JPS5836045B2 - 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１つ、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, there has been a high demand for higher efficiency in machining, 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、従来の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 tool materials.

しかし、これら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 versatile and have limited uses.

近年開発されたＴｉＣやＴｉ（Ｃ，Ｎ）を主或分とする
化合物をＮｉ等の金属で結合したサーメットは、従来の
ＷＣ基超硬合金よりも鋼の切削加工にかいて耐摩耗性が
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、刃先に熱亀裂を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 better wear resistance when cutting steel than conventional WC-based cemented carbides. Although this method is excellent, it has the disadvantage that if it is used in situations where a thermal shock is applied to the cutting edge of the tool, for example, when cutting oil is used and intermittent cutting is performed, the cutting edge will thermally crack and break.

捷たＴｉＣ等をＷＣ基超硬合金母材に化学蒸着法を用い
て約５ミクロンの厚さで被覆した工具も、ＷＷＣ基超硬
合金の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
工にかいては、被覆層が切削初期に剥離してし１つとい
った欠点がある。Tools in which a WC-based cemented carbide base material is coated with shredded TiC to a thickness of about 5 microns using chemical vapor deposition also have the effect of improving the wear resistance of the WWC-based cemented carbide. In finishing cutting of steel or cast iron, which requires the shape of the tool cutting edge, there is a drawback that the coating layer peels off at the initial stage of cutting.

さらに、Ａｌ２０３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
具材料より劣ってかり、１た高温での熱伝導が低い為に
熱衝撃に弱い欠点がある。Furthermore, although ceramic tools mainly made of Al203 are suitable for high-speed cutting of steel and cast iron, they are inherently inferior in toughness to other tool materials, and are susceptible to thermal shock due to low heat conductivity at high temperatures. There are weak drawbacks.

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た
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. 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、いずれも或功していない。However, none of them have been successful.

その中で一度は企業化に或功したかにみえたのが、米国
特許３７０３３６８号によるＴｉ−Ｗ−Ｃ系の共晶点を
利用した（Ｔｉ，Ｗ）Ｃ１−Ｘ−Ｗ合金である。Among them, one that seemed to have once been successful in commercialization was the (Ti,W)C1-X-W alloy, which utilizes the eutectic point of the Ti-W-C system, as disclosed in US Pat. No. 3,703,368.

これは２７００’Ｃ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、ｌた靭性面でもセラミ
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 far superior wear resistance, high-temperature plasticity resistance, and deformability compared to conventional cemented carbide, and is much tougher than ceramics, making it quite attractive as a tool material. there were.

問題は高温熔解一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ら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 manufacturing method of high-temperature melting and casting using a special method, and the disadvantage is that complex shapes cannot be created during casting, or even simple shapes can be obtained, but 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 processing methods, cutting and polishing is not easy.

又熔解・鋳造という方法で作るので、その組或が共晶点
近傍に限られてしｌう。Furthermore, since it is made by melting and casting, its composition is limited to the vicinity of the eutectic point.

したがって共晶組或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 produce a material with more carbide phase than eutectic structure.

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、いずれも或功していない。For this reason, it appears that many attempts have been made to produce this alloy by powder metallurgy, but none of them 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
度の低下を伴ない或功していない。It is possible to improve sinterability by adding additives, but this has not been successful as it results in a decrease in high temperature strength.

以下Ｔｉ−Ｗ−Ｃ系について述べたが、Ｔｉ−Ｍｏ−Ｃ
についても同様である。The Ti-W-C system was described below, but Ti-Mo-C
The same applies to

最近（ Ｔ １ ｓＭｏ ）Ｃ１−Ｘ−ＭＯ系合金の高
温特性について、九州大学の吉永教授らから発表がなさ
れている。Recently, Professor Yoshinaga of Kyushu University and his colleagues have made a presentation on the high-temperature properties of (T1sMo)C1-X-MO 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、これも熔解一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或されたものである。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、１た原子間結合状態が
共有結合的性格を有するもので、高温にかいても金属や
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 one of its interatomic bonds has a covalent character, 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２００ｋｇ／ｃＩｒＬ２
程度の圧力下で約１８００℃ノ高温に１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, using a graphite mold, 200 kg/cIrL2
By hot pressing at a high temperature of about 1,800° C. for about 30 minutes under a moderate pressure, 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戊長してかり、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 are significantly elongated 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或長の機構に
ついては、末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。Although the mechanism of grain elongation during hot press sintering has not yet been fully elucidated, it is natural that this occurs due to the diffusion of atoms across grain boundaries.

１たプ般に焼結中の結晶粒成長の速度式は、 Ｄ２−Ｄｏ２＝２Ｋｔ”・・・・・・・・・・・・・・
【１）で与えられる。In general, the rate equation for grain growth during sintering is: D2-Do2=2Kt"
It is given by [1].

ここでＤは時間ｔのときの結晶粒度、Ｄｏは１＝０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 1=0, 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／ｃｒｆＬ２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
１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つに大別される
。Various mechanisms can be considered to promote densification during sintering, but the hot press sintering mechanism is used for sintering diamond under pressure of several hundred kg/crfL2 using an ordinary graphite mold. When considered in relation to the deformation mechanism of materials, including the region 1 of ultra-high pressures such as those that occur, they can be roughly divided into the following four categories, for example, according to Ashby's classification.

（Ｍ， Ｆ，ＡｓｈｂｙＡｃｔａＭｅｔ，２０，８８７
（１９７２））（１）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, AshbyActaMet, 20,887
(1972)) (1) Under stress conditions that exceed the theoretical shear strength of the material being sintered, the material can deform at infinite strain rates.

