JPS5818988B2 - Sintered body for tools and its manufacturing method - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 近年、機械加工の高能率化の要求が高まり、使用する工
具の性能向上の為に広汎な研究開発が行なわれている。DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION In recent years, demands for higher efficiency in machining have increased, and extensive research and development has been carried out to improve the performance of the tools used.

特に切削加工用工具では超高圧焼結技術を使って最も高
硬度の物質であるダイヤモンドやこれに次いで高い硬度
を有する立方晶型窒化硼素（以下ＣＢＮと略す）の焼結
体が作られ、従来め工具材料では得られなかった高性能
の工具として期待されている。In particular, for cutting tools, ultra-high pressure sintering technology is used to create sintered bodies of diamond, which is the hardest substance, and cubic boron nitride (hereinafter abbreviated as CBN), which has the second highest hardness. It is expected to be a high-performance tool that cannot be obtained with other metal tool materials.

しかし、これ等の新らしい工具材料も万能ではなく、使
用用途は限定されたものである。However, these new tool materials are not universal and have limited uses.

近年開発されたＴｉＣやＴｉ（Ｃ−Ｎ）を主成分とする
化合物をＮｉ等の金属で結合したサーメットは、従来の
ＷＣＣ超超硬合金りも鋼の切削加工において耐磨耗性が
優れているが、これは、工具刃先に熱衝撃が加わるよう
な、例えば、切削油を使用し且つ断続切削する場合に使
用すると、刃先に熱亀裂が生じ欠損するといった欠点が
ある。Cermets, which have been developed in recent years and are made by bonding TiC or Ti(C-N)-based compounds with metals such as Ni, have excellent wear resistance when machining conventional WCC cemented carbide and steel. However, this has the drawback that if it is used in a case where a thermal shock is applied to the tool cutting edge, for example, when cutting oil is used and cutting is performed intermittently, the cutting edge will thermally crack and break.

まだＴｉＣ等をＷＣＣ超超硬合金母材化学蒸着法を用い
て約５ミクロンの厚さで被覆した工具も、ＷＣＣ超超硬
合金耐摩耗性を改良する効果はあるが、例えば鋭い工具
刃先形状が要求されるような鋼や鋳鉄の仕上げ切削加工
においては、被覆層が切削初期に剥離してしまうといっ
た欠点がある。Tools coated with TiC or the like to a thickness of approximately 5 microns using the chemical vapor deposition method on the WCC cemented carbide matrix still have the effect of improving the wear resistance of the WCC cemented carbide, but, for example, tools with a sharp tool edge shape In finishing cutting of steel or cast iron, which requires cutting, there is a drawback that the coating layer peels off at the initial stage of cutting.

さらニ、Ａｌ２Ｏ３を主体としたセラミック工具は、鋼
や鋳鉄の高速切削に適しているが、本質的に靭性が他の
工具材料より劣っており、まだ高温での熱伝導が低い為
に熱衝撃に弱い欠点がある。Sarani, Al2O3-based ceramic tools are suitable for high-speed cutting of steel and cast iron, but their toughness is inherently inferior to other tool materials, and their thermal conductivity at high temperatures is still low, resulting in thermal shock. has a weak disadvantage.

本発明者等は、特に一般的な鋼、鋳鉄を加工する用途に
対して従来の超硬合金、サーメット、セラミック工具の
性能を大巾に上回る工具材料について鋭意研究を重ねだ
結果、本発明に到達した。The present inventors have conducted extensive research on tool materials that greatly exceed the performance of conventional cemented carbide, cermet, and ceramic tools, especially for machining common steel and cast iron, and have developed the present invention. Reached.

鉄族金属を結合相としたサーメットにおいては鉄族金属
の軟化温度が低いため高温での変形が問題となる。In cermets containing iron group metals as a binder phase, deformation at high temperatures becomes a problem because the softening temperature of iron group metals is low.

このため鉄族金属の代りにＷなどの高融点金属を結合材
として粉末冶金法で作る考えが古くから提案されて来て
いる。For this reason, the idea of using a high melting point metal such as W as a binder instead of an iron group metal by powder metallurgy has been proposed for a long time.

しかし、いずれも成功していない。However, none of them were successful.

その中で一度は企業化に成功したかにみえたが、米国特
許３７０３３６８号によるＴｉ−Ｗ−Ｃ系の共晶点を利
用した（Ｔｉ−Ｗ）ＣＩ−、−Ｗ合金である。Among these, one that seemed to have succeeded in commercialization at one time was the (Ti-W) CI-, -W alloy that utilized the eutectic point of the Ti-W-C system, as disclosed in US Pat. No. 3,703,368.

これは２７００℃以上の高温で熔解し鋳造して作られた
ものである。This is made by melting and casting at a high temperature of 2700°C or higher.

この合金は耐摩耗性、高温での耐塑性変形性は従来の超
硬合金に比べ、はるかに優れ、また靭性ｉＩｆもセラミ
ックなどよりはるかに靭く、工具材料として、かなり魅
力的なものであった。This alloy has much better wear resistance and high-temperature plastic deformation resistance than conventional cemented carbide, and its toughness iIf is much tougher than ceramics, making it quite attractive as a tool material. Ta.

問題は高温熔解−特殊な方法による鋳造という製法で作
られ鋳造時複雑な形状が作れないのみか単純形状の場合
でも得られるものの寸法精度が著しく悪いという欠点が
ある。The problem is that they are made using a high-temperature melting-casting method, which not only makes it impossible to create complex shapes during casting, but even when simple shapes can be obtained, the dimensional accuracy is extremely poor.

更に悪いことには、大変な難加工材料であることである
。What is worse is that it is a material that is extremely difficult to process.

ダイヤモンド工具や種々のその他の加工方法を採用して
も、その切断や研磨は容易ではない。Even with diamond tools and various other machining methods, cutting and polishing is not easy.

又熔解・鋳造という方法で作るので、その組成が共晶点
近傍に限られてしまう。Furthermore, since it is produced by melting and casting, its composition is limited to a region near the eutectic point.

したがって共晶組成よりも炭化物相の多い材料を作るこ
とは難かしい。Therefore, it is difficult to create a material with more carbide phase than eutectic composition.

このためこの合金を粉末冶金法で作ろうとする試みが、
すい分なされたようであるが、いずれも成功していない
。For this reason, attempts to make this alloy using powder metallurgy
It seems that many attempts have been made, but none have been successful.

それは焼結性が著しく悪いためである。This is because the sinterability is extremely poor.

添加物を加えて焼結性をあげることは出来るが、高温強
度の低下を伴ない成功していない。It is possible to improve the sinterability by adding additives, but this has not been successful as this results in a decrease in high temperature strength.

以上ＴｉＷ−Ｃ系について述べだが、Ｔｉ−ＭｏＣにつ
いても同様である。Although the TiW-C system has been described above, the same applies to Ti-MoC.

最近（ＴｉｏＭｏ）ＣＩ −Ｘ Ｍｏ系合金の高温特
性について、九州大学の古米教授らから発表がなされて
いる。Recently, Professor Furumai of Kyushu University and his colleagues have made a presentation on the high-temperature properties of (TioMo) CI -X Mo-based alloys.

この高温特性も工具材料という観点からみた場合に大変
魅力的である。This high-temperature property is also very attractive from the viewpoint of tool materials.

しかし、これも熔解−鋳造法で作られている。However, this is also made using the melt-casting method.

本発明は、ダイヤモンドや立方晶窒化硼素の焼結に用い
られている超高圧を用いて、この難焼結性材料を焼結せ
んと着眼したことにより達成されたものである。The present invention was achieved by focusing on sintering this difficult-to-sinter material using the ultra-high pressure used for sintering diamond and cubic boron nitride.

