JPH0483808A - Combined hard alloy material - Google Patents
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Abstract
Description
【発明の詳細な説明】
［産業上の利用分野コ
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 [Field of Industrial Application] This 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Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ１■、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。High-speed tool steel is an alloy steel that mainly contains Cr, Mo, W1, Co, and C as alloy components, and has 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.
−船釣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、）（□
ｉ 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。- High-speed tool steel for boat fishing 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,
Atomized powder is subjected to hot isostatic pressing treatment (HIp) (□
Powder metallurgy methods are widely used in which solidification is performed by, for example, static 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，Ｔ ｉＣ，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 based on Co or Ni. 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 mentioned above, although high-speed tool steel has excellent toughness, it has insufficient wear resistance, so it is difficult to use it as a material for tools suitable for high-speed cutting. be.
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たか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 still only 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か
起きることは不可避である。−船釣に、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か増えるにつ
れて高速度工具鋼の粉末の粒界に炭化物、窒化物か網目
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. - When powders with a particle size of several microns are mixed, compression molded, and sintered, the grain boundaries of the powder in high-speed tool steel increase as the amount of hard ceramics such as carbides and nitrides increases. 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、切削加工時の変形か太き（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 may become thicker (become thicker).
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、耐摩耗性か急激に低下し、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. Depending on the application, cemented carbide with a composition that reduces the amount of carbides to around 60% by volume is produced in order to increase toughness, but its 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、窒素含有チタン基
焼結合金からなる中心部分と、その中心部分を包囲し、
焼結合金鋼からなる外周部分とを備える。窒素含有チタ
ン基焼結合金は、原子比でＴｉを０．４５以上０．９５
以下、ＭＯおよびＷの少な（ともいずれかを０．０４５
以上０．３以下ならびにＺｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａお
よびＯｒからなる群より選ばれた少なくとも１種を０゜
００５以上０． ３以下含む金属元素と、原子比でＣを
０． １以上０．９以下およびＮを０．１以上０．９以
下含む非金属元素との化合物からなる硬質分散相を含む
。また、窒素含有チタン基焼結合金は、その硬質分散相
を結合するためにＦｅ、ＣＯおよびＮｉの少なくとも１
種以上を含む結合金属を３．０重量％以上４０．０重量
％以下含有する。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
％以下含有され、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％以下含有され、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％以下含有され、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。 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。[Means for Solving the Problems] A composite hard alloy material according to the present invention includes a central portion made of a nitrogen-containing titanium-based sintered alloy, surrounding the central portion,
and an outer peripheral portion made of sintered alloy steel. The nitrogen-containing titanium-based sintered alloy contains Ti in an atomic ratio of 0.45 or more and 0.95
Below, the amount of MO and W (both are 0.045
and at least one member selected from the group consisting of Zr, Hf, V, Nb, Ta, and Or. Metal elements containing 3 or less and C in an atomic ratio of 0. Contains a hard dispersed phase consisting of a compound with a nonmetallic element containing 1 or more and 0.9 or less and N of 0.1 or more and 0.9 or less. The nitrogen-containing titanium-based sintered alloy also contains at least one of Fe, CO and Ni to bind its hard dispersed phase.
Contains 3.0% by weight or more and 40.0% by weight or less of a binding metal containing at least one species. The sintered alloy steel that makes up the outer peripheral part is the first
It consists of a hard phase, a second hard phase, and a binder phase. 1st
The hard phase is contained in the outer circumferential portion from 15% by volume to 60% by volume, and has a particle size of 0. It consists of TiN particles of 3 μm or less. The second hard phase is 1% by volume in the outer peripheral part.
Contains at least 10% by volume and has a particle size of 1 μm or more and 3 μm
It consists of the following TiN particles. The binder phase is contained in the outer peripheral portion in an amount of 30% by volume or more and 84% by volume or less, and is made of alloy steel for dispersing and bonding the first hard phase and the second hard phase therein. The alloy steel contains 2.5% by weight of Cr.