物質の理論剪断強度τ１は、その物質の剛性率（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。The theoretical shear strength τ1 of a material is the rigidity of the material (2) At high temperatures, compounds such as TiC can also undergo sliding deformation due to the movement of dislocations.

この場合の歪速度は ｅ＝ｔｏ ｅｘｐ（ ｕ／ＴＫ）”””（２）で与え
られる。The strain rate in this case is given by e=to exp(u/TK) (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の関数であり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 and is a function of the applied stress σ, K is Boltzmann's constant, and T is the absolute temperature.

ここ璽２）式が或立するのはσ＝００（σ０：ｆｌｏｗ
ｓｔｒｅｓｓ ）である。Here, the formula 2) holds true when σ=00(σ0: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
犬体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 satisfies the condition 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 more, creep deformation due to upward movement of dislocations becomes dominant at a stress of σ/G<10-2 or less.

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あ
・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Ａｌ２０３等のセラミックを数ｋｇ ／ｉｓ２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 Al203 under a pressure of several kg/is2 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
、焼結中に釦ける粒或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 extrusion or length during sintering must be suppressed.

この為には前記した広範囲な応力、温度条件下にかける
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 perform sintering under conditions in which the mechanism (1) or (2), which does not involve atomic diffusion, is dominant among the deformation mechanisms of the material subjected to 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 １ ０４ｋｇ７ｍｍ
” 、融点ＴＭは３３４００Ｋである。The rigidity G of TiC is approximately 1.9 x 104kg7mm
”, the melting point TM is 33400K.

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
ｋｇ／ｍｒｔｔ２ と非常に高い値となる。Theoretical shear strength of TiC In a polycrystalline body, in order to generate a shear stress close to this theoretical shear strength, if uniaxial pressure is applied, σ =
Since it can be considered as 2τTH, the required stress is approximately 13X102
This is a very high value of kg/mrtt2.

この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かいても実用的な使用範囲を越えて
いる。Sintering that requires such ultra-high pressure is beyond the practical range of use even in ultra-high pressure equipment using a solid pressure medium.

（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２００ｋｇ／ｍｆｆｌ２、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
/G≧10-2, so approximately 200 kg/mffl2 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べた九大吉永
教授の発表（日本金属学会誌、ｖｏｌ，４２−１１，（
１９７８），１０３９）によると１２０００Ｋ 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 the presentation by Professor Yoshinaga of Kyushu University, who investigated the mechanical properties of TiC single crystals (Journal of the Japan Institute of Metals, vol. 42-11, (
1978), 1039), the temperature is 12,000 K, and at temperatures higher than this, sliding deformation may occur due to the movement of dislocations.

１た、この報告によると、１２０００Ｋで転位が移動す
るのに必要な応力は２ ５ ｋｇ ／ｍｙ＋ｓ２ とさ
れているが、ＴｉＣ多結晶体を超高圧中で焼結する場合
、２ ５ ｋｇ／ｍｍ２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。1. According to this report, the stress required for dislocation movement at 12,000K is 2 5 kg/my+s2, but when TiC polycrystals are sintered under ultra-high pressure, the stress required to move dislocations is 2 5 kg/mm2. Individual particles of TiC begin to deform at a stress of , but 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、
２５ｋｙ／ｍ一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に入る可能性が
ある。Furthermore, the sintered body of the present invention has a temperature of 1200°C to 1400°C.
Sintering is performed at a temperature close to approximately 1400°C at /2TM, but
At low pressures of around 25 ky/m, (3), (4
) may enter a region where deformation accompanied by diffusion becomes dominant.

したがってこれを防屯する意味にかいて応力２ ０ ０
ｋｇ／ｍｍ２以上（圧力では約２０Ｋｂ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 terms of fortifying this, the stress is 2 0 0
kg/mm2 or more (approximately 20 Kb or more in terms of pressure), (
It is sufficient if a sintered body can be obtained within the range in which densification due to the movement of dislocations (2) occurs in a short 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）， （４）の拡散を伴
って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℃〜１ ４００℃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Ｊ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 regions where deformation is dominant due to diffusion (3) and (4), but the sintering temperature can be set at 1200°C to 1400°C. If so, there is a possibility that densification accompanied by diffusion (3) and (4) will occur, albeit slightly, and grain growth of the J raw material powder will occur.

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、粒或長を抑制することが可能である。However, as described above ("at high pressures of 20 Kb or more, densification progresses in a short time, so the sintering time can be shortened and grain length can be suppressed.

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
粒度の焼結体を捷ず従来その例をみｉ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 that a sintered body having a grain size of 1 micron or less can be obtained by sintering under high pressure, unlike the conventional method, without crushing the sintered body.

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Ｔ ｉ −Ｗ
− Ｃ又はＴｉ−Ｍｏ−Ｃ系の微粒の緻密々焼結体の生
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, which is the target of the present invention, can be obtained.
- It is easy to produce a dense sintered body of fine grains of C or Ti-Mo-C.

工具として使用する場合には粒度は細かい方が好１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ＴｉＣｏ
数１０ミクロンの粒度の焼結体は強度が低く、工具材と
して実用に耐え々い性能しか示さｉい。TiCo, which can be made using the graphite mold mentioned above.
A sintered body with a particle size of several tens of microns has low strength and exhibits only performance that can withstand practical use as a tool material.