ＴｉＣは、高硬度で融点も高く、また原子間結合状態が
共有結合的性格を有するもので、高温においても、金属
やイオン結合による化合物に比較して原子の移動が困難
である。TiC has high hardness and a high melting point, and its interatomic bonding state is covalent, making it difficult for atoms to move even at high temperatures compared to metals or compounds with ionic bonds.

通常このような物質を焼結するには高温でホットプレス
する手段が用いられる。Typically, hot pressing at high temperatures is used to sinter such materials.

例えば、黒鉛製の型を使用して２００ ｋｇ／ｃｒＡ程
度の圧力下で約１８００℃の高温において約３０分間ホ
ットプレスすると、殆んど理論密度に近い焼結体が得ら
れる。For example, by hot pressing at a high temperature of about 1800° C. for about 30 minutes under a pressure of about 200 kg/crA using a graphite mold, a sintered body with almost theoretical density can be obtained.

しかしこのような条件でホットプレスして得られる焼結
体は、結晶粒子が焼結中に著しく粒成長しており、１ミ
クロン以下の結晶粒からなる焼結体は得られない。However, in the sintered body obtained by hot pressing under such conditions, the crystal grains grow significantly during sintering, and a sintered body consisting of crystal grains of 1 micron or less cannot be obtained.

このようなホットプレス焼結中における粒成長の機構に
ついては、未だ充分解明されていないが、これが結晶粒
界を横切る原子の拡散によって起ることは当然のことで
ある。The mechanism of grain growth during hot press sintering has not yet been fully elucidated, but it is natural that this occurs due to the diffusion of atoms across grain boundaries.

また一般て焼結中の結晶粒成長の速度式は、 ｍ Ｄ２−Ｄｏ２＝２Ｋｔ −・・−−−−−、（１
）で与えられる。In general, the rate equation for grain growth during sintering is m D2-Do2=2Kt -...---, (1
) is given by

ここでＤは時間ｔのときの結晶粒度、Ｄｏはｔ＝ｏでの
粒度、Ｋ、ｍは常数で、ｍは約１のオーダーの値をとる
。Here, D is the grain size at time t, Do is the grain size at t=o, K and m are constants, and m takes a value on the order of about 1.

従って焼結に要する時間が短かいと微粒の焼結体が得ら
れる。Therefore, if the time required for sintering is short, a fine-grained sintered body can be obtained.

焼結において緻密化を促進する機構としては各種のもの
が考えられるが、ホットプレスによる焼結機構を、通常
の黒鉛型等を用いる数百ｋｇ／ｃ７７ｆの圧力下から、
ダイヤモンドの焼結に用いられるような超高圧の領域ま
で含めて、物質の変形機構と対応させて考えると、例え
ばＡｓｈｂｙの分類によると、次の４って大別される。Various mechanisms can be considered to promote densification during sintering, but the sintering mechanism by hot press is used under a pressure of several hundred kg/c77f using an ordinary graphite mold, etc.
When considered in relation to the deformation mechanism of materials, including ultra-high pressure regions such as those used for sintering diamond, the following four classifications can be classified, for example, according to Ashby's classification.

（Ｍ、Ｆ、Ａｓｈｂｙ−ＡｃｔａＭｅｔ、２０，８８７
（１９７２））（υ 焼結する物質の理論剪断強度を越
える応力条件下では、物質は無限大の歪速度で変形し得
る。(M, F, Ashby-ActaMet, 20,887
(1972)) (υ Under stress conditions that exceed the theoretical shear strength of the material being sintered, the material can deform at an infinite strain rate.

物質の理論剪断強度τＴ−兆その物質の剛性率をＧとす
るとτＴＨ： ”である。Theoretical shear strength of a material τT - trillion If the rigidity of the material is G, then τTH: ".

０ （２）高温下では、Ｔｉｃ等の化合物も転位の移動によ
り辷り変形を起し得る。0 (2) At high temperatures, compounds such as Tic can also undergo sliding deformation due to movement of dislocations.

この場合の歪速度は ε−ε。The strain rate in this case is ε−ε.

ｅ ｘ ｐ （−ｕ／ＫＴ ） ・・・・・・・・・
（２）で与えられる。e x p (-u/KT) ・・・・・・・・・
It is given by (2).

Ｕは転位の移動に要する活性化エネルギーで、加えられ
る応力σの関係であり、Ｋはボルツマン定数、Ｔは絶対
温度である。U is the activation energy required for dislocation movement, which is related to the applied stress σ, K is Boltzmann's constant, and T is the absolute temperature.

ここで（２）式が成立するのはσ≧σ。Here, equation (2) holds true if σ≧σ.

（σ。： ｆｌｏｗｓｔｒｅｓｓ）である。(σ.: flow stress).

すなわち物質の剛性率をＧとした場合、加わる応力σが
大体σ／Ｇ≧１０−２を満足すれば、この変形が支配的
に生じる。That is, when the rigidity of the material is G, if the applied stress σ roughly satisfies σ/G≧10 −2 , this deformation occurs dominantly.

（３）物質の融点をＴＭとすると、約１／２ＴＭ以上の
温度下ではσ／Ｇ（１０−２以下の応力で転位の上昇運
動によるクリープ変形が支配的となる。(3) If the melting point of a substance is TM, then at a temperature of about 1/2 TM or higher, creep deformation due to upward movement of dislocations becomes dominant at a stress of σ/G (10-2 or lower).

これは、原子の拡散を伴う変形機構である。This is a deformation mechanism that involves atomic diffusion.

（４）高温下で（３）より、さらに低圧となる範囲にお
いては、原子やイオンの体積拡散あるいは粒界拡散によ
る緻密化が進行する。(4) Under high temperature and in a range where the pressure is lower than that in (3), densification progresses due to volumetric diffusion or grain boundary diffusion of atoms and ions.

一般にＡｌ２Ｏ３等のセラミックを数ｋｇ／ｃｒＡの圧
力下でホットプレスする場合の緻密化は、この機構によ
るものとされている。Generally, densification when hot pressing ceramics such as Al2O3 under a pressure of several kg/crA is said to be due to this mechanism.

本発明の焼結体は大部分が１ミクロン以下の微細粒子よ
り成ることを特徴とするものであって、このような微細
粒子焼結体を得る為には、原料粒度を微細化すると共に
、焼結中における粒成長を抑制しなければならない。The sintered body of the present invention is characterized in that most of the particles are composed of fine particles of 1 micron or less. Grain growth during sintering must be suppressed.

この為には前記した広範囲な応力、温度条件下における
物質の変形機構の中で原子の拡散を伴わない（１）また
は（２）の機構が支配的である条件下で焼結できればよ
い。For this purpose, it is only necessary to sinter the material under conditions in which the mechanism (1) or (2), which does not involve atomic diffusion, is dominant among the deformation mechanisms of the substance under the wide range of stress and temperature conditions described above.

さて、ここでＴｉＣをホットプレスしたときの緻密化に
ついて考えてみる。Now, let's consider densification when TiC is hot pressed.

ＴｉＣの剛性率Ｇは約１．９ Ｘ １０４＠／ｍｒＲ１
融点Ｔヤは３３４０℃である。The rigidity G of TiC is approximately 1.9 x 104@/mrR1
The melting point T is 3340°C.

まずＴｉＣが（１）の機構により変形する場合に必要な
応力を求める。First, the stress required when TiC is deformed by the mechanism (1) is determined.

ＴｉＣの理論剪断強度は多結晶体では、この理論剪断強
度に近い剪断応力を生じるためには一軸加圧であればσ
−２τＴＨとみてよいから必要な応力は約１３Ｘ１０２
ｋｖ’ｍ？ｒと非常に高い値となる。The theoretical shear strength of TiC is σ if uniaxial pressure is applied in order to generate a shear stress close to the theoretical shear strength in a polycrystalline body.
-2τTH, so the required stress is approximately 13X102
kv'm? It has a very high value of r.

