high-speed tool steel becomes Hv1000 kg/mm2 or more, and a remarkable improvement in wear resistance is achieved. Furthermore, TiN has little 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
、ＴｉＮ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。According to the conventional technology for dispersing TiN as a hard phase into high-speed tool steel, the strength of the tool steel sharply decreases as the amount of TiN increases because the TiN particles are large. On the other hand, according to the present invention, the particle size of the TiN particles is reduced to 0.
, 3 μm or less, the TiN particles are uniformly and finely dispersed, making it possible to reduce the decrease in strength.
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、
３μｍを越えると強度の低下が生ずる。The TiN particles as the basic hard phase need to be finely dispersed as described above. However, by dispersing some TiN particles as a hard phase to have a constant particle size of 1 μm or more, it is possible to suppress the cracks generated in the matrix from propagating, and as a result, Fracture toughness value improves. In addition, due to the presence of TiN particles having a particle size of 1 μm or more,
Squeezing wear is suppressed. If the particle size of such coarse TiN particles is less than 1 μm, the above effects will not be sufficient;
If the thickness exceeds 3 μm, the strength will decrease.
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、ＴＥＮ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
。Furthermore, if the amount of coarse TiN particles is less than 1% by volume, the above effects cannot be achieved, and if it exceeds 10% by volume, the strength will drop sharply as described above. Note that the amount of TiN particles having a particle size of 0.3 μm or less is suitably 15% by volume or more and 60% by volume or less. If it is less than 15% by volume, the effect of improving wear resistance by dispersing TEN as a hard phase is small, and if it exceeds 60% by volume, the toughness will decrease slightly.
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 above-mentioned hard phase therein has a matrix composition close to that of the high-speed tool steel during quenching. Basically, it is most important to create a composition that does not precipitate primary carbides during the quenching process. The toughness provided by high speed tool steels is due to this matrix composition. Also in the present invention, the maximum effect can be obtained by employing this matrix composition. If the alloy components other than Fe are below the specified lower limit, sufficient strength cannot be obtained, and if they exceed 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Ｚｒ５Ｈｆ、Ｖ％Ｎｂ、Ｔａ、ＣｒＳＭｏ、
、ＷＳＡｌｌ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で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 to be dispersed in the matrix may be mainly composed of TiN, with some of the components of the binder phase matrix dissolved therein. In addition, up to 50 atomic% of Ti in TiN is contained in Zr5Hf, V%Nb, Ta, CrSMo,
, WSAll, and Si. Similarly, N in TiN
It is also possible to substitute up to 50 atomic % of the oxide with 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, etc. of the alloy. However, substitution exceeding 50 atom % is not preferable 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。The sintered alloy steel configured as described above can exhibit satisfactory characteristics as a tool material for cutting tools and the like.
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、−層の性能向上を図る
ことができる。However, by introducing a composite method using the above-mentioned sintered alloy steel as the outer peripheral portion, it is possible to improve the performance of the -layer.
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, so-called cemented carbide, as the core material, it is possible to significantly improve the rigidity of the tool material as a whole. As a result, the machining accuracy of the tool improves, and the surface roughness of the surface machined by the tool improves.
この芯材を構成する超硬合金と、外周部分を構成する焼
結合金鋼との間の整合性を保つために、超硬合金の熱膨
張係数は、焼結合金鋼のそれと近いものにするのが有効
である。In order to maintain consistency between the cemented carbide that makes up the core material and the sintered alloy steel that makes up the outer periphery, the coefficient of thermal expansion of the cemented carbide should be close to that of the sintered alloy steel. is valid.
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、ＴｆＮが好ましいが、Ｔｉ
ｃあるいはＴｉ（ＣＮ）を用いてもよく、さらにその上
にＡｕ２０ｓを被覆してもよい。Since the outer peripheral portion is made of the above-mentioned sintered alloy steel, a cutting tool edge with improved wear resistance can be obtained while maintaining the toughness of high-speed tool steel. Incidentally, coating the surface of the sintered alloy steel with a hard ceramic film brings about good results in further improving the performance. The material for this film is preferably TfN, but Ti
c or Ti(CN) may be used, and Au20s may be further coated thereon.
［実施例］
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。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。[Example] 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 part 1 made of sintered alloy steel covers a central part 2 made of sintered hard alloy.
実施例１
硬質相として平均粒径０．１μｍのＴｉＮ粒子が３５体
積％、平均粒径０６０８μｍのＶＣ粒子が１０体積％、
平均粒径１．５μｍ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％になるように配
合し、乾式ボールミルを用いて混合した。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％、Ｃｏ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 As a hard phase, 35% by volume of TiN particles with an average particle size of 0.1 μm, 10% by volume of VC particles with an average particle size of 0608 μm,
TiN particles having an average particle size of 1.5 μm were blended in an amount of 5% by volume, and high-speed tool steel powder as a binder phase was blended in an amount of 50% by volume, and mixed using a dry ball mill. The composition of the powder for high-speed tool steel is 4.0% by weight of Cr, 3.5% by weight of Mo, 2.0% by weight of W, 8.5% by weight of Co, and 0% by weight of Co.