本発明のＴｉ−Ｗ−ＣあるいはＴｉ−Ｍｏ−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。The Ti-W-C or Ti-Mo-C sintered body of the present invention is characterized in that the particles are made 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、粒或
長を抑制することができるが、拡散を伴った変形も生じ
、少しではあるが粒或長する可能性がある。As mentioned above, ultra-high pressure sintering can sinter in a short time and suppress the length of grains, but deformation accompanied by diffusion may also occur, and the grains may lengthen, albeit slightly.

この粒或長をさらに抑制するため、原料粉末にＴｉＮ粉
末を重量で１０多添加したところ、超高圧中の固相焼結
において粒或長が抑制されることを発見した。In order to further suppress this grain length, we added 10 more TiN powder by weight to the raw material powder, and found that the grain length 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粒子の粒或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 the particles and suppresses the grain length of the TiC particles.

ＴｉＮの添加量としては１φ未満であると、その効果は
見い出せず、１た２０優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 1φ, no effect will be found, and if it exceeds 1.20, the wear resistance of the tool will deteriorate.

ＴｉＮの添加量は１俤〜２０条が適当であり、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る。The appropriate amount of TiN to be added is 1 to 20 strips, and within this range a sintered body with good tool performance can be obtained.

な釦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、ＴｉＮの量が重量比で
２０％以下ならば工具性能は変わらない。When sintering with the addition of TiN, TiN may form a solid solution within particles of TiC or the like, but if the amount of TiN is 20% or less by weight, the tool performance will not change.

伺、ＴｉＮ以外の窒化物、ＺｒＮ，ＨｆＮ，ＴａＮ等を
加えて同様の実験を行ったところ、粒戊長抑制の効果は
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。When similar experiments were conducted with the addition of nitrides other than TiN, such as ZrN, HfN, TaN, etc., the effect of suppressing grain length was observed, but from the viewpoint of the strength of the sintered body, the addition of TiN was the best.

Ｔｉ−Ｍｏ−Ｃの各温度にあ・ける３元状態図は、第１
図（ａ−ｄ）の如くである。The ternary phase diagram for each temperature of Ti-Mo-C is the first
As shown in Figures (a-d).

Ｔｉ−Ｗ−Ｃ系でも略同様の状態図となる。A substantially similar phase diagram is obtained for the Ti-W-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、同一組或ならば、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 for the same group, 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.

１たＴ ｉ −Ｗ−Ｃｍ Ｔ ｉ −Ｍｏ−Ｃの組或に
ついて考えてみる。Let us consider the set T i -W-Cm T i -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、Ｗ６るいはＭｏの増加に伴って靭性
は向上するがこの理由は次の如く考えられる。As mentioned above, the presence of a high-melting point metal phase such as W or Mo increases toughness, and as W6 or Mo increases, toughness improves.The reason for this is thought to be as follows.

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思われる。In other words, because the high melting point metal is strongly bonded to the carbide particles at the interface of the hard but brittle carbide particles, it is thought that even if an external impact is applied, the high melting point metal will buffer the material and prevent it from breaking. It will be done.

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 these sintered bodies are used as tool materials, the wear resistance of the sintered bodies 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。Considering wear resistance properties, a decrease in TiC means a decrease in wear resistance, and when using the sintered body of the present invention 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により異なるが
、原子比で４０多、この１しくは２５φ以下、５多以上
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, 1, or less than 25φ, and 5 or more.

すなわちＴｉ−Ｗ−Ｃ系のＷの含有量は重量比で８０多
以下、２４幅以上、Ｔ ｉ −Ｍ ｏ −Ｃ系のＭｏの
含有量は重量比で６８係以下、１４饅以上が良い。That is, the W content in the Ti-W-C system is preferably 80 or less and 24 or more in weight ratio, and the Mo content in the Ti-Mo-C system is preferably 68 or less in weight ratio and 14 or more. .

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Ｔ ｉ Ｗ Ｃｎ Ｔ ｉ−Ｍｏ−
Ｃｓ Ｔ ｉ −Ｗ−Ｃ −Ｎ， Ｔ ｉ −Ｍｏ −
Ｃ 一Ｎ焼結体は、工具の切刃部のみに存在すればよい
。When using the sintered body of the present invention as a cutting tool, for example,
T i W Cn T i-Mo- with excellent wear resistance
Cs T i -WC -N, T i -Mo -
The C1N sintered body only needs to be present in the cutting edge portion of the tool.

本発明の焼結体では、とのＴｉ−Ｗ−Ｃ，ＴＬＭｏ −
Ｃｍ Ｔ ｉ −Ｗ−Ｃ −Ｎｐ Ｔ ｉ −Ｍｏ −
Ｃ 一Ｎ焼結体層が０．１１ＩＬ１ＩＬ以上の厚さで超
硬合金母材上に直接結合した状態で製造することができ
る。In the sintered body of the present invention, Ti-W-C, TLMo-
Cm T i -WC -Np T i -Mo -
The C1N sintered body layer can be manufactured with a thickness of 0.11IL1IL or more directly bonded onto the cemented carbide base material.

ＷＣ基を代表とする超硬合金は剛性が高く、靭性に富ん
でいる為このような複合体とすることによって工具に強
靭性が付与される。Cemented carbide, typically WC-based, has high rigidity and is rich in toughness, so by forming such a composite, toughness is imparted to the tool.