こりような超高圧を必要とする焼結は、固体圧力媒体を
用いた超高圧装置においても実用的な使用範囲を越えて
いる。Sintering that requires such ultra-high pressures is beyond the practical range of use even in ultra-high pressure equipment using solid pressure media.

（２）の転位の移動により変形する場合、応力σはａ／
Ｇ≧１０−２ より約２００ｋｑ／ｍＡ、温度は転位の
運動が開始される温度が必要となる。(2) When deformation occurs due to the movement of dislocations, the stress σ is a/
Since G≧10 −2 , approximately 200 kq/mA and a temperature at which dislocation motion is required are required.

この温度はＴｉＣ単結晶の機械的性質を調らべた九人古
米教授の発表（日本金属学会誌、ｖｏｌ、 ４２−１１
、（１９７８）、１０３９）Ｋよると、１２００°にで
、これ以上の温度では転位の移動による辷り変形が起こ
り得る。This temperature is based on a presentation by Professor Kunin Furubei who investigated the mechanical properties of TiC single crystals (Journal of the Japan Institute of Metals, vol. 42-11).
, (1978), 1039) K, at temperatures above 1200°, sliding deformation may occur due to the movement of dislocations.

また、この報告によると、１２００ｃ′にで転位が移動
するのに必要な応力は””ｋｆ／Ａｎｊｔとされている
が、ＴｉＣ多結晶体を超高圧中で焼結する場合、２５＠
／−の応力でＴｉＣの個々の粒子は変形し始めるが、完
全に緻密化が進行するには、これ以上に高い応力が必要
であると考えられる。Also, according to this report, the stress required for dislocation movement at 1200c' is ``kf/Anjt,'' but when TiC polycrystalline is sintered under ultra-high pressure, 25@
Although individual particles of TiC begin to deform at a stress of /-, it is thought that a higher stress than this is required for complete densification to proceed.

さらに、本発明の焼結体は１２００℃〜１４００℃と１
／２ＴＭの約１４００℃に近い温度で焼結を行なうが２
５ｋｔｉ／ｒｎａ程度の低圧では前述した（３） 、
（４）の拡散を伴う変形が支配的となる領域匠入る可能
性がある。Furthermore, the sintered body of the present invention has a temperature of 1200°C to 1400°C.
Sintering is carried out at a temperature close to approximately 1400°C at 2TM.
At a low pressure of about 5kti/rna, as mentioned above (3),
(4) There is a possibility that the region will be dominated by deformation accompanied by diffusion.

しだがってこれを防止する意味において応力２００ ｋ
ｙ／ｒｎＡ以上（圧力では約２．ＯＫ ｂ以上）で、（
２）の転位の移動による緻密化が短時間で生じる範囲で
焼結体を得ることが出来れば良い。Therefore, in order to prevent this, the stress of 200 k
y/rnA or more (approximately 2.OK b or more at pressure), (
It is sufficient if a sintered body can be obtained within a range in which densification due to the movement of dislocations (2) occurs in a short period of time.

固体圧力媒体を用いた超高圧装置では、この程度の圧力
であれば問題なく使用できる。Ultra-high pressure equipment using a solid pressure medium can be used without problems at this level of pressure.

以上超高圧装置を用いれば（３） Ｉ （４）の拡散を
伴った変形が支配的となる領域以外で焼結体を得ること
が可能であるが、焼結温度を１２００℃〜１４００℃と
すると（３） 、 （４）の拡散を伴った緻密化が少し
ではあるが生じ、原料粉末が粒成長する可能性がある。If the ultra-high pressure equipment described above is used, it is possible to obtain a sintered body in areas other than the region where deformation accompanied by diffusion (3) I (4) is dominant, but it is possible to obtain a sintered body at a sintering temperature of 1200°C to 1400°C. Then, the densification accompanied by the diffusion (3) and (4) may occur, albeit slightly, and the raw material powder may grow into grains.

ところが前述した如＜２０Ｋｂ以上の高圧では短時間で
緻密化が進行するため焼結時間を短くすることができ、
粒成長を抑制することが可能である。However, as mentioned above, at high pressures of <20 Kb or higher, densification progresses in a short time, so the sintering time can be shortened.
It is possible to suppress grain growth.

このように本発明の第１の重要な点は１ミクロン以下の
粒度の焼結体をまず従来その例をみない高圧力下焼結で
得ることにある。As described above, the first important point of the present invention is to first obtain a sintered body with a grain size of 1 micron or less by sintering under high pressure, which has never been done before.

ＴｉＣ単体のみですら容易に１ミクロン以下の粒度の緻
密な焼結体が得られることが判明したのでこのような条
件下で焼結すれば本発明の狙っているＴｉ−Ｗ’−Ｃ又
はＴｉＭｏ−Ｃ系の微粒の緻密な焼結体の生成は容易で
ある。It has been found that a dense sintered body with a particle size of 1 micron or less can be easily obtained even with TiC alone, so if sintered under these conditions, Ti-W'-C or TiMo, which is the target of the present invention, can be obtained. - It is easy to produce a fine-grained, dense sintered body of the C type.

工具として使用する場合には粒度は細かい方が好ましい
。When used as a tool, the finer the particle size, the better.

前述した黒鉛型を用いて作ることの出来る如きＴｉＣの
数１０ミクロンの粒度の焼結体は強度が低く工具材とし
て、実用に耐えない性能しか示さない。A sintered body of TiC with a particle size of several tens of microns, which can be made using the graphite mold described above, has low strength and exhibits performance that cannot be used as a tool material in practical use.

本発明のＴｉ−Ｗ−ＣあるいはＴ ｉ −Ｍ ｏ −Ｃ
の焼結体は良好な工具性能を得るため、できるかぎり粒
子を微細にしたことに特徴がある。Ti-W-C or Ti-Mo-C of the present invention
The sintered body is characterized by making the particles as fine as possible in order to obtain good tool performance.

超高圧焼結では前述した如く、短時間で焼結でき、粒成
長を抑制することができるが、拡散を伴った変形も生じ
少しではあるが粒成長する可能性がある。As mentioned above, ultra-high pressure sintering can perform sintering in a short time and suppress grain growth, but deformation accompanied by diffusion may also occur and grain growth may occur, albeit to a small extent.

この粒成長をさらに抑制するため、原料粉末にＴｉＮ粉
末を重量で１０係添加したところ、超高圧中の固相焼結
において粒成長が抑制されることを発見した。In order to further suppress this grain growth, when TiN powder was added by 10 parts by weight to the raw material powder, it was discovered that grain growth was suppressed during solid-phase sintering under ultra-high pressure.

この原因については不明な点が多いが、ＴｉＮがＴｉＣ
粒子間に存在してＴｉＣ粒子の粒成長を抑制するものと
考えられる。Although there are many unknowns about the cause of this, TiN
It is thought that it exists between particles and suppresses the grain growth of TiC particles.

ＴｉＮの添加量としては１％未満であると、その効果は
見い出せず、また２０％を越えると工具としての耐摩耗
性が悪くなる。If the amount of TiN added is less than 1%, no effect will be found, and if it exceeds 20%, the wear resistance of the tool will deteriorate.

ＴｉＮの添加量は１係〜２０係が適当であり、この範囲
内であると良好な工具性能を有した焼結体が得られた。The appropriate amount of TiN added is 1 to 20 parts, and within this range a sintered body with good tool performance was obtained.

なおＴｉＮを添加して焼結した場合ＴｉＮがＴｉＣ等の
粒子内に固溶する場合もあるがＴｉＮ０量が重量比で２
０影以下ならば工具性能は変わらない。Note that when TiN is added and sintered, TiN may form a solid solution in particles such as TiC, but the amount of TiN0 is 2 by weight.
If the shadow is 0 or less, the tool performance will not change.