4.5% by weight or more, MO 1.5% by weight or more and 5.0% by weight
Weight% or less, W from 2.0% to 60% by weight,
C: 0.3% to 1.2% by weight, Co: 1.5% by weight
% by weight or more and 15% by weight or less, Mn not more than 0.5% by weight,
It contains 0.5% by weight or less of Si, and the remainder consists of Fe and unavoidable impurities. 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、焼結合金鋼中のＴｉＮ中におけるＴｉの５
０原子％以下は、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ。Preferably, 5 of Ti in TiN in the sintered alloy steel
0 atomic % or less is Zr, Hf, V, and Nb.
Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｔ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ればよい。It may be substituted with one or more elements selected from the group consisting of Ta, Cr, Mo, W, At, and Si.
また、好ましくは、焼結合金鋼中の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１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、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。Preferably, N in TiN in the sintered alloy steel
It is sufficient that 50 atomic % or less of is substituted with one or more elements selected from the group consisting of B, C, and O. Furthermore, the thickness of the outer peripheral portion made of sintered alloy steel is 0.05 or more and 0.05 or more of the total thickness of the composite hard alloy material. It is sufficient if it is 3 or less.
窒素含有チタン基焼結合金の結合金属におけるＦｅ、％
ＣｏおよびＮｉの４０原子％以下は、Ｃｒ。Fe, % in bond metal of nitrogen-containing titanium-based sintered alloy
40 atomic % or less of Co and Ni is Cr.
ＭｏおよびＷからなる群より選ばれた少なくとも１種以
上の金属で置換されていてもよい。It may be substituted with at least one metal selected from the group consisting of Mo and W.
窒素含有チタン基焼結合金の硬質分散相は、Ｔｌの炭化
物、窒化物および炭窒化物の１種以上、ＭＯおよびＷの
少なくともいずれかの炭化物、Ｚｒ５ＨｆＳＶ、Ｎｂ５
Ｔａ、およびＣｒからなる群より選ばれた少なくとも１
種の炭化物、窒化物および炭窒化物の１種以上を含んで
いてもよい。The hard dispersed phase of the nitrogen-containing titanium-based sintered alloy includes one or more carbides, nitrides, and carbonitrides of Tl, carbides of at least one of MO and W, Zr5HfSV, Nb5
At least one selected from the group consisting of Ta and Cr
It may contain one or more types of carbides, nitrides, and carbonitrides.
この硬質分散相は、上記金属元素と上記非金属元素とか
ら構成される固溶体を含んでいてもよい。This hard dispersed phase may include a solid solution composed of the above metal element and the above nonmetal element.
［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Ｈｖ ２０００
ｋ ｇ／ｍｍ２程度であり、−船釣な高速度工具鋼の
Ｈｖ８００〜１０００ｋｇ／ｍ２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Ｈｖ １０００ ｋ ｇ／ｍｍ２以上
になり、耐摩耗性の著しい向上が達成される。また、Ｔ
ｉＮは、鋼との反応性が少な（、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 Hv 2000.
kg/mm2, which is more than twice the Hv800 to 1000 kg/m2 of high-speed tool steel for boat fishing. By dispersing this hard TiN, the hardness of the high-speed tool steel becomes Hv 1000 kg/mm2 or more, and a significant improvement in wear resistance is achieved. Also, T
iN 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.
．． By suppressing the thickness to 3 μm or less, the TiN particles are uniformly and finely dispersed, making it possible to reduce the decrease in strength.
基本となる硬質層としての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。しかしなから、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、
すき取り磨耗が抑えられる。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 serving as the basic hard layer need to be finely dispersed as described above. However, by dispersing TiN particles as part of the hard phase to have a constant particle size of 1 μm or more, it is possible to suppress the propagation of cracks generated in the matrix. As a result, the fracture toughness value improves. In addition, due to the presence of TiN particles having a particle size of 1 μm or more,
Suppressing wear and tear 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、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。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. In addition, if the particle size is 0. The amount of TiN particles having a diameter of 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 TiN as a hard phase will be 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
かできず、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 alloy components other than Fe are less than the specified lower limit, sufficient strength cannot be obtained, and if they exceed the upper limit, 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。The hard phase to be dispersed in the matrix may be mainly composed of TiN, in which some of the components of the binder phase matrix are solidly dissolved. In addition, up to 50 atomic % of Ti in TiN is replaced by Zr, Hf, and V.
Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、ＡＬおよびＳｉの群から
選ばれた１種以上の元素で置換することか可能である。It is possible to substitute with one or more elements selected from the group of Nb, Ta, Cr, Mo, W, AL and Si.
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１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。Similarly, it is also possible to replace up to 50 atomic percent of the N in TiN 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, 50
Substitution exceeding atomic % 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。このことは、本願発明者によって明らか
にされており、特願平１−３３９９８２号に開示されて
いる。その開示内容によれば、芯材として超硬合金を採
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。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. This fact has been clarified by the inventor of the present application and is disclosed in Japanese Patent Application No. 1-339982. According to the disclosure, by employing 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.
しかしながら、超硬合金は、外周部分を構成する焼結合
金鋼との間の熱膨張係数の差がかなり大きい。そのため
、接合や熱処理時の加熱、冷却の際に発生する熱応力が
無視できないほど大きくなることが本願発明者によって
明らかにされた。そこで、本願発明は、中心部分に窒素
含有チタン基焼結合金、いわゆるＴｉベースのサーメッ
ト合金を採用することにより、接合や熱処理時に発生す
る熱応力が緩和されるという本願発明者の知見に基づく
ものである。サーメット合金は超硬合金と高速度工具鋼
との中間の熱膨張係数を有しているので、熱応力の緩和
に有効に働く。However, the difference in thermal expansion coefficient between the cemented carbide and the sintered alloy steel forming the outer peripheral portion is quite large. Therefore, the inventor of the present application has revealed that the thermal stress generated during heating and cooling during bonding and heat treatment becomes so large that it cannot be ignored. Therefore, the present invention is based on the inventor's knowledge that by employing a nitrogen-containing titanium-based sintered alloy, so-called Ti-based cermet alloy, in the central portion, thermal stress generated during bonding and heat treatment can be alleviated. It is. Cermet alloy has a coefficient of thermal expansion between that of cemented carbide and high-speed tool steel, so it works effectively in alleviating thermal stress.
一方、サーメット合金は、超硬合金と比較するとヤング
率がやや低く、工具の剛性を向上させるという観点から
は不利となる。それでも、外周部分を構成する焼結合金
鋼と比べると十分に高い剛性を有しているので、本発明
の上記効果を損なうことはない。On the other hand, cermet alloys have a slightly lower Young's modulus than cemented carbide, which is disadvantageous from the viewpoint of improving tool rigidity. Even so, since it has sufficiently high rigidity compared to the sintered alloy steel that constitutes the outer peripheral portion, the above-mentioned effects of the present invention are not impaired.
このように中心部分にＴｉベースのサーメット合金を採
用することにより、中心部分と外周部分との熱膨張係数
差はある程度解決され得る。しかしながら、中心部分を
構成するサーメット合金、外周部分を構成する焼結合金
鋼それぞれの組成を両者の最良の性能が発揮され得るよ
うに選択すると、両者の特性値がいくぶんか異なってい
るため、両者を接合した場合に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という問題を回避する
ことは困難である。そこで、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層
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、この中間層の厚みが、１００μｍ以上５
ｍｍ以下の範囲で適宜選択され得る。中間層の厚みが１
００μｍ未満では上記のような中間層を介在させる効果
が認められず、５ｍｍを越えると中間層の存在の意義が
薄れる。By employing a Ti-based cermet alloy for the central portion in this way, the difference in thermal expansion coefficient between the central portion and the outer peripheral portion can be resolved to some extent. However, if the compositions of the cermet alloy that makes up the center part and the sintered alloy steel that makes up the outer periphery are selected so that the best performance of both can be exhibited, the characteristic values of the two are somewhat different, so When joining, distortion occurs at the interface,
It is difficult to avoid the problem of defects such as cracks and cracks. Therefore, according to the present invention, the above problem is solved by interposing an intermediate layer in which the composition and properties of both layers are changed continuously or stepwise. Preferably, the thickness of this intermediate layer is 100 μm or more.