このような複合工具としては、例えばＷＣ基超硬合金母
材に、化学蒸着法によってＴｉＣやＴｉＮの薄層を約５
ミクロンの厚みに被覆した工具が市販されている。For such a composite tool, for example, a thin layer of TiC or TiN is deposited on a WC-based cemented carbide base material by chemical vapor deposition.
Tools coated with a micron thickness are commercially available.

しかしこのような工具では被覆層の厚みが薄く、この約
５ミクロンの層が摩耗すると、母材が摩耗面に現われて
急激に摩耗が進行する。However, in such a tool, the coating layer is thin, and when this layer of about 5 microns is worn, the base material appears on the worn surface and the wear progresses rapidly.

化学蒸着法等の手段で本発明の焼結体の如く厚い層を形
或することは非常に長時間を要し実際上困難である。Forming a thick layer like the sintered body of the present invention by means such as chemical vapor deposition requires a very long time and is practically difficult.

１たこの方法では、母材との結合強度が本発明の超高圧
下に釦ける接着のものより弱く、工具として使用した場
合接合界面より剥離することがある。1. In this method, the bonding strength with the base material is weaker than that of the present invention, which uses adhesive bonding under ultra-high pressure, and when used as a tool, it may peel off from the bonding interface.

本発明に釦いて、このような複合焼結体を製造する場合
には、超高圧下ホットプレス時に原料粉末と母材となる
超硬合金、もしくは超硬合金を形成するＷＣやＣｏの混
合粉末を直接接触せしめて、焼結と同時に焼結体層と超
硬合金母材を接合させることができる。When manufacturing such a composite sintered body according to the present invention, it is necessary to use raw material powder and cemented carbide as a base material during hot pressing under ultra-high pressure, or a mixed powder of WC or Co that forms the cemented carbide. By bringing them into direct contact with each other, the sintered body layer and the cemented carbide base material can be joined simultaneously with sintering.

ＷＣ−Ｃｏよりなる超硬合金母材は１３２０℃以上で液
相を生じるが、このとき、前述した如く本発明の焼結体
のホットプレス庄力が高い為、硬質層を形或する粉末は
、加圧時に既に高密度となっており、超硬合金母材に生
じた液相は、硬質焼結体層形或粉末中には侵入し難い。The cemented carbide base material made of WC-Co generates a liquid phase at temperatures above 1320°C, but at this time, since the hot press strength of the sintered body of the present invention is high as described above, the powder forming the hard layer is , the density is already high when pressurized, and the liquid phase generated in the cemented carbide base material is difficult to penetrate into the hard sintered body layered form or powder.

このことによって、本発明の目的とする鉄族金属の結合
金属相を含１ない硬質焼結体層が超硬合金母材に直接結
合した焼結体が得られる。As a result, it is possible to obtain a sintered body in which a hard sintered body layer containing no binding metal phase of an iron group metal is directly bonded to a cemented carbide base material, which is the object of the present invention.

このように複合焼結体とした場合の硬質焼結体部の厚み
は、用途によって適当に選択することができる。The thickness of the hard sintered body portion in the case of forming a composite sintered body as described above can be appropriately selected depending on the application.

一般に本発明の焼結体を切削工具として使用する場合は
、工具の切刃部逃げ面の摩耗巾が微小切削ではＱ．ｌ
ｍｍ位でＱ． ５ ｍｍを越えることは稀であるため、
硬質焼結体部の厚みはＱ． ｌ ｔａｒｔ以上、望１し
くはＱ．５ ａｍ以上あれば良い。Generally, when the sintered body of the present invention is used as a cutting tool, the wear width of the flank of the cutting edge of the tool is Q. l
Q. Since it is rare to exceed 5 mm,
The thickness of the hard sintered body part is Q. l tart or higher, preferably Q. 5 am or more is fine.

１た切り込み量の大きい重切削等にあ・いては、肉厚の
大きい焼結体を製造し使用することも可能である。For heavy cutting with a large depth of cut, it is also possible to manufacture and use a sintered body with a large wall thickness.

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或分
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 a certain amount of gas 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、１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吸分の侵入をも防
止する手段を講じなければならない。When producing a sintered body using such fine powder as a raw material and hot-pressing it under high pressure, the gas components contained in the powder are effectively removed, and even during hot-press sintering, an airtight state is maintained. Measures must also be taken to prevent the intrusion of gas absorption from the 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、粉末粒子間にガス或分
が存在すると、引続いて行ｉわれる加熱段階で、ガス或
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々る。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 some gas exists between the powder particles, during the subsequent heating step, some of the gas will have no escape route and will be trapped between the green compact particles, resulting in sintering. Pores often remain throughout the body.

このことから、本発明の焼結体の製造に当っては、ホッ
トプレス前に、粉末の有するガス或分を充分除去し、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 some of the gas contained in the powder before hot pressing, and then 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
又は七〇型押体を収納し、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１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。The specific method is to store the raw material powder or the 70-embossed body in a container with an opening, and place a porous lid and brazing material in the opening, or to place the brazing material through a brazing material shaped to allow ventilation. A lid is placed, and the whole is heated preferably at a temperature of 500° C. or higher while being evacuated to degas, and at the same time, the porous lid is infiltrated with the brazing material, or the lid is covered with the brazing material. There is a way to seal the container by gluing it to the container.

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 such a method, the oxygen content of the sintered body will exceed 0.5% and pores will remain in the sintered body, resulting in a significant decrease in the strength of the sintered body. .