尚、ＴｉＮ以外の窒化物、Ｚ ｒ Ｎ 、 Ｈｆ Ｎ
、 Ｔ ａ Ｎ等を加えて同様の実験を行ったところ粒
成長抑制の効果は認められたが、焼結体の強度からみる
とＴｉＮを加えたものが最も優れていた。In addition, nitrides other than TiN, Z r N , Hf N
When a similar experiment was conducted with the addition of , T a N, etc., the effect of suppressing grain growth was observed, but in terms of the strength of the sintered body, the one with TiN added was the best.

Ｔ ｉ −Ｍ ｏ−Ｃの各温度における３元状態図は、
第１図ａ−ｄの如くである。The ternary phase diagram of T i -Mo-C at each temperature is
As shown in Figures 1a-d.

ＴｉＷ−Ｃ系でも略同様の状態図となる。A substantially similar phase diagram is obtained for the TiW-C system.

温度の低いほどＴｉＣに固溶するＷ又はＭｏの量は少な
くなる。The lower the temperature, the smaller the amount of W or Mo dissolved in TiC.

金属状Ｗ又はＭｏが組織中に存在する事により合金全体
の靭性が甚しく向上するので、同一組成ならば、その焼
結温度の低いほど金属相の量が増え靭性に富むことにな
る。The presence of metallic W or Mo in the structure significantly improves the toughness of the entire alloy, so if the composition is the same, the lower the sintering temperature, the greater the amount of metallic phase and the richer the toughness.

この点本発明の如き超高圧下焼結では焼結温度を低くす
ることが可能であるからさらに有利である。In this respect, sintering under ultra-high pressure as in the present invention is more advantageous because the sintering temperature can be lowered.

またＴｉ Ｗ Ｃ９Ｔｘ Ｍｏ Ｃの組成につい
て考えてみる。Let us also consider the composition of Ti W C9Tx Mo C.

前述した如くＷあるいはＭｏなどの高融点金属相が存在
すると靭性に富み、ＷあるいはＭｏの増加に伴って靭性
は向上するがこの理由は欠の如く考えられる。As mentioned above, the presence of a high melting point metal phase such as W or Mo increases toughness, and as the amount of W or Mo increases, the toughness improves, but the reason for this is thought to be lacking.

すなわち、高硬度ではあるが脆い炭化物粒子の界面に高
融点金属が炭化物粒子と強固に結合して存在することに
より、外部から衝撃が加わっても高融点金属で緩和され
破壊に至らないものと１懸われる。In other words, because the high melting point metal is strongly bonded to the carbide particles at the interface of the carbide particles, which are highly hard but brittle, even if an external impact is applied, the high melting point metal will cushion the impact and prevent it from breaking. It is hung.

しかしこれらの焼結体を工具材料として使用する場合、
焼結体の耐摩耗性が問題となる。However, when using these sintered bodies as tool materials,
The wear resistance of the sintered body becomes a problem.

耐摩耗特性から考えた場合、ＴｉＣの減少は、耐摩耗性
の低下を意味するものであり、工具材料として、本発明
焼結体を使用する場合ＷあるいはＭｏの量も耐摩耗性と
靭性の双方から制限される。When considering wear resistance properties, a decrease in TiC means a decrease in wear resistance, and when the sintered body of the present invention is used as a tool material, the amount of W or Mo also affects the wear resistance and toughness. Restricted from both sides.

ＷあるいはＭｏの量は焼結体の使用用途てより異なるが
、原子比で４０％、このましくは２５％以下５係以上で
あれば良い。The amount of W or Mo varies depending on the intended use of the sintered body, but it is sufficient that the atomic ratio is 40%, preferably 25% or more, or more than 5%.

すなわちＴｉ−Ｗ−Ｃ系のＷの含有量は重量比で８０係
以下２５％以上、Ｔ ｉ −Ｍ ｏ−Ｃ系のＭ。That is, the content of W in the Ti-W-C system is 80% or less and 25% or more in terms of weight ratio, and the M content in the Ti-Mo-C system is 25% or less.

の含有量は重量比で６８係以下１４−以上が良い。The content is preferably 68 or less and 14 or more in terms of weight ratio.

本発明の焼結体を例えば切削工具として使用する場合、
耐摩耗性に優れたＴｉ−Ｗ−Ｃ。When using the sintered body of the present invention as a cutting tool, for example,
Ti-W-C with excellent wear resistance.

Ｔｉ−Ｍｏ Ｃ９Ｔｉ−Ｗ−Ｃ−ＮｔＴｉ Ｍ。Ti-Mo C9Ti-W-C-NtTi M.

−Ｃ−Ｎ焼結体は、工具の切刃部のみに存在すればよい
。The -C-N sintered body only needs to be present in the cutting edge portion of the tool.

本発明の焼結体の製造に当っては、原料となる硬質化合
物粉末に微細粉末を使用する為粉末に吸着したガス成分
の除去に特に留意する必要がある。In producing the sintered body of the present invention, since fine powder is used as the hard compound powder serving as the raw material, special attention must be paid to the removal of gas components adsorbed to the powder.

このような微粉末を原料として、高圧下でホットプレス
することによって焼結体を製造する場合に、粉末の有す
るガス成分を有効に除去し、またホットプレス焼結時に
も、気密を保った状態で外部からのガス成分の侵入をも
防止する手段を講じなければならない。When manufacturing a sintered body using such fine powder as a raw material by hot pressing under high pressure, gas components contained in the powder are effectively removed, and an airtight state is maintained even during hot press sintering. Measures must also be taken to prevent gas components from entering from outside.

特に本発明の焼結体の製造に当って、固体圧力媒体を用
いて高圧下でホットプレスする場合、先ず加熱に先立っ
て高圧力を試料に加えた段階で圧粉体の緻密化が起るの
で、粉末が吸着ガスを有したり、粉末粒子間にガス成分
が存在すると、引続いて行なわれる加熱段階で、ガス成
分の逃げ道がなく圧粉体粒子間に閉じ込められ、焼結体
中に気孔が残留することになる。In particular, in the production of the sintered body of the present invention, when hot pressing is performed under high pressure using a solid pressure medium, densification of the green compact occurs at the stage where high pressure is first applied to the sample prior to heating. Therefore, if the powder has adsorbed gas or gas components exist between the powder particles, during the subsequent heating step, the gas components will have no way to escape and will be trapped between the green compact particles, causing them to form in the sintered body. Pores will remain.

このことかう、本発明の焼結体の製造に当っては、ホッ
トプレス前に、粉末の有するガス成分を充分除去し、気
密を保った容器に封入することが必要である。For this reason, in producing the sintered body of the present invention, it is necessary to sufficiently remove the gas components contained in the powder before hot pressing, and to seal the powder in an airtight container.

その具体的方法としては、開口を有する容器に原料粉末
又はその型押体を収納し、前記開口に多孔質の蓋とろう
材を置くか、或は通気を許す形状のろう材を介して蓋を
置き、この全体を好ましくは５００℃以上の温度で加熱
しながら真空引きして、脱ガスを行なうと同時にろう材
を多孔質の蓋に溶浸させるか、或はろう材で蓋を容器に
接着せしめて、容器を密閉する方法がある。A specific method is to store the raw material powder or its embossed material in a container with an opening, and place a porous lid and brazing material in the opening, or place a lid with a brazing material shaped to allow ventilation. The whole is preferably heated at a temperature of 500°C or higher while being evacuated to degas it and at the same time infiltrate the porous lid with the brazing material, or the lid is attached to the container with the brazing material. There is a way to seal the container by gluing it.