It can be appropriately selected within the range of mm or less. The thickness of the middle layer is 1
If the thickness is less than 00 μm, the effect of intervening the intermediate layer as described above will not be observed, and if it exceeds 5 mm, the significance of the existence of the intermediate layer will be diminished.
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
か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皮膜をコーティングす
ると、さらに性能を向上させる上でよい結果をもたらす
。この皮膜の材料としてはＴｉＮが好ましいか、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-mentioned sintered alloy steel, a cutting tool edge with improved wear resistance can be obtained while maintaining the toughness of high-speed tool steel. Note that coating the surface of the sintered alloy steel with a hard ceramic film brings about better results in further improving performance. Is TiN preferable as the material for this film?
Alternatively, Ti(CN) may be used, and Al2O3 may be further coated thereon.
ここでいう焼結合金鋼は、固相焼結、液相焼結のいずれ
の方法によるものでもよいが、粒成長抑制の観点からは
同相焼結の方が好ましい。The sintered alloy steel referred to herein may be produced by either solid-phase sintering or liquid-phase sintering, but in-phase sintering is preferable from the viewpoint of suppressing grain growth.
［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、窒素含有チタン基焼結合金からなる中
心部分２を包囲している。[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 surrounds a central part 2 made of nitrogen-containing titanium-based sintered alloy.
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。Interposed between the outer peripheral portion 1 and the central portion 2 is an intermediate portion 3 whose composition is continuously or stepwise changed.
実施例Ｉ
Ｔ１ベースのサーメット合金からなる棒の外周に、後述
のサーメット合金の組成から焼結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。サーメ
ット合金の組成は、ＴＩＣＮ（原子比Ｃ／Ｎ＝５１５）
が６８重量％、ＷＣが１２．５重量％、ＴａＣが６．０
重量％、Ｃ。Example I The outer periphery of a bar made of a T1-based cermet alloy was spray coated with an alloy phase whose composition was continuously varied from the composition of the cermet alloy described below to the composition of the sintered alloy steel. The composition of the cermet alloy is TICN (atomic ratio C/N=515)
is 68% by weight, WC is 12.5% by weight, TaC is 6.0% by weight.
Weight %, C.
が１３．５重量％であった。また、サーメット合金の棒
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代えていくことに
より、所望の組成になるように調整して行なわれた。こ
のようにして溶射被覆されたサーメット合金からなる棒
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 １ｓｏ
ｓｔａｔｉｃ ｐｒｅｓｓｉｎｇ）により成形された
。was 13.5% by weight. Further, the diameter of the cermet alloy rod was 4 mm, and the length was 200 mm. The thermal spray coating treatment was carried out by sequentially changing the composition of the supplied powder to obtain the desired composition. After the outer periphery of the cermet alloy bar thus thermally sprayed is coated with alloy steel powder having a predetermined composition, it is subjected to cold isostatic pressing (CIP).
static pressing).
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Ｖ
Ｃ粒子が１０体積％、平均粒径２゜５μｍのＴｉＮ粒子
か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か
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。The composition of the alloy steel powder is that the hard phase has an average particle size of 0°2 μm.
V containing 35% by volume of TiN particles and an average particle size of 0°18 μm.
10% by volume of C particles, 5% by volume of TiN particles with an average particle size of 2.5 μm, and 50% by volume of high-speed tool steel powder as a binder phase.
It was % by volume. What is the composition of powder for high speed tool steel? Cr: 4.0% by weight, Mo: 3.5% by weight, W: 2.0% by weight
, CO was 8.5% by weight, C was 0.5% by weight, and the balance was Fe and unavoidable 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。この成形体を軟鋼型の筒状容器に入
れ、脱気処理を施しながら、温度５００°Ｃ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成
形（ＨＩ Ｐ）処理か施された。熱間静水圧成形処理の
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。In this way, a 2 mm thick outer peripheral portion made of alloy steel powder was formed. This molded body was placed in a mild steel cylindrical container, heated to a temperature of 500° C. while being deaerated, and vacuum-sealed. This compact was then subjected to a hot isostatic pressing (HIP) process. The conditions for the hot isostatic pressing treatment were such that the temperature was 1130° C. and the pressure of Ar gas used as a pressure medium was 1000 kg/cm 2 .