伺、ＴｉＣやＺｒＣを１００ｋｇ／ａｍ２程度の圧力を
加えてホットプレスすることは、今昔でも試験的に行な
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 kg/am2 has been carried out experimentally in the past, as in the present invention, the raw material powder is made into a fine powder of 1 micron or less, and the method is applied before sintering. Attempts have been 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 it and simultaneously sealing it in an airtight container. do not have.

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 ｚ Ｎ ｉｍ
Ｃ ｏ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,
During the production of raw material powder and during the grinding process, F ez N im
Metals such as Co may be mixed in.

しかし、例えばＴｉＣ中にはＮｉが約０．５重量多１で
は固溶し得るとされてかり、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 Ni can form a solid solution in TiC at an amount of approximately 0.5% by weight, and even if the amount is less than this amount that forms a solid solution in a hard compound or a 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
威し、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 a cutting tip 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ＷＣ基超硬合金
やＴｉＣ基サーメットが使用されていた炭素鋼や合金鋼
の切削加工にかいては、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 for cutting of carbon steel and alloy steel, in which WC-based cemented carbide and TiC-based cermet were conventionally used, flank wear and rake face wear of the cutting edge of the tool of the present invention. Both are significantly less than conventional tools.

１た耐熱被労強度の高い切削工具が要求される鋼、鋳鉄
の重切削に釦いては従来ＷＣ基超硬合金が用いられてい
るが、これらは鉄族金属結合相が用いられているため、
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。1. Conventionally, WC-based cemented carbide has been used for heavy cutting of steel and cast iron, which requires cutting tools with high heat resistance and high stress resistance, but these use iron group metal binder phases. ,
The bonding metal phase softens at high temperatures, and there is a limit 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ＷＣ基超硬合金よりも非常に優
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 much better plastic deformation resistance and thermal fatigue toughness at high temperatures than conventional WC-based cemented carbide.

さらに、切削速度が２５０１′ｒＬ／分〜５００ＷＬ／
分といった高速切削条件では、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Ａｌ２０３系セラミックが使用されていたが本
発明の焼結体は、このような条件下でもＡｌ２０３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
性が優れてかり、充分実用に供し得ることが判明した。Furthermore, the cutting speed is 2501'rL/min to 500WL/min.
Under high-speed cutting conditions such as 1 minute, the cutting edge temperature becomes high and tools containing iron group metal binder phases have a short service life. Even under such conditions, it was surprisingly found that the wear resistance was superior to that of the Al203 ceramic tool, and that it could be put to practical use.

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
ｌ２０３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 the l203 series ceramic tool.

これは、切刃となる硬質焼結体の或分がＡｌ２０３より
も靭性が高いこと、１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に接合されていることによると
考えられる。This is because a part of the hard sintered body that becomes the cutting edge has higher toughness than Al203, the grains are fine and there is a high melting point metal phase at the grain boundary, and the hard sintered body has high rigidity. This is thought to be due to the fact that it is firmly bonded to the cemented carbide base material, which has excellent toughness.

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じ難い特徴
を有している。Furthermore, the sintered body of the present invention has a characteristic that thermal cracks are less likely to occur than other currently used tool materials when used under cutting conditions in which a thermal shock is applied to the tool edge, such as in wet cutting using cutting oil.

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ｌないものであり、Ｔｉ，Ｗ，Ｍｏ
の炭化物、窒化物とＷｓ 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ため、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
It is thought that this is because it is a mixed structure of two or three phases of carbides, nitrides, and WsMo, and these 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、１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 sharpness of the tool cutting edge is good. The machined surface roughness of the workpiece is good.

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−Ｓ以下が要
求される場合や、切込み量が９． ５ ｍ１ｌ以下で、
送り量が０．２１ｎｍ／回転以下で寸法精度を重視する
仕上げ切削に適してかり、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-S or less according to the JIS standard, or when the depth of cut is 9. 5 ml or less,
With a feed rate of 0.21 nm/rotation or less, it is suitable for finish cutting where dimensional accuracy is important, and it has a much longer life than conventional tools.

実施例 １ 平均粒度１ミクロンのＴｉＣ粉末７３重量φと平均粒度
１ミクロンのＭｏ粉末２７重量φを超硬合金製のボール
を使用して、アトライターで１０時間湿式混合した。Example 1 73 weight φ of TiC powder with an average particle size of 1 micron and 27 weight φ of Mo powder with an average particle size of 1 micron were wet mixed in an attritor for 10 hours using a cemented carbide ball.

混合された粉末を走査型電子顕微鏡を用いて観察したと
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１４
間の底付き容器に充てんし、外径９．９１ＩＬＴＩＬで
厚さ３薦凰のＷＣ−６％、Ｃｏ合金の円板をその上に置
いた。Transfer this powder to a stainless steel plate with an inner diameter of 10.0 mm and an outer diameter of 14 mm.
A WC-6% Co alloy disk having an outer diameter of 9.91 ILTIL and a thickness of 3 mm was placed on top of the container.

さらにその上に−１００メッシュ＋２００メッシュの鉄
粉を型押した外型１０．Ｏｆｉ７１で厚さ２關の通気性
を有する型押体を置き、ステンレス製円筒に栓をした。Furthermore, the outer mold 10. -100 mesh + 200 mesh iron powder was embossed on top of that. An embossed body made of Ofi71 and having air permeability with a thickness of 2 mm was placed, 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１０４
１１ＥＩＩＨｇ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
ｉｏ分間保持した。Place a pure copper plate on top of this and put the whole thing in a vacuum furnace for 104 minutes.
It was heated to 1000° C. under a vacuum of 11EIIHg and held for 1 hour to degas, then the temperature was raised to 1100° C. and held for io minutes.