このような方法をとることにより、本発明の焼結体にお
いては硬質焼結体部の有する酸素の含有量を重量で０．
５％以下とすることができる。By adopting such a method, in the sintered body of the present invention, the oxygen content in the hard sintered body portion can be reduced to 0.
It can be 5% or less.

このような方法をとらずに、ホットプレス焼結した場合
は、焼結体の有する酸素含有量が０．５％を越え、焼結
体に気孔が残留して焼結体の強度が著しく低下する。If hot press sintering is performed without using this method, the oxygen content of the sintered body will exceed 0.5%, pores will remain in the sintered body, and the strength of the sintered body will decrease significantly. do.

尚、ＴｉｃやＺｒＣを１００＠／ｍＡ程度の圧力を加え
てホットプレスすることは、今までも試験的に行なわれ
ているが、本発明の如く原料粉末を１ミクロン以下の微
粉体として、焼結前に加熱脱ガスすると同時に気密な容
器に封入し、粒成長を殆んど起さない状態で、大部分が
１ミクロン以下の粒子よりなる微細な組織を有する焼結
体を得ることは試みられていない。Although hot pressing of Tic and ZrC under a pressure of about 100@/mA has been carried out experimentally, as in the present invention, the raw material powder is made into a fine powder of 1 micron or less and sintered. An attempt was made to obtain a sintered body with a fine structure consisting mostly of particles of 1 micron or less in a state with almost no grain growth by heating and degassing before sintering and simultaneously sealing the sintered body in an airtight container. It has not been done.

本発明の焼結体は、鉄族金属等の結合金属を焼結体中に
実質的に含んでいないことを特徴とするものであるが、
原料粉末の製造時や、粉砕過程でＦ ｅ ｔ Ｎ １
ｔ Ｃｏ等の金属が混入してくることがある。The sintered body of the present invention is characterized in that it does not substantially contain a binding metal such as an iron group metal,
F e t N 1 during the production of raw material powder and during the grinding process.
Metals such as tCo may be mixed in.

しかし、例えばＴｉＣ中にはＮｉが約０．５重量％まで
は固溶し得るとされており、焼結中に硬質化合物中ある
いは高融点金属相中にこのように固溶する量以下であれ
ば問題でない。However, for example, it is said that up to about 0.5% by weight of Ni can be solid-dissolved in TiC, and even if the amount is below this solid-dissolution in the hard compound or high-melting point metal phase during sintering. It's not a problem.

それ以上にこれ等の金属が混入した場合は、原料粉末を
酸洗して除去する等の手段が必要となる。If more of these metals are mixed in, it will be necessary to remove them by pickling the raw material powder.

本発明の焼結体は、特に一般の鋼、鋳鉄の切削加工用工
具に適したものである。The sintered body of the present invention is particularly suitable for cutting tools for general steel and cast iron.

鋼の仕上げ加工用工具としては従来のどの工具材料より
も格段に優れた性能を有するものである。As a tool for finishing steel, it has much better performance than any conventional tool material.

発明者等は、本発明の焼結体で切削加工用のチップを作
成し、各種の被削材について広範囲な条件下で切削性能
の評価を行なった。The inventors created cutting chips using the sintered body of the present invention, and evaluated the cutting performance of various work materials under a wide range of conditions.

詳細な結果については後述するが、従来、ＷＣＣ超超硬
合金ＴｉＣ基サーメットが使用されていた炭素鋼や合金
鋼の切削加工においては、本発明の工具刃先の逃げ面摩
耗、すくい面摩耗共に、従来工具よりも著しく少ない。Detailed results will be described later, but in cutting of carbon steel and alloy steel, where WCC cemented carbide TiC-based cermet has conventionally been used, both flank wear and rake face wear of the cutting edge of the tool of the present invention. Significantly less than conventional tools.

また耐熱疲労強度の高い切削工具が要求される鋼、鋳鉄
の重切削においては、従来ＷＣＣ超超硬合金用いられて
いるが、これらは鉄族金属結合相が用いられているだめ
、高温で結合金属相が軟化し高温での耐塑性変形性、あ
るいは耐熱疲労靭性に限界がある。In addition, WCC cemented carbide has traditionally been used for heavy cutting of steel and cast iron, which requires cutting tools with high thermal fatigue resistance, but since these use an iron group metal binder phase, they bond at high temperatures. The metal phase softens and there are limits to plastic deformation resistance or thermal fatigue toughness at high temperatures.

本発明の焼結体は、鉄族金属結合相のかわりにＷ、Ｍｏ
の高融点金属相を用いている為、高温での耐塑性変形性
、耐熱疲労靭性共従来のＷＣＣ超超硬合金りも非常に優
れている。The sintered body of the present invention has W, Mo instead of the iron group metal binder phase.
Because it uses a high melting point metal phase, it has excellent plastic deformation resistance and thermal fatigue toughness at high temperatures compared to conventional WCC cemented carbide.

さらに、切削速度が２５０ ｍ／ｅ〜５００ｍ／分とい
つだ高速切削条件では、刃先温度が高くなって鉄族金属
結合相を含有する工具では、短時間で寿命となる為、従
来はＡｌ２Ｏ３系セラミックが使用されていだが、本発
明の焼結体は、このような条件下でもＡｌ２Ｏ３系セラ
ミック工具よりも大変驚くべきことであるが、耐摩耗性
が優れており、充分実用に供し得ることが判明した。Furthermore, under high-speed cutting conditions such as cutting speeds of 250 m/e to 500 m/min, the cutting edge temperature increases and tools containing iron group metal binder phases have a short service life. Although ceramic was used, the sintered body of the present invention surprisingly has better wear resistance than the Al2O3 ceramic tool even under such conditions, and it has been shown that it can be put to practical use. found.

特に断続的な切削で衝撃応力の加わる場合にはセラミッ
ク工具は欠損することが多いが、本発明の焼結体は、Ａ
ｌ２Ｏ３系セラミック工具よりもこのような条件下では
欠損し難い。In particular, ceramic tools often break when impact stress is applied during intermittent cutting, but the sintered body of the present invention
It is less likely to break under such conditions than a l2O3 ceramic tool.

これは、切刃となる硬質焼結体の成分がＡｌ２Ｏ３より
も靭性が高いこと、また粒子が微細で粒界に高融点金属
相があること、及び硬質焼結体が高剛性で靭性に優れた
超硬合金母材に強固て接合されていることによると考え
られる。This is because the components of the hard sintered body that forms the cutting edge are higher in toughness than Al2O3, the particles are fine and there is a high melting point metal phase at the grain boundary, and the hard sintered body has high rigidity and excellent toughness. This is thought to be due to the fact that it is firmly bonded to the cemented carbide base material.

更に、本発明の焼結体では切削油を使用する湿式切削等
の工具刃先に熱衝撃が加わる切削条件下で使用すると、
他の現用工具材料よりもサーマルクラックが生ｔ［い特
徴を有している。Furthermore, when the sintered body of the present invention is used under cutting conditions such as wet cutting that uses cutting oil, where thermal shock is applied to the tool edge,
It has the characteristic of being more prone to thermal cracks than other currently available tool materials.

これは超硬合金やサーメットが熱伝導度や熱膨張係数の
差が大きい炭化物相と鉄族金属等の結合金属相の２相混
合組織であるのに対して、本発明の焼結体は、鉄族金属
等の結合金属相を含まないものであり、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏ
の炭化物、窒化物とＷ、Ｍｏの２相あるいは３相の混
合組織で、これ等の熱的性質が類似しているだめ、焼結
体結晶粒子間に熱応力が生じ難い為と思われる。This is because cemented carbide and cermet have a two-phase mixed structure of a carbide phase with a large difference in thermal conductivity and coefficient of thermal expansion and a binder metal phase such as iron group metal, whereas the sintered body of the present invention It does not contain a binding metal phase such as iron group metals, and contains Ti, W, Mo
This is thought to be due to the fact that it is a mixed structure of two or three phases of carbide, nitride, W, and Mo, and their thermal properties are similar, making it difficult for thermal stress to occur between the crystal grains of the sintered body.

本発明の焼結体の耐摩耗性の特徴が最も発揮される用途
は、鋼の仕上げ切削である。The application in which the wear-resistant characteristics of the sintered body of the present invention are most exhibited is finish cutting of steel.

鋼の仕上げ切削加工には、従来超硬合金やサーメットが
用いられてきたが、被加工物の寸法精度や仕上げ面粗度
を良くする為に、通常の切削条件よりも工具の切込み量
、送り量共に小さくして切削する場合が多い。Conventionally, cemented carbide and cermet have been used for finish cutting of steel, but in order to improve the dimensional accuracy and finished surface roughness of the workpiece, the depth of cut and feed of the tool have been changed from normal cutting conditions. In many cases, cutting is done by reducing both the amount and the amount.

このような条件で、本発明の焼結体を用いて切削すると
、従来の工具に比較して格段に優れた耐摩耗性を有する
ことが判明した。It has been found that when the sintered body of the present invention is cut under these conditions, it has much better wear resistance than conventional tools.

本発明の焼結体は、鉄族金属等の結合金属相を含有しな
い為に、切屑の工具刃先への溶着が少なく、また微粒の
焼結体である為工具刃先の刃立性が良く被加工物の加工
面粗度が良い。Since the sintered body of the present invention does not contain a binding metal phase such as an iron group metal, there is less adhesion of chips to the tool cutting edge, and since the sintered body is a fine-grained sintered body, the cutting edge of the tool edge has good sharpness. The machined surface of the workpiece has good roughness.

特に本発明の焼結体は、炭素鋼、合金鋼の精密中ぐり加
工等の一般にＪＩＳ規格で加工面粗度が６−８以下が要
求される場合や、切込み量が０．５−ｍ以下で、送り量
が０．２ｍｍ／回転以下で寸法精度を重視する仕上げ切
削に適しており、従来の工具よりもはるかに長寿命であ
る。In particular, the sintered body of the present invention is suitable for precision boring of carbon steel and alloy steel, which generally requires a machined surface roughness of 6-8 or less according to JIS standards, or when the depth of cut is 0.5-m or less. It is suitable for finish cutting where the feed rate is 0.2 mm/rotation or less and dimensional accuracy is important, and it has a much longer life than conventional tools.

以下実施例により更に具体的に説明する。This will be explained in more detail below with reference to Examples.

実施例 １ 平均粒度１ミクロンのＴｉＣ粉末粉末７置合金製のボー
ルを使用して、アトライターで１０時間湿式混合した。Example 1 TiC powder with an average particle size of 1 micron was wet mixed using an attritor for 10 hours using a 7-position alloy ball.

混合された粉末を走査型電子顕微鏡を用いて観察しだと
ころ、大部分は１ミクロン以下の微粒となっていた。When the mixed powder was observed using a scanning electron microscope, most of the powder was found to be fine particles of 1 micron or less.

この粉末をステンレス製の内径１０．０ｍｍ外径１４ｍ
の底付き容器に充てんし、外径９．９ｒｒｍＬで厚さ３
ｒＩｒｒｎのＭｏの円板をその上に置いた。Spread this powder into a stainless steel plate with an inner diameter of 10.0 mm and an outer diameter of 14 m.
Fill a container with a bottom with an outer diameter of 9.9rrmL and a thickness of 3.
A Mo disc of rIrrn was placed on top of it.

さらにその上に一１’００メツシュ＋２００メツシュの
鉄粉を型押した外径１０．０ｍｍで厚さ２ｒｒｒｍの通
気性を有する型押体を置き、ステンレス製円筒に栓をし
た。Furthermore, a breathable embossed body with an outer diameter of 10.0 mm and a thickness of 2 rrrm, which was embossed with iron powder of 11'00 mesh + 200 mesh, was placed on top of the embossed body, and the stainless steel cylinder was plugged.

この上に純銅の板をのせ、全体を真空炉に入れて１ ０
−４ｍｍＨｇの真空下で１０００℃に加熱し１時間保持
して脱ガスせしめた後、温度を１１００℃に昇温し１０
分間保持した。Place a pure copper plate on top of this and put the whole thing in a vacuum furnace.
After heating to 1000°C under a vacuum of -4 mmHg and holding for 1 hour to degas, the temperature was raised to 1100°C and 10
Hold for minutes.

冷却後収出してみると、銅が鉄圧粉体中に含浸されてお
り、またこれとステンレス製円筒の界面にも銅が侵入し
て完全に気密な状態に保たれていた。When recovered after cooling, it was found that copper had been impregnated into the iron compact, and copper had also penetrated the interface between this and the stainless steel cylinder, maintaining a completely airtight state.

この粉末を充てんした容器をダイヤモンド合成に用いら
れらガードル型超高圧装置に装入した。The container filled with this powder was placed in a girdle-type ultra-high pressure device used for diamond synthesis.

圧力媒体にはパイロフィライトを用い、ヒーターには黒
鉛の円筒を用いた。Pyrophyllite was used as the pressure medium, and a graphite cylinder was used as the heater.

先ず圧力を５ ０Ｋｂまで加え、次いで電気を通じて１
３００℃に加熱して、２０分間保持したのち冷却した。First, apply pressure to 50Kb, then apply electricity to 1
It was heated to 300°C, held for 20 minutes, and then cooled.

圧力を徐々に下げて容器を取出した。The pressure was gradually lowered and the container was removed.

この容器のステンレス部分を除去したところ、ＴｉＭｏ
−Ｃの約３期厚みの焼結体が得うした。When the stainless steel part of this container was removed, TiMo
A sintered body having a thickness of about 3 times -C was obtained.

焼結体の部分をダイヤモンドペーストを用いて研磨し、
顕微鏡観察しだところ、焼結体は殆んど気孔を有してお
らず緻密な焼結体となっており、大部分は１ミクロン以
下の微細粒子からなるものであった。Polish the sintered body part using diamond paste,
When observed under a microscope, the sintered body was found to be a dense sintered body with almost no pores, and most of the sintered body was composed of fine particles of 1 micron or less.

比較の為同一原料粉末を使用して黒鉛型を用いた通常の
ホットプレスにより真空中で、１８００℃に加熱し、２
＠／７７、７Ｎの圧力を加え、１０分間保持して焼結体
を作成した。For comparison, the same raw material powder was heated to 1800°C in vacuum using a normal hot press using a graphite mold.
A pressure of @/77, 7N was applied and held for 10 minutes to create a sintered body.

この焼結体の比重は５．６３であり、１．５％の気孔率
を有するものであった。This sintered body had a specific gravity of 5.63 and a porosity of 1.5%.

組織観察の結果粒子は粗大化しており、平均粒度は約１
５ミクロンであった。As a result of microstructural observation, the particles have become coarser, with an average particle size of approximately 1
It was 5 microns.

前記焼結体を、ダイヤモンド切断刃によって切断し、こ
れを超硬合金製の通常のスワーアウエイチップの一角に
ロウ付けした。The sintered body was cut with a diamond cutting blade, and this was brazed to one corner of a normal swing-away tip made of cemented carbide.

このチップを用いて切削試験を行なった。A cutting test was conducted using this chip.

被削材は炭素鋼５５５Ｃ調質材である。The workpiece material is carbon steel 555C tempered material.

切削条件は切削速度を１７ ０ｍ／ｌＡ−と４００ｍ／
分の２種、切込み０．２闘、送り０． １ ｍｍ／回転
とした。The cutting conditions were a cutting speed of 170 m/lA- and 400 m/lA-.
2 types, depth of cut 0.2, feed 0. 1 mm/rotation.