5% by weight, the remainder being Fe and unavoidable impurities.
このようにして混合された合金鋼粉末を超硬合金からな
る棒の外周に被覆した後、冷間静水圧成形（ＣＩＰ、
ｃｏｌｄ ｉｓｏｓｔａｔｉｃｐｒｅｓｓｉｎｇ
）により成形した。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％、Ｃ
ｏが１３．５体積％であった。また、超硬合金の棒の直
径は５ｍｍ１長さは２００ｍｍであった。このようにし
て、厚み２ｍｍの合金鋼粉末からなる層が形成された。After coating the outer periphery of a rod made of cemented carbide with the alloy steel powder mixed in this way, cold isostatic pressing (CIP),
cold isostatic pressing
). The composition of the cemented carbide is 75% by volume of WC, 7.5% by volume of TiC, 4.0% by volume of TaC, and C.
o was 13.5% by volume. The cemented carbide rod had a diameter of 5 mm and a length of 200 mm. In this way, a layer of alloyed steel powder with a thickness of 2 mm was formed.
この成形体は軟鋼型の筒状容器に入れられ、脱気処理が
施されながら、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Ａ「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５ｍｍの超硬
合金からなる部分が位置し、その外周を焼結合金鋼から
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。This molded body was placed in a mild steel cylindrical container, heated to a temperature of 500° C. while being deaerated, and vacuum-sealed. Thereafter, this molded body was subjected to hot isostatic pressing treatment. The conditions for hot isostatic pressing are a temperature of 1130°C.
The pressure of the A gas used as the pressure medium was set to 1000 kg/cm2. A drill with a diameter of 6 mm was prototyped from the sintered body thus obtained. In the cross-sectional structure of this drill, the center part A portion made of cemented carbide with a diameter of 5 mm was located, and its outer periphery was surrounded by a portion made of sintered alloy steel with a thickness of 0.5 mm.A predetermined groove and cutting edge were formed on the drill.
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
リルとを用いて切削試験が行なわれた。切削条件は以下
のとおりであった。For comparison, a prototype drill made of sintered alloy steel without cemented carbide in its center was produced. Cutting tests were conducted using prototype drills of the present invention and comparison products, as well as commercially available drills made of cemented carbide and high-speed tool steel. The cutting conditions were as follows.
被削材：５４５Ｃ 切削速度：６０ｍ／ｍｉｎ 送り速度：０．２０ｍｍ／ｒｅｖ 加工深さ：１５ｍｍ 切削試験の結果は第１表に示される。Work material: 545C Cutting speed: 60m/min Feed speed: 0.20mm/rev Machining depth: 15mm The results of the cutting test are shown in Table 1.
第１表
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小さいが、加工穴数
が多くなると、刃先に微妙なチ・ノピングが発生し、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。According to the test results in Table 1, with drills made of cemented carbide, wear is small in the early stages when the number of holes to be machined is small, but as the number of holes to be machined increases, subtle chipping and noping occurs on the cutting edge, which is the cause. It was observed that this resulted in increased wear.
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、本発明品が２０μｍ
程度であったのに対し、比較品は６０μｍ程度であった
。Furthermore, the comparative product was slightly inferior to the invented product. Comparing the enlargement distance of the machined hole, the product of the present invention has a diameter of 20 μm.
In contrast, the comparative product had a thickness of approximately 60 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
鋼のマトリックスが５０体積％になるように各粒子が均
一に分散した組織を有する焼結合金鋼製の筒が準備され
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。マトリックスを構成す
る高速度工具鋼の組成は、Ｃｒが３．８重量％、Ｍｏが
５．５重量％、Ｗが２，５重量％、Ｇｏ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、ＷＣが８５体積％、Ｃｏが１５体積
％の組成の超硬合金からなる棒が準備された。この焼結
合金鋼製の筒と超硬合金製の棒とが拡散接合により一体
化された。このようにして得られた複合硬質合金部材か
ら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。Example 2 Each particle was uniformly distributed so that the hard phase particles having a predetermined structure form were 40% by volume, the TiN particles with an average particle size of 2.3 μm were 10% by volume, and the matrix of high-speed tool steel was 50% by volume. A cylinder made of sintered alloy steel with a dispersed structure was prepared. The hard phase particles surround the TiN particles (Ti W
It had a structure in which a solid solution of Mo)(CN) was formed surrounding it. The average particle size of these hard phase particles is 0
．． The thickness of the solid solution surrounding the TiN particles was 0.02 μm. The composition of the high-speed tool steel that constitutes the matrix is 3.8% by weight of Cr, 5.5% by weight of Mo, 2.5% by weight of W, 10.0% by weight of Go, and 0.45% by weight of C. %, the remainder being Fe and unavoidable impurities. Further, a rod made of cemented carbide having a composition of 85% by volume of WC and 15% by volume of Co was prepared. This cylinder made of sintered alloy steel and the rod made of cemented carbide were integrated by diffusion bonding. A cutting tool having a predetermined shape for an end mill was manufactured from the composite hard metal member thus obtained. A cutting test was conducted using this cutting tool under the following conditions.