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のサーメット合金からなる部分が位置
し、その外周を、厚みＯ，’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
。A drill with a diameter of 6 mm was prototyped from the sintered body thus obtained. In the cross-sectional structure of this drill, a portion made of cermet alloy with a diameter of 4 mm is located at the center, and a portion made of sintered alloy steel is located around the outer periphery with an intermediate layer having a thickness of 0.5 mm. It was surrounded by a thickness of 5mm. Predetermined grooves and cutting edges were molded into the drill.
比較のため、中心部分にサーメット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 cermet alloy in its center was manufactured. 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.
試作材：５４５Ｃ 切削速度： ６０ｍ／ｍ ｉ ｎ 送り速度：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ 加工深さ：２０ｍｍ 切削試験の結果は第１表に示される。Prototype material: 545C Cutting speed: 60m/min Feed speed: 0.25mm/rev Machining depth: 20mm The results of the cutting test are shown in Table 1.
（以下余白）
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、比較界では、本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、比較界は６０μｍ程度であった
。(Margins below) 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 occurs on the cutting edge. It was found that this caused increased wear. Furthermore, in comparison, the product was slightly inferior to the product of the present invention. Comparing the enlargement distance of the machined hole, the product of the present invention has a diameter of 20 μm.
On the other hand, the comparative field was about 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
一に分散した合金鋼粉末と、サーメット合金粉末とが準
備された。硬質相粒子は、ＴｉＮ粒子の周囲を（ＴｉＷ
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％、Ｃｏが１０．０重量％
、Ｃか０．４５重量％、その残部がＦｅと不可避不純物
であった。また、サーメット合金の粉末の組成は、Ｔｉ
ＣＮ（原子比Ｃ／Ｎ＝３／７）が６０重量％、Ｍｏ２Ｃ
が８゜５重量％、ＷＣが１０重量％、ＴａＮか５．５重
量％、Ｃｏが８重量％、Ｎｉが８重量％であった。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. Dispersed alloy steel powder and cermet alloy powder were prepared. The hard phase particles surround the TiN particles (TiW
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 constituting the matrix is 3.8% by weight of Cr and 5% by weight of Mo.
．． 5% by weight, W 2.5% by weight, Co 10.0% by weight
, C was 0.45% by weight, and the remainder was Fe and unavoidable impurities. In addition, the composition of the cermet alloy powder is Ti
60% by weight of CN (atomic ratio C/N=3/7), Mo2C
was 8.5% by weight, WC was 10% by weight, TaN was 5.5% by weight, Co was 8% by weight, and Ni was 8% by weight.
合金鋼粉末とサーメット合金粉末とは、第２表で示され
る割合で混合された。The alloy steel powder and the cermet alloy powder were mixed in the proportions shown in Table 2.
（以下余白）
第２表
焼結されたサーメット合金の上に、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２ＱＴｏ ｒ ｒ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。(Left space below) Table 2 Powders were placed on the sintered cermet alloy in this order: mixed powder 1, mixed powder 2, and alloy steel powder, and then pressure molded. The obtained compact was sintered in an atmosphere with a nitrogen partial pressure of 2Q Torr. A round bar was cut out from the composite hard alloy material thus obtained. A cutting tool with a predetermined shape for an end mill was made from the round bar. A cutting test was conducted using this cutting tool under the following conditions.
試作材： ＳＵＪ ２ （ＨＲｃ ３０）切削速度：８
０ｍ／ｍｉＨ
送り速度：０．２０ｍｍ／１刃
加工幅：ｌＱｍｍ
加工深さ：３０ｍｍ
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０．０６ｍと極めて高精度であった。なお、比
較のため、超硬合金、高速度工具鋼からなるエンドミル
を用いると、切削することが全くできなかった。Prototype material: SUJ 2 (HRc 30) Cutting speed: 8
0m/miH Feed rate: 0.20mm/1 blade machining width: lQmm Machining depth: 30mm According to the cutting test results, machining can be performed without any problems if the end mill made of composite hard alloy material according to the present invention is used. The deviation of the side surface of the machined groove from the vertical line is
The maximum accuracy was 0.06m, which was extremely high accuracy. For comparison, when an end mill made of cemented carbide and high-speed tool steel was used, cutting was not possible at all.