比較の為に前述のホットプレス体と市販のＴｉ（Ｃ，Ｎ
） 系サーメット（５０％Ｔ ｉ Ｃ ＋１０％Ｔｉ
Ｎ， １ ２’ｆＡＶＣ 、 １ ３％Ｍｏ２Ｃ 、
１ ５％Ｃｏ−Ｎｉ ）及びＡｌ２Ｏ３−ＴｉＣ系セラ
ミック（６０％Ａｌ２Ｏ３。For comparison, the hot-pressed body described above and the commercially available Ti(C,N
) system cermet (50%TiC +10%Ti
N, 1 2'fAVC, 1 3%Mo2C,
15% Co-Ni) and Al2O3-TiC ceramics (60% Al2O3.

４０％ＴｉＣ） のホットプレス焼結によるセラミッ
クを用いて、同一条件で切削した。A hot press sintered ceramic (40% TiC) was used for cutting under the same conditions.

第３図及び第４図は各工具の摩耗曲線を示したものであ
る。3 and 4 show the wear curves of each tool.

すなわち本発明の焼結体は、比較工具に対して切削速度
１７０ｍ／分の条件では工具逃げ面摩耗量が約１／２〜
１／３である。In other words, the sintered body of the present invention has a tool flank wear amount of about 1/2 to 1/2 to that of a comparative tool at a cutting speed of 170 m/min.
It is 1/3.

特に同一原料を用いて通常のホットプレスによって作成
した焼結体と比較しても摩耗量は１／２〜１／３で格段
に優れた耐摩耗性を有している。In particular, compared to a sintered body made from the same raw material by ordinary hot pressing, the amount of wear is 1/2 to 1/3, and the wear resistance is significantly superior.

尚第４図に示したように、切削速度４００ｍ／分といつ
だ高速切削でも、本発明の・焼結体は、大変驚くべきこ
とにセラミック工具より優れた耐摩耗性を有している。As shown in FIG. 4, the sintered body of the present invention surprisingly has superior wear resistance to ceramic tools even when cutting at a cutting speed of 400 m/min.

実施例 ２ 次表の粉末を準備した。Example 2 The powders shown in the table below were prepared.

この粉末を実施例１と同様にして、１０時間湿式でアト
ライター混合した。This powder was wet mixed with an attritor for 10 hours in the same manner as in Example 1.

得られた粉末を走査型電子顕微鏡により観察した結果、
大部分の粒子は１ミクロン以下の微粉であった。As a result of observing the obtained powder with a scanning electron microscope,
Most of the particles were fine particles of 1 micron or less.

この粉末を、実施例１と同様にしてステンレス製容器に
充てんし、真空中で加熱脱ガスし、気密に保たれた状態
でピストンシリンダー型の超高圧装置を用いて次表の条
件でホットプレスした。This powder was filled into a stainless steel container in the same manner as in Example 1, heated and degassed in a vacuum, and hot-pressed under the conditions shown in the table below using a piston-cylinder type ultra-high pressure device in an airtight state. did.

得られた焼結体をタイヤモンド砥石で、研摩後、ダイヤ
モンドペーストでラッピングして組織観察を行なったと
ころ、Ａ−Ｃの焼結体は完全に緻密な焼結体となってお
り、焼結体の結晶粒は、大部分が１ミクロン以下の微細
粒子より成っていて、著しい粒成長は認められなかった
。After polishing the obtained sintered body with a tire grindstone and lapping it with diamond paste, the structure of the sintered body A-C was observed. Most of the crystal grains were composed of fine particles of 1 micron or less, and no significant grain growth was observed.

一方りの焼結体は緻密ではあったが、焼結体の結晶粒は
、平均５ミクロンと粒成長していた。One of the sintered bodies was dense, but the crystal grains of the sintered body had grown to an average of 5 microns.

次に、第２表の条件で焼結したＡについて、実施例１と
同様にしてスローアウェイチップを作成し、切削試験し
た。Next, an indexable tip was prepared in the same manner as in Example 1 using A sintered under the conditions shown in Table 2, and a cutting test was conducted.

被削材は５４５Ｃ相当の鋼の丸棒で、切削速度３００ｍ
／％−，切込み１−送り０、２５７ｒｔｊｎ／回転の条
件で、１０分間切削した。The work material is a round bar of steel equivalent to 545C, and the cutting speed is 300 m.
Cutting was performed for 10 minutes under the conditions of /%-, depth of cut 1-feed 0, and 257 rtjn/rotation.

比較の為、実施例１でテストしたＡｌ２Ｏ３−ＴｉＣ系
セラミック工具を同時に試験した。For comparison, the Al2O3-TiC ceramic tool tested in Example 1 was also tested.

その結果、本発明焼結体Ａは、工具逃げ面摩耗中が０．
０８ｍｙ＋＋ですくい面摩耗深さが６ミクロンであった
のに対して実施例１で使用しだＡ１２０３−Ｔｉｃ系セ
ラミックでは、それぞれ０．１５ｍｍ、 １０ ミク
ロンでろつた。As a result, the sintered body A of the present invention had a wear rate of 0.0% during tool flank wear.
The wear depth of the rake face was 6 microns at 08 my++, whereas the wear depth of the A1203-Tic ceramic used in Example 1 was 0.15 mm and 10 microns, respectively.

この切削条件はＡｌ２Ｏ３を主成分とするセラミック工
具が最も特徴を発揮する領域にあり、特に工具すくい面
は高温となり、鋼に対して高温で化学的に安定なＡｌ２
Ｏ３が他の炭化物や窒化物を主体とする工具材料よりも
耐摩耗性において優れていると考えられてきた。These cutting conditions are in the area where a ceramic tool whose main component is Al2O3 exhibits the most characteristics, and the rake face of the tool is particularly hot, and Al2, which is chemically stable at high temperatures against steel,
It has been believed that O3 is superior in wear resistance to other carbide- and nitride-based tool materials.

しかし本発明の焼結体はこのような領域ＦＣオいてもＡ
ｌ２Ｏ３を主体とするセラミックより優れた性能を有し
ていることが判明した。However, even if the sintered body of the present invention has such a region FC,
It was found that the ceramic had better performance than ceramics mainly composed of l2O3.

実施例 ３ 第６表に示す組成に各粉末を配合した。Example 3 Each powder was blended into the composition shown in Table 6.

どの原料も１μｍ以下のものを使用した。All raw materials used had a diameter of 1 μm or less.

以下実施例１と同様にしてＷＣ−６％Ｃｏ超硬合金母材
に厚さ１膿の硬質焼結体層が直接接合した焼結体を作成
した。Thereafter, in the same manner as in Example 1, a sintered body was prepared in which a hard sintered body layer having a thickness of 1 layer was directly bonded to a WC-6% Co cemented carbide base material.

なお、焼結時の圧力は５０Ｋｂ、温度は１４００℃で行
った。The pressure during sintering was 50 Kb and the temperature was 1400°C.

焼結体はその大部分が１μｍ以下の微粒子より成ってい
た。Most of the sintered body consisted of fine particles of 1 μm or less.

次にこれらの焼結体を用いて、実施例１と同様にしてス
ローアウェイチップを作成し、切削試、験した。Next, using these sintered bodies, indexable tips were prepared in the same manner as in Example 1, and cutting tests were conducted.

被削材は５５５Ｃ相当の鋼の丸棒で、切削速度２００ｍ
／分、切込み１．５ ｒｒｖｎ、送り０．２０ ｍｍ／
回転で２０分間切削した。The work material is a round bar of steel equivalent to 555C, and the cutting speed is 200 m.
/min, depth of cut 1.5 rrvn, feed 0.20 mm/
Cutting was performed by rotating for 20 minutes.

その結果本発明焼結体Ｋ。Ｌ、Ｍ、Ｎ、Ｏの工具逃げ面
摩耗中はそれぞれ０．０５１ｍｍ、 ０．０６２ｍｍ
、 ０．０６０ｍｍ、０．０５５ｒｒｒｍ、０．０６
１ｍ、であった。As a result, a sintered body K of the present invention was obtained. The tool flank wear of L, M, N, and O is 0.051 mm and 0.062 mm, respectively.
, 0.060mm, 0.055rrrm, 0.06
It was 1m.

比較のため、同条件で切削したＴｉ （Ｃ、Ｎ）系サー
メット（５０φＴｉｃ、１０％ＴｉＮ、１２％ＷＣ、１
３％Ｍｏ２Ｃ、１５％ＣｏＮ１）の工具逃げ面摩耗中は
、０．１０２ｍでめっだ。For comparison, Ti (C, N) based cermet (50φTic, 10%TiN, 12%WC, 1
3% Mo2C, 15% CoN1), plated at 0.102 m during tool flank wear.

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

第１図ａ、ｂ、ｃ、ｄはＴｉＭｏ−Ｃ系の各温度におけ
る状態図、第２図はＴｉＷＣ系の状態図、第３図、及び
第４図は本発明の焼結体を切削工具として使用したとき
の性能を他の公知工異材料と比較したグラフである。Figures 1 a, b, c, and d are phase diagrams of the TiMo-C system at various temperatures, Figure 2 is a phase diagram of the TiWC system, and Figures 3 and 4 are cutting tools for cutting the sintered body of the present invention. It is a graph comparing the performance when used as a material with other known engineering materials.

Claims (1)

【特許請求の範囲】 １ 周期律表４ａ族と６ａ族の炭化物、窒化物もしくは
、これらの相互固溶体又は混合物および６ａ族の高融点
金属相が存在し、かつこの高融点金属の含有量が原子比
で５％以上４０％以下である硬質焼結体であって、鉄族
金属の結合金属相を実質的に含有せず、焼結体中の結晶
粒の大部分が１ミクロン以下の微細粒子より成り、かつ
不純物である酸素の含有量が０．５重量φ以下であるこ
とを特徴とする工具用焼結体。 ２ （Ｔ ｉ 、Ｗ）Ｃ−Ｗ または（Ｔ ｉ ６Ｍ
ｏ ） Ｃ−Ｍ。 の組成を有し、焼結体全体のＷまたはＭｏの含有量が（
Ｔｉ−Ｗ）Ｃ−Ｗの場合Ｗが２４重量係以上８０重量％
以下、（Ｔ ｉ −Ｍｏ ） Ｃ−Ｍｏの場合、Ｍｏが
１４重量係以上６８重量係以下である特許請求の範囲１
項記載の焼結体。 ３ （Ｔｉ−Ｗ）（Ｃ−Ｎ）ＴｉＮ−Ｗまたは（Ｔｉ
、Ｍｏ）（Ｃ１Ｎ）−ＴｉＮ−Ｍｏの組成を有し、焼結
体全体のＷまだはＭｏの含有量が（Ｔｉ、Ｗ）（Ｃ，Ｎ
）−ＴｉＮ−Ｗの場合、Ｗが２４重量係以上８０重量％
以下、（Ｔｉ、Ｍｏ）（Ｃ，Ｎ）−ＴｉＮ−Ｍｏの場合
、Ｍｏが１４重量％以上６８重量％以下であり、かつ、
上記焼結体中Ｋ （Ｔ ｉ 、Ｗ）（Ｃ，Ｎ）又は（Ｔ
ｉ、Ｍｏ）（Ｃ１Ｎ）の形で固溶していないＴｉＮの含
有量が重量比で１％以上２０％以下である特許請求の範
囲１項記載の焼結体。 ４ 周期律表４ａ族と６ａ族の炭化物、窒化物まだはと
れらの相互固溶体、もしくは混合物と、６ａ族の高融点
金属相が存在し、かつこの高融点金族の含有量が原子比
で５係以上４０％以下であり、焼結体の大部分が１μｍ
以下の微細粒子より成る硬質焼結体であって、鉄族金属
の結合相を実質的に含有せず、不純物である酸素の含有
量が０．５重量係以下である焼結体を製造するに際し、
構成粉末の大部分が粒度１ミクロン以下の粉末で、主要
な成分である硬質物質の剛性率をＧ、ホットプレス圧力
をσとしだとき、σ〉１０−２×Ｇなる圧力下でホット
プレスすることを特徴とする工具用焼結体の製造方法。 ５ 硬質物質が（Ｔｉ 、Ｗ）（Ｃ−Ｎ）−ＴｉＮ−Ｗ
または（Ｔｉ−Ｍｏ）（Ｃ１Ｎ）ＴｉＮ−Ｍｏである特
許請求の範囲４項記載の方法においてＴｉＣとＷあるい
はＴｉＣとＭｏ粉末にＴｉＮを重量比で１％〜２０％添
加し、その原料粉末の大部分が粒度１ミクロン以下の粉
末で、主要な成分であるＴｉＣの剛性率をＧとしたとき
、σ、＞１０”ＸＧなる圧力下でホットプレスすること
を特徴とする工具用焼結体の製造方法。[Scope of Claims] 1. A carbide, nitride, or a mutual solid solution or mixture thereof of Groups 4a and 6a of the periodic table and a phase of a high melting point metal of Group 6a are present, and the content of the high melting point metal is atomic. A hard sintered body having a ratio of 5% to 40%, which does not substantially contain a binding metal phase of iron group metal, and in which most of the crystal grains in the sintered body are fine particles of 1 micron or less. A sintered body for a tool, characterized in that the content of oxygen, which is an impurity, is 0.5 weight φ or less. 2 (T i , W)C-W or (T i 6M
o) C-M. The content of W or Mo in the entire sintered body is (
Ti-W) In the case of C-W, W is 24% by weight or more and 80% by weight
Hereinafter, in the case of (T i -Mo)C-Mo, Claim 1 in which Mo is 14 to 68 weight coefficient
The sintered body described in section. 3 (Ti-W) (C-N) TiN-W or (Ti
, Mo) (C1N)-TiN-Mo, and the content of Mo is (Ti, W) (C, N
)-TiN-W, W is 24% by weight or more and 80% by weight
Hereinafter, in the case of (Ti,Mo)(C,N)-TiN-Mo, Mo is 14% by weight or more and 68% by weight or less, and
K (T i , W) (C, N) or (T
2. The sintered body according to claim 1, wherein the content of TiN which is not dissolved in solid solution in the form of i, Mo) (C1N) is 1% or more and 20% or less by weight. 4 Carbides and nitrides of groups 4a and 6a of the periodic table exist in mutual solid solution or a mixture thereof, and a high melting point metal phase of group 6a exists, and the content of this high melting point metal is in atomic ratio. The coefficient is 5 or more and 40% or less, and the majority of the sintered body is 1 μm
To produce a hard sintered body consisting of the following fine particles, which does not substantially contain a binder phase of iron group metal, and has an impurity oxygen content of 0.5% by weight or less. On this occasion,
Most of the constituent powders are powders with a particle size of 1 micron or less, and when the rigidity of the main component hard material is G and the hot pressing pressure is σ, hot pressing is carried out under a pressure of σ>10-2×G. A method for manufacturing a sintered body for tools, characterized by: 5 The hard substance is (Ti, W) (C-N)-TiN-W
or (Ti-Mo)(C1N)TiN-Mo In the method according to claim 4, 1% to 20% by weight of TiN is added to TiC and W or TiC and Mo powder, and the raw material powder is A sintered body for tools that is mostly powder with a particle size of 1 micron or less and is hot-pressed under a pressure of σ >10"XG, where G is the rigidity of TiC, which is the main component. Production method.