被削材ニブレバートン鋼（ＨＲ８４２）切削速度：６０
ｍ／ｍｉｎ
送り速度二０．１５ｍｍ／１刃
加工幅：２．Ｏｍｍ
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０．０６ｍｍ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 Nibbler Verton steel (HR842) Cutting speed: 60
m/min feed rate 20.15mm/1 blade machining width: 2. Omm Machining depth: 10 mm According to the cutting test results, if the end mill made of composite hard alloy material according to the present invention is used, machining is possible without any particular problem, and the deviation of the side surface of the machined groove from the vertical line teeth,
The accuracy was extremely high, with a maximum of 0.06 mm. In addition,
For comparison, if an end mill made of cemented carbide is used,
Immediately after machining started, the cutting edge chipped, making cutting impossible. Additionally, if you use an end mill made of high-speed tool steel,
No cutting was possible due to rapid wear.
［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 is improved to a level comparable to that of cemented carbide while maintaining the toughness of high-speed tool steel. can. Furthermore, when used as a cutting tool, it has high rigidity and enables highly accurate cutting. Therefore, the composite hard alloy material of the present invention can be used as a material for cutting tools.
It can contribute to improving cutting efficiency and reliability.
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。FIG. 1 is a sectional view conceptually showing a composite hard alloy material according to the present invention.
Claims (1)
を備え、 前記焼結硬質合金は、周期律表IVａ、Ｖａ、VIａ族元素
の炭化物、窒化物および炭窒化物の一種以上を前記中心
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．
３μｍ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
る、複合硬質合金材。（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
れた一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。 （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一種以上の元
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。（４）前記外周部分の厚みは、当該複合硬質
合金材の全体の厚みの０．０５以上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。[Scope of Claims] (1) A central portion made of a sintered hard alloy; and an outer circumference portion covering the central portion and made of sintered alloy steel, wherein the sintered hard alloy is made of a periodic table IVa, The sintered alloy steel contains 50% by volume or more and 95% by volume or less of Va, group VIa element carbides, nitrides, and carbonitrides in the central portion, and the remainder consists of iron group metals and unavoidable impurities. has a particle size of 0.
The first hard phase consisting of TiN particles with a particle size of 3 μm or less is 15% by volume or more and 60% by volume or less, and the second hard phase consisting of TiN particles with a particle size of 1 μm or more and 3 μm or less is 1% by volume or more and 10% by volume or less.
% by volume or less, and the first hard phase and the second hard phase.
The alloy steel contains 30% by volume or more and 84% by volume or less of a binder phase made of alloy steel for dispersing and bonding a hard phase of Cr, and the alloy steel contains Cr of 2.5% by weight or more and 4.5% by weight. % by weight or less, Mo from 1.5% by weight to 5.0% by weight, W from 2% to 5.0% by weight.
．． 0% to 6.0% by weight, C 0.3% to 1.2% by weight, Co 1.5% to 15% by weight, Mn 0.5% by weight or less, Si 0.5% by weight
A composite hard alloy material containing the following, with the remainder consisting of Fe and unavoidable impurities. (2) 50 atomic% or less of Ti in the TiN particles is Zr, Hf, V, Nb, Ta
The composite hard alloy material according to claim 1, wherein the composite hard alloy material is substituted with one or more elements selected from the group consisting of , Cr, Mo, W, Al, and Si. (3) The composite hard alloy material according to claim 1 or 2, wherein 50 atomic % or less of N in the TiN particles is replaced with one or more elements selected from the group consisting of B, C, and O. . (4) The thickness of the outer peripheral portion is 0.05 or more and 0.3 or less of the total thickness of the composite hard alloy material,
The composite hard alloy material according to any one of claims 1 to 3.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33998289A JPH03202401A (en) | 1989-12-29 | 1989-12-29 | Combined hard alloy material |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33998289A JPH03202401A (en) | 1989-12-29 | 1989-12-29 | Combined hard alloy material |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03202401A true JPH03202401A (en) | 1991-09-04 |
Family
ID=18332613
Family Applications (1)
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|---|---|---|---|
| JP33998289A Pending JPH03202401A (en) | 1989-12-29 | 1989-12-29 | Combined hard alloy material |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH03202401A (en) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8679207B2 (en) * | 2006-03-30 | 2014-03-25 | Komatsu Ltd. | Wear resisting particle and wear resisting structure member |
-
1989
- 1989-12-29 JP JP33998289A patent/JPH03202401A/en active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8679207B2 (en) * | 2006-03-30 | 2014-03-25 | Komatsu Ltd. | Wear resisting particle and wear resisting structure member |
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