冷却後収出してみると、鋼が鉄圧粉体中に含浸されてか
り、１たどれとステンレス製円筒の界面にも鋼が侵入し
て完全に気密な状態に保たれていた。When it was collected after cooling, it was found that steel had been impregnated into the iron compact, and the steel had penetrated into the interface between the stainless steel cylinder 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或に用いら
れる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イライトを用い、ヒーターには黒
鉛の円筒を用いた。Pyrofilite was used as the pressure medium, and a graphite cylinder was used as the heater.

先ず圧力を５０Ｋｂｌで加え、次いで電気を通じて１３
００℃に加熱して、２０分間保持したのち冷却した。First, apply pressure at 50 Kbl, then apply electricity to 13
It was heated to 00°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、Ｔ ｉ
−Ｍ ｏ−Ｃの約１間厚さの焼結体がＷＣ−６％Ｃｏ合
金に強固に接着したものが得られた。When the stainless steel part of this container was removed, T i
A sintered body of -Mo-C with a thickness of about 1 inch was firmly adhered to the WC-6%Co alloy.

焼結体の部分をダイヤモンドペーストを用いて研磨し、
顕微鏡観察したところ、焼結体は殆んど気子［を有して
からす緻密な焼結体となってかり、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 all air particles, and most of it consisted 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
ｋｇ／ｍｉの圧力を加え、１０分間保持して焼結体を
作或した。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 kg/mi was applied and maintained for 10 minutes to form a sintered body.

この焼結体の比重は５．６３であり、１．５多の気孔率
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あーリ、平均粒度は約
１５ミクロンであった。As a result of microstructural observation, the particles were found to be coarse, with an average particle size of about 15 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Ｓ５５Ｃ調質材である。The workpiece material is carbon steel S55C tempered material.

切削条件は切削速度を１７０ｍ／分と４００ｍ／分の２
種、切込み０．２間、送り９． １ ｍｍ／回転とした
。The cutting conditions are cutting speeds of 170 m/min and 400 m/min.
Seed, depth of cut 0.2, feed 9. 1 mm/rotation.

比較の為に前述のホットプレス体２と市販のＴｉ（Ｃ，
Ｎ）系サーメット３及びＡｌ２０３−ＴｉＣ系のホット
プレス焼結によるセラミック４を用いて、同一条件で切
削した。For comparison, the hot-pressed body 2 and commercially available Ti(C,
Cutting was performed under the same conditions using N)-based cermet 3 and Al203-TiC-based hot press sintered ceramic 4.

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１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 1 of the present invention has a tool flank wear amount that is approximately 1/2 that of the comparative tool at a cutting speed of 170 m/min.
~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或
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.

伺第４図に示したように、切削速度４００ｍ／分といっ
た高速切削でも、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 at high cutting speeds of 400 m/min.

Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）系サーメット３は切削後５分で摩耗巾が
０．２６ｍｍになっていた。The Ti(C,N) based cermet 3 had a wear width of 0.26 mm 5 minutes after cutting.

実施例 ２ 次表の組或に各粉末を配合した。Example 2 Each powder was blended into the following table.

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闘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 cm was directly bonded to a WC-6% Co cemented carbide base material.

尚焼結時の圧力ぱ５５Ｋｂとし温度は１３５０℃で行な
った。The pressure during sintering was 55 Kb and the temperature was 1350°C.

焼結体の組織観察の結果Ａ−ＦはＴｉＮ添加の効果によ
り、すべて平均粒度が０．５ミクロンの微細な組織を有
する焼結体であった。As a result of microstructural observation of the sintered bodies, A to F were all sintered bodies having a fine structure with an average grain size of 0.5 microns due to the effect of TiN addition.

この焼結体の切削性能と靭性を調べた。The cutting performance and toughness of this sintered body were investigated.

比較のために、市販のＴｉ（ＣＮ）系サーメット（第５
図３）、ＪＩＳ分類ＰＩＯ相当のＷＣ基超硬合金（第５
図５）も同時にテストした。For comparison, a commercially available Ti(CN)-based cermet (No.
Fig. 3), WC-based cemented carbide equivalent to JIS classification PIO (No. 5
Figure 5) was also tested at the same time.

１ず耐摩耗テストとして３５５Ｃ相当の鋼調質処理材を
、切削速度１７０ｍ／分切り込み０．２ｍｔｘｔ、送り
０．１１ｒＬｍ／回転の条件で中ぐり加工を行ない、逃
げ面摩耗巾とともに面粗度の測定も行なった。First, as a wear resistance test, a heat-treated steel material equivalent to 355C was bored at a cutting speed of 170 m/min, depth of cut of 0.2 mtxt, and feed rate of 0.11 rLm/rotation, and the flank wear width and surface roughness were measured. Measurements were also made.

壕た靭性試験としてＪＩＳ，ＳＣＭ・３種調質材の丸棒
にＶ形溝を１８００間隔で２ケ所長手方向にもうけ、切
削速度１００ｍ／分切り込み１間、送りＱ，５ｍｉ／回
転で切削した。As a trench toughness test, V-shaped grooves were made in the longitudinal direction of a round bar made of JIS, SCM, Class 3 tempered material at 1800 mm intervals, and cutting was performed at a cutting speed of 100 m/min, depth of cut for 1 period, and feed Q of 5 mi/rotation. .

切削性能の試験結果を第５図に、渣た靭性試験の結果を
第２表に示す。The cutting performance test results are shown in FIG. 5, and the residue toughness test results are shown in Table 2.