実施例３
第３表に示される組成の窒素含有チタン基焼結合金を作
製し、これを中心にした複合硬質合金材を実施例１と同
様の外周材および製造方法を用いて試作した。なお、同
時に組成か本発明の範囲から外れた窒素含有チタン基焼
結合金を用いて複合硬質合金材を試作し、比較例とした
。Example 3 A nitrogen-containing titanium-based sintered alloy having the composition shown in Table 3 was prepared, and a composite hard alloy material centered on this was prototyped using the same outer peripheral material and manufacturing method as in Example 1. At the same time, a composite hard alloy material was prototyped using a nitrogen-containing titanium-based sintered alloy whose composition was outside the range of the present invention, and was used as a comparative example.
第３表から明らかなように、本発明品はすべて良好に接
合が達成され、実際の切削テストにおいても十分耐え得
ることが確認できた。一方、比較界においては満足でき
る窒素含有チタン基焼結合金を得ることができなかった
。As is clear from Table 3, it was confirmed that all the products of the present invention achieved good bonding and could sufficiently withstand the actual cutting test. On the other hand, in the comparative field, a satisfactory nitrogen-containing titanium-based sintered alloy could not be obtained.
第３表の比較界において、Ｔｉの量が本発明で規定され
る範囲内の値より小さい試料Ｎｏ、９によれば接合に際
して冷却時に割れが発生した。また、Ｔｉの量が本発明
で規定される範囲内の値よりも大きい試料Ｎｏ、１０に
よれば、靭性が不十分だった。In the comparative field of Table 3, according to sample No. 9 in which the amount of Ti was smaller than the value within the range defined by the present invention, cracks occurred during cooling during bonding. Moreover, according to sample No. 10 in which the amount of Ti was larger than the value within the range defined by the present invention, the toughness was insufficient.
結合金属の量が本発明で規定される範囲内の値よりも小
さい試料Ｎ０１１１によれば、接合時に割れが発生した
。また、結合金属の量が本発明で規定される範囲内の値
よりも大きい試料Ｎ０１１２によれば、十分な剛性が得
られなかった。結合金属中のＣｒ、Ｍｏ、Ｗの量が多す
ぎる試料Ｎｏ。According to sample No. 0111, in which the amount of bonded metal was smaller than the value within the range defined by the present invention, cracking occurred during bonding. Furthermore, in sample No. 0112, in which the amount of bonded metal was larger than the value within the range defined by the present invention, sufficient rigidity could not be obtained. Sample No. in which the amounts of Cr, Mo, and W in the bonded metal are too large.
１３では、焼結が良好に行なわれず、巣が発生した。In No. 13, sintering was not performed well and voids were generated.
（以下余白）
［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。(Left below) [Effects of the Invention] As described above, the present invention provides 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 be obtained. 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。
特許出願人 住友電気工業株式会社
（ほか２名〕
第ｊFIG. 1 is a sectional view conceptually showing a composite hard alloy material according to the present invention. Patent applicant: Sumitomo Electric Industries, Ltd. (and 2 others) No.
Claims (8)
を備え、 前記窒素含有チタン基焼結合金は、原子比でＴｉを０．
４５以上０．９５以下、ＭｏおよびＷの少なくともいず
れかを０．０４５以上０．３以下ならびにＺｒ、Ｈｆ、
Ｖ、Ｎｂ、ＴａおよびＣｒからなる群より選ばれた少な
くとも１種を０．００５以上０．３以下含む金属元素と
、原子比でＣを０．１以上０．９以下およびＮを０．１
以上０．９以下含む非金属元素との化合物からなる硬質
分散相を含み、その硬質分散相を結合するためにＦｅ、
ＣｏおよびＮｉの少なくとも１種以上を含む結合金属を
３．０重量％以上４０．０重量％以下含有しており、 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
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 central portion made of a nitrogen-containing titanium-based sintered alloy, and an outer peripheral portion surrounding the central portion and made of sintered alloy steel, wherein the nitrogen-containing titanium-based sintered alloy contains Ti in an atomic ratio. 0.
45 or more and 0.95 or less, at least one of Mo and W from 0.045 to 0.3, and Zr, Hf,
A metal element containing 0.005 or more and 0.3 or less of at least one selected from the group consisting of V, Nb, Ta, and Cr, and an atomic ratio of C of 0.1 or more and 0.9 or less and N of 0.1
Contains a hard dispersed phase consisting of a compound with a non-metallic element containing 0.9 or less, and in order to bond the hard dispersed phase, Fe,
The sintered alloy steel contains 3.0% by weight or more and 40.0% by weight or less of a bonding metal containing at least one of Co and Ni, and the sintered alloy steel has a grain size of 0.5% in the outer peripheral portion.
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
The remainder consists of Fe and unavoidable impurities, and the intermediate portion between the central portion and the outer peripheral portion is
A composite hard alloy material having a composition that changes continuously or stepwise from the composition of the central portion to the composition of the outer peripheral portion.
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) 50 atomic% or less of Ti in the TiN particles in the sintered alloy steel is Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr.
, 1 selected from the group consisting of Mo, W, Al and Si
The composite hard alloy material according to claim 1, wherein the material is substituted with one or more elements.
０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) 5 of N in TiN particles in the sintered alloy steel
Claim 1 or 2, wherein 0 atomic % or less is substituted with one or more elements selected from the group consisting of B, C, and O.
Composite hard alloy material described in .
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。(4) The composite hard alloy material according to any one of claims 1 to 3, wherein 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.
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 any one of claims 1 to 4, wherein the thickness of the intermediate portion is 100 μm or more and 5 mm or less.
おけるＦｅ、ＣｏおよびＮｉの４０原子％以下は、Ｃｒ
、ＭｏおよびＷからなる群より選ばれた少なくとも１種
以上の金属で置換されている、請求項１ないし５のいず
れかに記載の複合硬質合金材。(6) 40 atomic % or less of Fe, Co and Ni in the bond metal of the nitrogen-containing titanium-based sintered alloy is Cr.
6. The composite hard alloy material according to claim 1, wherein the composite hard alloy material is substituted with at least one metal selected from the group consisting of , Mo, and W.
は、Ｔｉの炭化物、窒化物および炭窒化物の１種以上、
ＭｏおよびＷの少なくともいずれかの炭化物、Ｚｒ、Ｈ
ｆ、Ｖ、Ｎｂ、ＴａおよびＣｒからなる群より選ばれた
少なくとも１種の炭化物、窒化物および炭窒化物の１種
以上を含む、請求項１ないし６のいずれかに記載の複合
硬質合金材。(7) The hard dispersed phase of the nitrogen-containing titanium-based sintered alloy includes one or more of Ti carbides, nitrides, and carbonitrides;
Carbide of at least one of Mo and W, Zr, H
The composite hard alloy material according to any one of claims 1 to 6, comprising one or more of at least one carbide, nitride, and carbonitride selected from the group consisting of f, V, Nb, Ta, and Cr. .
は、前記金属元素と前記非金属元素とから構成される固
溶体を含む、請求項１ないし７のいずれかに記載の複合
硬質合金材。(8) The composite hard alloy material according to any one of claims 1 to 7, wherein the hard dispersed phase of the nitrogen-containing titanium-based sintered alloy includes a solid solution composed of the metal element and the non-metal element. .
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19655490A JP2893887B2 (en) | 1990-07-25 | 1990-07-25 | Composite hard alloy material |
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| JP19655490A JP2893887B2 (en) | 1990-07-25 | 1990-07-25 | Composite hard alloy material |
Publications (2)
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|---|---|
| JPH0483808A true JPH0483808A (en) | 1992-03-17 |
| JP2893887B2 JP2893887B2 (en) | 1999-05-24 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6614491B2 (en) | 2014-12-25 | 2019-12-04 | 三菱マテリアル株式会社 | Composite sintered body cutting tool and surface-coated composite sintered body cutting tool |
-
1990
- 1990-07-25 JP JP19655490A patent/JP2893887B2/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
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| JP2893887B2 (en) | 1999-05-24 |
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