切削３０分後の面粗度μぱＡ：４．ＯＢ：４．５，Ｃ：
５．Ｏ．Ｄ：４．５，Ｅ：４．５，Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）サー
メット６．５，ＰＩＯ超硬合金が８μであった。Surface roughness μPaA after 30 minutes of cutting: 4. OB: 4.5, C:
5. O. D: 4.5, E: 4.5, Ti(C,N) cermet 6.5, PIO cemented carbide 8μ.

本発明による焼結体は、耐摩耗性面粗度靭性ともＴｉ
（Ｃ．Ｎ）系サーメットより優れている。The sintered body according to the present invention has excellent wear resistance, surface roughness, and toughness.
(C.N) type cermet.

さらに本発明焼結体は耐摩耗性面粗度はＷＣ基超硬合金
と比較にならないほど良好である。Furthermore, the wear-resistant surface roughness of the sintered body of the present invention is incomparably better than that of WC-based cemented carbide.

１た本発明による焼結体は高融点結合金属であるＷやＭ
ｏの量が減少するほど耐摩耗性は向上し、逆に靭性はＷ
あるいはＭｏが粒界に存在しないＦ焼結体は低く、粒界
にＷあるいはＭｏが存在し始める領域からは急に上昇し
、あとはＷ．ＳるいはＭｏの増加に伴い徐々に良好とな
る傾向がある。1. The sintered body according to the present invention is made of high melting point bonding metals such as W and M.
The wear resistance improves as the amount of o decreases, and on the contrary, the toughness increases as the amount of W decreases.
Alternatively, the F sintered body in which Mo does not exist at the grain boundaries has a low value, but it rises suddenly from the region where W or Mo begins to exist at the grain boundaries, and then the W. The S resistance tends to gradually improve as the Mo content increases.

実施例 ３ 実施例２で作或したＣおよびＥについて切削試験を行な
った。Example 3 A cutting test was conducted on C and E produced in Example 2.

被削材はＳＣＭ３、切削条件としては、切削速度１５０
ｍ／分、送り０．５０ｍｍ／回転、切り込み２間で１０
分切削した。The workpiece material is SCM3, and the cutting conditions are cutting speed 150.
m/min, feed 0.50mm/rotation, 10 between 2 cuts
I cut it by the amount.

比較のため市販のＴｉＣコーティングチップも同時にテ
ストした。For comparison, a commercially available TiC coated chip was also tested at the same time.

その結果を次表に示す。本発明品は市販のＴｉＣコーテ
ィングチップやＴｉ（Ｃ，Ｎ）糸サーメットより優れた
性能を持っている。The results are shown in the table below. The product of the present invention has superior performance to commercially available TiC coated chips and Ti(C,N) thread cermets.

実施例 ４ 平均粒度１μ扉の（Ｔｉ，Ｗ）（Ｃ−Ｎ）粉末７０重量
咎と、平均粒度１μ扉のＷ粉末３０重量幅を超硬合金製
のポットとボールを用いてボールミル混合した。Example 4 70 weights of (Ti, W) (CN) powder with an average particle size of 1 μm and 30 weights of W powder with an average particle size of 1 μm were mixed in a ball mill using a cemented carbide pot and ball.

実施例１と同様にしてＷＣ−６％Ｃｏ超硬合金母材に厚
さ０．８１ｎｒＩＬの硬質焼結体層が直接接合した焼結
体を作製した。In the same manner as in Example 1, a sintered body was produced in which a hard sintered body layer having a thickness of 0.81 nrIL was directly bonded to a WC-6% Co cemented carbide base material.

この焼結体を切断して切削用のチップを作り８４５Ｃを
切削速度２００ｍ／分、送り９．５ｍｍ／回転、切り込
みｌｍｍで２０分間切削した。This sintered body was cut to make cutting chips, and 845C was cut for 20 minutes at a cutting speed of 200 m/min, a feed rate of 9.5 mm/rotation, and a cutting depth of 1 mm.

その結果、本発明の焼結体の逃げ面摩耗巾は０．２５ｍ
ｍであったのに対し、比較材として用いた市販のＴｉ（
Ｃ−Ｎ）系サーメットの逃げ面摩耗巾はＱ， ５ ａｍ
であった。As a result, the flank wear width of the sintered body of the present invention was 0.25 m.
m, whereas commercially available Ti(
The flank wear width of C-N) type cermet is Q, 5 am
Met.

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

第１図ａｎ ｂｓ Ｃｓ ｄはＴｉ−Ｍｏ−Ｃ系の各温
度にわける状態図、第２図はＴｉ−Ｗ−Ｃ系の状態図、
第３図、第４図及び第５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具材料と比較し
たグラフである。 第３，４，５図の記号は次の通りである。 １・・・・・・本発明焼結体、２・・・・・・ＴｉＣホ
ットプレス焼結体、３・・・・・・Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）系サ
ーメット、４・・・・・・Ａｌ２０３・・・・・・Ｔｉ
Ｃ系セラミック、５・・・・・・ＰＩＯ超硬合金。Figure 1 an bs Cs d is a phase diagram divided into various temperatures of the Ti-Mo-C system, Figure 2 is a phase diagram of the Ti-W-C system,
FIGS. 3, 4, and 5 are graphs comparing the performance of the sintered body of the present invention when used as a cutting tool with other known tool materials. The symbols in Figures 3, 4, and 5 are as follows. 1...Sintered body of the present invention, 2...TiC hot-pressed sintered body, 3...Ti(C,N)-based cermet, 4... Al203...Ti
C-based ceramic, 5...PIO cemented carbide.

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釦よび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条以上、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収り、か
つ不純物である酸素の含有量が０．５重量多以下である
硬質焼結体が０．１間以上の厚みで超硬合金母材に結合
されていることを特徴とする工具用焼結体。 ２ （Ｔｉ，Ｗ）Ｃ−Ｗ”！たは（Ｔｉ，Ｍｏ）Ｃ−
Ｍｏの組或を有し、焼結体全体のＷ１たはＭｏの含有量
が（Ｔｉ，Ｗ）Ｃ−Ｗの場合、Ｗが２４重量優以上、８
０重量φ以下、（ Ｔ １ ｓ Ｍ ｏ ） Ｃ一Ｍｏ
の場合、Ｍｏが１４重量多以上、６８重量φ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’ｉ：たは
（Ｔｉｅ Ｍｏ ）（Ｃ，Ｎ）−ＴｉＮ−Ｍｏの組或を
有し、焼結体全体のＷ１たはＭｏの含有量が（Ｔｉ，Ｗ
）（Ｃ，Ｎ）−ＴｉＮ−Ｗの場合、Ｗが２４重量φ以上
、８０重量多以下、（ Ｔ ｉｚ Ｍｏ ）（Ｃ，Ｎ）
ＴｉＮ Ｍｏの場合、Ｍｏが１４重量多以上、６
８重量係以下であり、かつ上記焼結体中に（Ｔｉ，Ｗ）
（Ｃ，Ｎ）又は（ Ｔ ｉｐ Ｍ ｏ ）（Ｃ，Ｎ）の
形で固溶していないＴｉＮの含有量が重量比で１φ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１たはこ
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５φ以上、４０％以下であ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φ以下である硬質焼結体を超硬合
金母材に接合された工具用焼結体を製造するに際し、構
或粉末の大部分が粒度１ミクロン以下の粉末で、主要な
或分である硬質物質の剛性率をＧ、ホットプレス圧力を
σとしたとき、σ＞１０ ＸＧなる圧力下でホット
プレスすることにより、硬質物質の焼結と超硬合金母材
との接合を同時に行う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一Ｗ
ｔたは（Ｔｉ，Ｍｏ）（Ｃ，Ｎ） 一ＴｉＮ＝Ｍｏであ
る特許請求の範囲４項記載の方法にかいてＴｉｃとＷ，
あるいはＴｉＣとＭＯ粉末にＴｉＮを重量比で１φ〜２
０φ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、主要な或分であるＴｉＣの剛性率をＧとし
たとき、σ〉１０−３×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。[Scope of Claims] 1. Carbides, nitrides, or mutual solid solutions or mixtures thereof of groups 4a and 6a of the periodic table and a high melting point metal phase of group 6a are present, and the content of the high melting point metal is A hard sintered body with an atomic ratio of 5 or more and 40% or less, which does not substantially contain a binding metal phase of iron group metal, and where most of the crystal grains in the sintered body are 1 micron or less. A hard sintered body that is smaller than fine particles and has an impurity oxygen content of 0.5% by weight or less is bonded to a cemented carbide base material with a thickness of 0.1% or more. Sintered body for tools. 2 (Ti,W)C-W”! or (Ti,Mo)C-
When the W1 or Mo content of the entire sintered body is (Ti, W)C-W, W is 24% by weight or more, 8
0 weight φ or less, (T 1 s Mo) C-Mo
In the case of , the sintered body according to claim 1, wherein Mo is 14 weight or more and 68 weight φ or less. 3 (Ti,W)(C,N)-TiN-W'i: or (TieMo)(C,N)-TiN-Mo, and the W1 or Mo of the entire sintered body is The content is (Ti, W
)(C,N)-TiN-W, W is 24 weight φ or more and 80 weight or less, (TizMo)(C,N)
In the case of TiN Mo, the weight of Mo is 14 or more, 6
8 weight coefficient or less, and (Ti, W) is present in the sintered body.
The sintered material according to claim 1, wherein the content of TiN that is not dissolved in solid solution in the form of (C,N) or (Tip Mo) (C,N) is 1φ or more and 20% or less in terms of weight ratio. Concretion. 4 Carbides and nitrides of groups 4a and 6a of the periodic table, or mutual solid solutions or mixtures thereof, and a high melting point metal phase of group 6a are present, and the content of this high melting point metal is in atomic ratio. A hard sintered body having a diameter of 5 φ or more and 40% or less, which does not substantially contain a binder phase of iron group metal, and has an impurity oxygen content of 0.5 weight φ or less When manufacturing a sintered body for tools bonded to a cemented carbide base material, most of the powder is powder with a particle size of 1 micron or less, and the rigidity of the hard material, which is the main part, is G, hot A sintered body for tools characterized in that sintering of a hard substance and bonding to a cemented carbide base material are simultaneously performed by hot pressing under a pressure of σ>10XG, where the press pressure is σ. Production method. 5 The hard substance is (Ti, W) (C, N) TiN-W
t or (Ti, Mo) (C, N) - Tic and W,
Alternatively, add TiC and MO powder to TiN at a weight ratio of 1φ to 2
0φ is added, most of the raw material powder is powder with a particle size of 1 micron or less, and when the rigidity modulus of TiC, which is the main part, is G, hot pressing is carried out under a pressure of σ>10-3×G. A method for manufacturing a sintered body for tools, characterized by: