JP2893887B2 - Composite hard alloy material - Google Patents
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Description
【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ この発明は、切削工具等の材料として用いられる複合
硬質合金材に関するものである。Description: TECHNICAL FIELD The present invention relates to a composite hard alloy material used as a material for a cutting tool or the like.
［従来の技術］ 切削工具等の材料として最も一般的には高速度工具鋼
または超硬合金が用いられている。[Prior Art] High-speed tool steel or cemented carbide is most commonly used as a material for a cutting tool or the like.
高速度工具鋼は、主としてCr、Mo、Ｗ、Ｖ、Coおよび
Ｃを合金成分として含有し、Feをマトリックスとする合
金鋼である。高速度工具鋼においては、各合金成分を調
整することにより、工具材料に適した特性を調整すると
同時に、熱処理によってもその特性を変化させることが
できる。一般的に高速度工具鋼は優れた靭性を有するた
め、高い信頼性が要求される切削工具の材料として用い
られている。高速度工具鋼の製造方法としては、溶解鋳
造法や、アトマイズ粉を熱間静水圧プレス処理（HIP,Ho
t isostatic pressing）等によって固める粉末冶金法が
広く用いられている。The high-speed tool steel is an alloy steel mainly containing Cr, Mo, W, V, Co and C as alloy components and Fe as a matrix. In high-speed tool steel, by adjusting each alloy component, characteristics suitable for the tool material can be adjusted, and at the same time, the characteristics can be changed by heat treatment. In general, high-speed tool steel has excellent toughness and is therefore used as a material for cutting tools that require high reliability. Methods for producing high-speed tool steel include melt casting and hot isostatic pressing of atomized powder (HIP, Ho
Powder metallurgy, which is hardened by isostatic pressing, is widely used.
また、上記のように靭性に優れた高速度工具鋼に耐摩
耗性を付加するために、炭化物や窒化物の量を増加させ
る方法が提案されている。たとえば、特開昭55-58350号
公報、特開昭58-181848号公報には、高速度工具鋼粉末
と炭化物、窒化物等の粉末とを混合して焼結する方法
が、マトリックス中に炭化物や窒化物の量を増加させる
方法として提案されている。さらに、特公昭60-18742号
公報には、高速度工具鋼のマトリックス中に極めて微細
なTiN粒子を分散させた材料が提案されている。特開昭6
0-2648号公報、特開昭61-179845号公報には、マトリッ
クス中に極めて微細なTiN粒子が分散させられた高速度
工具鋼と、高速度工具鋼等の合金鋼とが複合された工具
材料が提案されている。Further, in order to add wear resistance to the high-speed tool steel having excellent toughness as described above, a method of increasing the amount of carbide or nitride has been proposed. For example, JP-A-55-58350 and JP-A-58-181848 disclose a method of mixing and sintering a high-speed tool steel powder and a powder of carbide, nitride, or the like. And a method for increasing the amount of nitride. Further, Japanese Patent Publication No. 60-18742 proposes a material in which extremely fine TiN particles are dispersed in a matrix of a high-speed tool steel. JP 6
No. 0-2648, JP-A-61-179845 discloses a tool in which a high-speed tool steel in which extremely fine TiN particles are dispersed in a matrix and an alloy steel such as a high-speed tool steel are combined. Materials have been proposed.
一方、超硬合金は、WC、TiC、TaC、NbC等の炭化物をC
oやNiをベースとして焼結した合金である。この超硬合
金は、靭性という面では高速度工具鋼に劣るが、高摩耗
性に優れているため、高速切削においてその特徴を発揮
する工具材料となる。超硬合金も、その組成によって工
具材料として適した特性を調整することができるが、さ
らにその硬質相の粒径を適宜変えることによってもその
特性を調整することができる。なお、超硬合金は、原材
料としての粉末を混合、プレス、焼結する一連の工程か
らなる粉末冶金的な手法によって製造され得る。On the other hand, cemented carbide converts carbides such as WC, TiC, TaC, and NbC into C
An alloy sintered based on o or Ni. This cemented carbide is inferior to high-speed tool steel in terms of toughness, but is excellent in high wear properties, and therefore becomes a tool material that exhibits its features in high-speed cutting. The properties suitable for a tool material can be adjusted by the composition of the cemented carbide, but the properties can also be adjusted by appropriately changing the particle size of the hard phase. The cemented carbide can be manufactured by a powder metallurgy method including a series of steps of mixing, pressing, and sintering powders as raw materials.
［発明が解決しようとする課題］ 上述のように、高速度工具鋼は靭性に優れるものの、
耐摩耗性が不十分であるため、高速切削に適した工具用
材料として用いることは困難である。高速度工具鋼の耐
摩耗性を向上させるためには、合金成分を増し、マトリ
ックス中の炭化物の量を増加させることが通常の手法と
して用いられる。しかしながら、高速度工具鋼の特徴で
ある優れた靭性を維持したままで、耐摩耗性の向上を達
成することは容易ではない。[Problems to be Solved by the Invention] As described above, although high-speed tool steel has excellent toughness,
Because of insufficient wear resistance, it is difficult to use as a tool material suitable for high-speed cutting. In order to improve the wear resistance of the high speed tool steel, it is usual to increase the alloy composition and increase the amount of carbide in the matrix. However, it is not easy to achieve an improvement in wear resistance while maintaining the excellent toughness characteristic of high-speed tool steel.
すなわち、合金成分を増加させることにより高速度工
具鋼中の炭化物の量は増加し、耐摩耗性は上昇する反
面、靭性の急速な低下が起こる。特に、溶解鋳造法によ
って製造される場合には、高速度工具鋼中における炭化
物の体積はたかだか15体積％程度であり、これを越える
量の炭化物をマトリックス中に含有させると、工具とし
て実用可能な靭性を得ることができない。また、粉末冶
金法によって炭化物の量を多少増加させることができる
が、それでも増加させ得る炭化物の量はたかだか30体積
％程度までである。That is, by increasing the alloying component, the amount of carbide in the high-speed tool steel increases, and the wear resistance increases, but the toughness rapidly decreases. In particular, when manufactured by the melt casting method, the volume of carbide in high-speed tool steel is at most about 15% by volume, and if the amount of carbide in excess of this is contained in the matrix, it can be used as a tool. The toughness cannot be obtained. Although the amount of carbides can be slightly increased by powder metallurgy, the amount of carbides that can be increased is still up to about 30% by volume.
高速度工具鋼粉末に炭化物、窒化物等の粉末を混合
し、焼結する方法によれば、理論上は任意の量の炭化
物、窒化物を含有させることは可能となる。ところが、
この場合においても硬質相を増加させるにつれて靭性の
低下が起きることは不可避である。一般的に、粒径が数
μの粉末を用いて混合し、圧縮成形後、焼結すると、こ
れらの炭化物、窒化物等の硬質セラミックスの量が増え
るにつれて高速度工具鋼の粉末の粒界に炭化物、窒化物
が網目状に集合してしまう。このように、炭化物、窒化
物が集合してしまうと、靭性の低下は許容できない程度
になる。この対策として、炭化物、窒化物をサブミクロ
ンオーダの超微粒にすることも考えられる。しかしなが
ら、このような超微粒子は凝集しやすく、均一に分散さ
せることは容易ではない。そのため、所望の特性を有す
るように、炭化物、窒化物が分散させられた高速度工具
鋼の組織を得ることはできないのが現状である。According to a method of mixing and sintering a powder of a carbide, a nitride or the like with a high-speed tool steel powder, it is theoretically possible to contain an arbitrary amount of a carbide or a nitride. However,
Even in this case, it is inevitable that the toughness decreases as the hard phase increases. In general, powders having a particle size of several μm are mixed, compression-molded, and then sintered.As the amount of these hard ceramics such as carbides and nitrides increases, the grain boundaries of high-speed tool steel powders increase. Carbides and nitrides aggregate in a network. As described above, when the carbides and the nitrides are aggregated, the decrease in toughness is unacceptable. As a countermeasure, it is conceivable to convert carbides and nitrides into ultrafine particles on the order of submicrons. However, such ultrafine particles are easily aggregated, and it is not easy to uniformly disperse them. Therefore, at present, it is impossible to obtain the structure of high-speed tool steel in which carbides and nitrides are dispersed so as to have desired characteristics.
さらに高速度工具鋼においては、弾性係数が後述の超
硬合金より小さいため、切削加工時の変形が大きくな
り、高い精度が要求される工具等の用途には使用するこ
とができないという問題点があった。Furthermore, high-speed tool steel has a problem in that since the elastic modulus is smaller than that of a cemented carbide described later, deformation during cutting becomes large, and it cannot be used for tools and the like that require high precision. there were.
一方、超硬合金は、高速度工具鋼とは異なり、耐摩耗
性に優れているが、十分な靭性を有しない。そのため、
超硬合金は信頼性が要求される工具の材料には適用され
ていない。超硬合金の靭性を向上させる方法として、硬
質相の炭化物を微細にする方法が採用されている。しか
しながら、この方法にも限界があり、得られる靭性は高
速度工具鋼の靭性にははるかに及ばない。通常、超硬合
金中に含まれる炭化物の量は80〜90体積％程度である。
用途によって靭性を高めるために、この炭化物の量を60
体積％程度まで低下させた組成の超硬合金が製造される
が、耐摩耗性が急激に低下し、切削工具の材料として実
用に耐えない。On the other hand, cemented carbide differs from high-speed tool steel in that it has excellent wear resistance but does not have sufficient toughness. for that reason,
Cemented carbides have not been applied to tool materials that require reliability. As a method of improving the toughness of a cemented carbide, a method of making carbides in a hard phase finer has been adopted. However, this method is also limited, and the toughness obtained is far below that of high speed tool steels. Usually, the amount of carbide contained in the cemented carbide is about 80 to 90% by volume.
To increase toughness depending on the application, the amount of this carbide
Although a cemented carbide having a composition reduced to about volume% is produced, the wear resistance is rapidly reduced, and the material is not practical for a cutting tool material.
以上のように、従来の切削工具用材料として用いられ
る高速度工具鋼および超硬合金は、それぞれ欠点を有
し、実用上、それらの欠点を生じさせない条件下でしか
使用することができない。そのため、高速度工具鋼また
は超硬合金の特性を十分発揮することができないという
問題点があった。As described above, the high-speed tool steel and the cemented carbide used as the conventional cutting tool materials have disadvantages, respectively, and can be used only under conditions that do not cause these disadvantages in practical use. Therefore, there is a problem that the characteristics of high-speed tool steel or cemented carbide cannot be sufficiently exhibited.
そこで、この発明の目的は、高速度工具鋼の特徴であ
る優れた靭性を維持すると同時に、耐摩耗性を大幅に向
上させた複合硬質合金材を提供することである。Therefore, an object of the present invention is to provide a composite hard alloy material that maintains excellent toughness, which is a feature of high-speed tool steel, and has significantly improved wear resistance.
［課題を解決するための手段］ この発明に従った複合硬質合金材は、窒素含有チタン
基焼結合金からなる中心部分と、その中心部分を包囲
し、焼結合金鋼からなる外周部分とを備える。窒素含有
チタン基焼結合金は、原子比でTiを0.45以上0.95以下、
MoおよびＷの少なくともいずれかを0.045以上0.3以下な
らびにZr、Hf、Ｖ、Nb、TaおよびCrからなる群より選ば
れた少なくとも１種を0.005以上0.3以下含む金属元素
と、原子比でＣを0.1以上0.9以下およびＮを0.1以上0.9
以下含む非金属元素との化合物からなる硬質分散相を含
む。また、窒素含有チタン基焼結合金は、その硬質分散
相を結合するためにFe、CoおよびNiの少なくとも１種以
上を含む結合金属を3.0重量％以上40.0重量％以下含有
する。外周部分を構成する焼結合金鋼は第１の硬質相
と、第２の硬質相と、結合相とからなる。第１の硬質相
は、外周部分において15体積％以上60体積％以下含有さ
れ、粒径が0.3μｍ以下のTiN粒子からなる。第２の硬質
相は、外周部分において１体積％以上10体積％以下含有
され、粒径が１μｍ以上３μｍ以下のTiN粒子からな
る。結合相は、外周部分において30体積％以上84体積％
以下含有され、第１の硬質相および第２の硬質相をその
中に分散し、結合するための合金鋼からなる。その合金
鋼は、Crを2.5重量％以上4.5重量％以下、Moを1.5重量
％以上5.0重量％以下、Ｗを2.0重量％以上6.0重量％以
下、Ｃを0.3重量％以上1.2重量％以下、Coを1.5重量％
以上15重量％以下、Mnを0.5重量％以下、Siを0.5重量％
以下含有し、その残部がFeおよび不可避不純物からな
る。中心部分と外周部分との間の中間部分は、中心部分
の組成から外周部分の組成へと連続的または段階的に変
化する組成を有する。この中間部分は、100μｍ以上5mm
以下の厚みを有するのが好ましい。[Means for Solving the Problems] A composite hard alloy material according to the present invention comprises a central portion made of a nitrogen-containing titanium-based sintered alloy and an outer peripheral portion surrounding the central portion and made of a sintered alloy steel. Prepare. Nitrogen-containing titanium-based sintered alloy, Ti in atomic ratio 0.45 or more and 0.95 or less,
A metal element containing at least one of Mo and W from 0.045 to 0.3 and at least one selected from the group consisting of Zr, Hf, V, Nb, Ta and Cr; Not less than 0.9 and N is not less than 0.1 and not more than 0.9
It includes a hard dispersed phase composed of a compound with a non-metallic element including: Further, the nitrogen-containing titanium-based sintered alloy contains 3.0% by weight or more and 40.0% by weight or less of a bonding metal containing at least one of Fe, Co, and Ni in order to bond the hard dispersed phase. The sintered alloy steel constituting the outer peripheral portion includes a first hard phase, a second hard phase, and a binder phase. The first hard phase is comprised of TiN particles having a content of 15% by volume or more and 60% by volume or less in the outer peripheral portion and having a particle size of 0.3 μm or less. The second hard phase is composed of TiN particles having a content of 1% by volume or more and 10% by volume or less in the outer peripheral portion and a particle size of 1 μm or more and 3 μm or less. 30% by volume or more and 84% by volume in the outer periphery
In the following, it is composed of an alloy steel for dispersing and bonding the first hard phase and the second hard phase therein. The alloy steel is composed of 2.5% to 4.5% by weight of Cr, 1.5% to 5.0% by weight of Mo, 2.0% to 6.0% by weight of W, 0.3% to 1.2% by weight of C, Co 1.5% by weight
15% by weight or less, Mn 0.5% by weight or less, Si 0.5% by weight
It contains below, and the balance consists of Fe and inevitable impurities. The intermediate portion between the central portion and the outer peripheral portion has a composition that changes continuously or stepwise from the composition of the central portion to the composition of the outer peripheral portion. This middle part is more than 100μm and 5mm
It preferably has the following thickness.
好ましくは、焼結合金鋼中のTiN中におけるTiの50原
子％以下は、Zr、Hf、Ｖ、Nb、Ta、Cr、Mo、Ｗ、Alおよ
びSiよりなる群から選ばれた１種以上の元素で置換され
ていればよい。Preferably, 50 atomic% or less of Ti in TiN in the sintered alloy steel is at least one selected from the group consisting of Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Al and Si. What is necessary is just to be substituted by the element.
また、好ましくは、焼結合金鋼中のTiN中におけるＮ
の50原子％以下は、Ｂ、ＣおよびＯよりなる群から選ば
れた１種以上の元素で置換されていればよい。さらに、
焼結合金鋼からなる外周部分の厚みは、複合硬質合金材
の全体の厚みの0.05以上0.3以下であればよい。Further, preferably, N 2 in TiN in the sintered alloy steel is used.
50% by atom or less may be substituted with at least one element selected from the group consisting of B, C and O. further,
The thickness of the outer peripheral portion made of the sintered alloy steel may be 0.05 to 0.3 of the entire thickness of the composite hard alloy material.
窒素含有チタン基焼結合金の結合金属におけるFe、Co
およびNiの40原子％以下は、Cr、MoおよびＷからなる群
より選ばれた少なくとも１種以上の金属で置換されてい
てもよい。Fe and Co in bonding metals of nitrogen-containing titanium-based sintered alloys
And 40 at% or less of Ni may be substituted with at least one or more metals selected from the group consisting of Cr, Mo and W.
窒素含有チタン基焼結合金の硬質分散相は、Tiの炭化
物、窒化物および炭窒化物の１種以上、MoおよびＷの少
なくともいずれかの炭化物、Zr、Hf、Ｖ、Nb、Ta、およ
びCrからなる群より選ばれた少なくとも１種の炭化物、
窒化物および炭窒化物の１種以上を含んでいてもよい。
この硬質分散相は、上記金属元素と上記非金属元素とか
ら構成される固溶体を含んでいてもよい。The hard dispersed phase of the nitrogen-containing titanium-based sintered alloy is at least one of carbides, nitrides and carbonitrides of Ti, carbides of at least one of Mo and W, Zr, Hf, V, Nb, Ta, and Cr. At least one carbide selected from the group consisting of
It may contain one or more of nitride and carbonitride.
The hard dispersed phase may include a solid solution composed of the metal element and the non-metal element.
［作用］ この発明に従った複合硬質合金材によれば、外周部分
を構成する焼結合金鋼中に分散させられる硬質相として
のTiN粒子は、高速度工具鋼のみでは不足する耐摩耗性
を高める。TiNは、ビッカース硬さでHv2000kg/mm2程度
であり、一般的な高速度工具鋼のHv800〜1000kg/mm2の
２倍以上の硬さを有する。この硬質のTiNを分散させる
ことにより、高速度工具鋼の硬さはHvl000kg/mm2以上に
なり、耐摩耗性の著しい向上が達成される。また、TiN
は、鋼との反応性が少なく、切削時の凝着摩耗を抑制
し、切削面の面粗度を向上させる。[Function] According to the composite hard alloy material according to the present invention, the TiN particles as the hard phase dispersed in the sintered alloy steel constituting the outer peripheral portion have a wear resistance that is insufficient with only high-speed tool steel. Enhance. TiN has a Vickers hardness of about Hv2000 kg / mm 2 , and has twice or more the hardness of Hv 800 to 1000 kg / mm 2 of general high-speed tool steel. By dispersing this hard TiN, the hardness of the high-speed tool steel becomes Hvl 000 kg / mm 2 or more, and remarkable improvement in wear resistance is achieved. Also, TiN
Has low reactivity with steel, suppresses adhesive wear during cutting, and improves the surface roughness of the cut surface.
この硬質相としてのTiNを高速度工具鋼中に分散させ
るのに、従来の技術によれば、TiN粒子が大きいため、T
iNの量が増えると強度の急激な低下が生じていた。これ
に対し、本発明によれば、TiN粒子の粒径を0.3μｍ以下
に抑えることにより、TiN粒子は均一かつ微細に分散
し、強度低下の軽減が可能となる。In order to disperse TiN as a hard phase in high-speed tool steel, according to the conventional technology, TiN particles are large,
As the amount of iN increased, the intensity decreased sharply. On the other hand, according to the present invention, by suppressing the particle size of the TiN particles to 0.3 μm or less, the TiN particles are uniformly and finely dispersed, and the reduction in strength can be reduced.
基本となる硬質層としてのTiN粒子は、上記のように
微細に分散することが必要である。しかしながら、一部
の硬質相としてのTiN粒子を、１μｍ以上の一定の粒径
を有するように分散させることにより、マトリックス中
に発生した亀裂が進展するのを抑えることが可能にな
り、その結果、破壊靭性値が向上する。また、このよう
な１μｍ以上の粒径を有するTiN粒子の存在により、す
き取り磨耗が抑えられる。このような粗粒のTiN粒子の
粒径は、１μｍ未満では上記の効果が十分でなく、３μ
ｍを越えると強度の低下が生ずる。また、粗粒のTiN粒
子の量が１体積％未満では上記の効果が発揮できず、10
体積％を越えると上述のように強度が急激に低下する。
なお、粒径が0.3μｍ以下のTiN粒子の量は15体積％以上
60体積％以下であることが適切である。15体積％未満で
は、TiNを硬質相として分散させることによる耐摩耗性
の向上という効果が小さく、60体積％を越えると靭性が
やや低下する。The TiN particles as the basic hard layer need to be finely dispersed as described above. However, by dispersing TiN particles as a part of the hard phase so as to have a constant particle size of 1 μm or more, it becomes possible to suppress the cracks generated in the matrix from growing, and as a result, The fracture toughness value is improved. In addition, the presence of such TiN particles having a particle size of 1 μm or more suppresses abrasion and abrasion. If the particle size of such coarse TiN particles is less than 1 μm, the above effect is not sufficient, and
If it exceeds m, the strength will decrease. On the other hand, if the amount of coarse TiN particles is less than 1% by volume, the above effect cannot be exhibited, and
When the content exceeds the volume percentage, the strength sharply decreases as described above.
The amount of TiN particles having a particle size of 0.3 μm or less is 15% by volume or more.
Suitably it is below 60% by volume. If it is less than 15% by volume, the effect of improving wear resistance by dispersing TiN as a hard phase is small, and if it exceeds 60% by volume, toughness is slightly reduced.
一方、上記の硬質相をその中に分散し、結合するため
の結合相は、高速度工具鋼の焼入時におけるマトリック
ス組成に近いものである。基本的には、焼入処理によっ
て一次炭化物を析出させない組成にすることが最も重要
である。高速度工具鋼によってもたらされる靭性は、こ
のマトリックス組成によって得られるものである。本発
明においても、このマトリックス組成を採用することに
より、最大の効果を得ることができる。Fe以外の合金成
分が、規定される下限値未満では十分な強度を得ること
ができず、上限値を越えると靭性が低下する。On the other hand, the binder phase for dispersing and bonding the hard phase therein is close to the matrix composition at the time of quenching of the high-speed tool steel. Basically, it is most important that the composition be such that primary carbides are not precipitated by quenching. The toughness provided by the high speed tool steel is provided by this matrix composition. Also in the present invention, the maximum effect can be obtained by adopting this matrix composition. If the alloy component other than Fe is less than the specified lower limit, sufficient strength cannot be obtained, and if it exceeds the upper limit, the toughness decreases.
マトリックス中に分散させられる硬質相は、TiNを主
成分としこれに結合相マトリックスの成分がある程度固
溶したものでもよい。また、TiN中のTiの50原子％まで
をZr、Hf、Ｖ、Nb、Ta、Cr、Mo、Ｗ、AlおよびSiの群か
ら選ばれた１種以上の元素で置換することが可能であ
る。同様に、TiN中のＮの50原子％までをＢ、Ｃおよび
Ｏよりなる群から選ばれた１種以上の元素で置換するこ
とも可能である。これらの置換は、合金の耐熱性、耐摩
耗性、靭性等の向上に効果がある。しかしながら、50原
子％を越える置換はTiNの特性を損なうことになるので
好ましくない。The hard phase dispersed in the matrix may be one in which TiN is a main component and the components of the binder phase matrix are dissolved to some extent. It is also possible to replace up to 50 atomic% of Ti in TiN with one or more elements selected from the group consisting of Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Al and Si. . Similarly, up to 50 atomic% of N in TiN can be replaced with one or more elements selected from the group consisting of B, C and O. These substitutions are effective in improving the heat resistance, wear resistance, toughness and the like of the alloy. However, substitution exceeding 50 atomic% is not preferred because it impairs the properties of TiN.
上述のように構成される焼結合金鋼は、それ自体でも
切削工具等の工具材料として満足する特性を発揮し得
る。しかし、上記の焼結合金鋼を外周部分として用いる
複合化の手法を導入することにより、一層の性能向上を
図ることができる。このことは、本願発明者によって明
らかにされており、特願平1-339982号に開示されてい
る。その開示内容によれば、芯材として超硬合金を採用
することにより、工具材料全体としての剛性を大幅に改
善することが可能となる。その結果、工具の加工精度が
向上するとともに、その工具によって加工された面の面
粗度が良好になる。The sintered alloy steel configured as described above can exhibit satisfactory properties as a tool material such as a cutting tool by itself. However, the performance can be further improved by introducing a compounding method using the above-mentioned sintered alloy steel as the outer peripheral portion. This has been clarified by the inventor of the present application and is disclosed in Japanese Patent Application No. 1-339982. According to the disclosure, by employing a cemented carbide as the core material, the rigidity of the entire tool material can be significantly improved. As a result, the processing accuracy of the tool is improved, and the surface roughness of the surface processed by the tool is improved.
しかしながら、超硬合金は、外周部分を構成する焼結
合金鋼との間の熱膨張係数の差がかなり大きい。そのた
め、接合や熱処理時の加熱、冷却の際に発生する熱応力
が無視できないはど大きくなることが本願発明者によっ
て明らかにされた。そこで、本願発明は、中心部分に窒
素含有チタン基焼結合金、いわゆるTiベースのサーメッ
ト合金を採用することにより、接合や熱処理時に発生す
る熱応力が緩和されるという本願発明者の知見に基づく
ものである。サーメット合金は超硬合金と高速度工具鋼
との中間の熱膨張係数を有しているので、熱応力の緩和
に有効に働く。However, the cemented carbide has a considerably large difference in the coefficient of thermal expansion from the sintered alloy steel constituting the outer peripheral portion. For this reason, the inventors of the present application have clarified that thermal stress generated during heating and cooling during bonding and heat treatment cannot be ignored but increases. Therefore, the present invention is based on the inventor's finding that the thermal stress generated during bonding and heat treatment is reduced by employing a nitrogen-containing titanium-based sintered alloy, a so-called Ti-based cermet alloy, in the center. It is. Cermet alloys have an intermediate thermal expansion coefficient between cemented carbide and high-speed tool steel, and thus effectively work to reduce thermal stress.
一方、サーメット合金は、超硬合金と比較するとヤン
グ率がやや低く、工具の剛性を向上させるという観点か
らは不利となる。それでも、外周部分を構成する焼結合
金鋼と比べると十分に高い剛性を有しているので、本発
明の上記効果を損なうことはない。On the other hand, the cermet alloy has a slightly lower Young's modulus than the cemented carbide, and is disadvantageous from the viewpoint of improving the rigidity of the tool. Nevertheless, since it has sufficiently high rigidity as compared with the sintered alloy steel constituting the outer peripheral portion, the above effects of the present invention are not impaired.
このように中心部分にTiベースのサーメット合金を採
用することにより、中心部分と外周部分との熱膨張係数
差はある程度解決され得る。しかしながら、中心部分を
構成するサーメット合金、外周部分を構成する焼結合金
鋼それぞれの組成を両者の最良の性能が発揮され得るよ
うに選択すると、両者の特性値がいくぶんか異なってい
るため、両者を接合した場合にその界面に歪みが生じ、
亀裂や割れなどの欠陥が発生するという問題を回避する
ことは困難である。そこで、この発明によれば、両者の
組成と特性とを連続的または段階的に変化させた中間層
を介在させることにより、上記の問題が解決されてい
る。好ましくは、この中間層の厚みが、100μｍ以上5mm
以下の範囲で適宜選択され得る。中間層の厚みが100μ
ｍ未満では上記のような中間層を介在させる効果が認め
られず、5mmを越えると中間層の存在の意義が薄れる。By employing a Ti-based cermet alloy for the central portion in this way, the difference in thermal expansion coefficient between the central portion and the outer peripheral portion can be solved to some extent. However, if the respective compositions of the cermet alloy constituting the central portion and the sintered alloy steel constituting the outer peripheral portion are selected so that the best performances of the two can be exhibited, the characteristic values of the two are somewhat different. When joining, distortion occurs at the interface,
It is difficult to avoid the problem that defects such as cracks and cracks occur. Therefore, according to the present invention, the above problem is solved by interposing an intermediate layer in which the composition and characteristics of both are changed continuously or stepwise. Preferably, the thickness of the intermediate layer is 100 μm or more and 5 mm
It can be appropriately selected in the following range. The thickness of the intermediate layer is 100μ
If it is less than m, the effect of interposing the intermediate layer as described above is not recognized, and if it exceeds 5 mm, the significance of the existence of the intermediate layer is diminished.
外周部分は、上述の焼結合金鋼によって構成されるの
で、高速度工具鋼の有する靭性を維持したまま、耐摩耗
性が向上した切削工具用の刃先が得られる。なお、焼結
合金鋼の表面に硬質セラミックスの皮膜をコーティング
すると、さらに性能を向上させる上でよい結果をもたら
す。この皮膜の材料としてはTiNが好ましいが、TiCある
いはTi（CN）を用いてもよく、さらにその上にAl2O3を
被覆してもよい。Since the outer peripheral portion is made of the above-described sintered alloy steel, it is possible to obtain a cutting tool edge with improved wear resistance while maintaining the toughness of the high-speed tool steel. When the surface of the sintered alloy steel is coated with a hard ceramic film, good results can be obtained for further improving the performance. As a material of this film, TiN is preferable, but TiC or Ti (CN) may be used, and further, Al 2 O 3 may be coated thereon.
ここでいう焼結合金鋼は、固相焼結、液相焼結のいず
れの方法によるものでもよいが、粒成長抑制の観点から
は固相焼結の方が好ましい。The sintered alloy steel mentioned here may be obtained by any of solid phase sintering and liquid phase sintering, but solid phase sintering is more preferable from the viewpoint of suppressing grain growth.
［実施例］ 第１図は、この発明に従った複合硬質合金材を概念的
に示す断面図である。この図によれば、焼結合金鋼から
なる外周部分１は、窒素含有チタン基焼結合金からなる
中心部分２を包囲している。外周部分１と中心部分２と
の間には、組成が連続的または段階的に変化させられた
中間部分３が介在している。Embodiment FIG. 1 is a sectional view conceptually showing a composite hard alloy material according to the present invention. According to this figure, an outer peripheral portion 1 made of a sintered alloy steel surrounds a central portion 2 made of a nitrogen-containing titanium-based sintered alloy. Between the outer peripheral portion 1 and the central portion 2, an intermediate portion 3 whose composition is changed continuously or stepwise is interposed.
実施例１ Tiベースのサーメット合金からなる棒の外周に、後述
のサーメット合金の組成から焼結合金鋼の組成まで連続
的に組成を変化させた合金相が溶射被覆された。サーメ
ット合金の組成は、TiCN（原子比C/N＝5/5）が68重量
％、WCが12.5重量％、TaCが6.0重量％、Coが13.5重量％
であった。また、サーメット合金の棒の直径は4mm、長
さは200mmであった。溶射被覆処理は、供給される粉末
の組成を順次代えていくことにより、所望の組成になる
ように調整して行なわれた。このようにして溶射被覆さ
れたサーメット合金からなる棒の外周に、所定の組成を
有する合金鋼粉末が被覆させられた後、冷間静水圧成形
（CIP,cold isostatic pressing）により成形された。
合金鋼粉末の組成は、硬質相として平均粒径0.2μｍのT
iN粒子が35体積％、平均粒径0.18μｍのVC粒子が10体積
％、平均粒径2.5μｍのTiN粒子が５体積％、結合相とし
ての高速度工具鋼の粉末が50体積％であった。高速度工
具鋼の粉末の組成は。Crが4.0重量％、Moが3.5重量％、
Ｗが2.0重量％、Coが8.5重量％、Ｃが0.5重量％、その
残部がFeと不可避不純物であった。Example 1 An alloy phase whose composition was continuously changed from the composition of a cermet alloy to the composition of a sintered alloy steel described later was spray-coated on the outer periphery of a rod made of a Ti-based cermet alloy. The composition of the cermet alloy is as follows: 68% by weight of TiCN (atomic ratio C / N = 5/5), 12.5% by weight of WC, 6.0% by weight of TaC, 13.5% by weight of Co
Met. The diameter of the rod of the cermet alloy was 4 mm and the length was 200 mm. The thermal spray coating treatment was carried out by adjusting the composition of the supplied powder in order to obtain a desired composition. After the alloy steel powder having a predetermined composition was coated on the outer periphery of the bar made of the cermet alloy coated with the thermal spray coating in this manner, the rod was formed by cold isostatic pressing (CIP).
The composition of the alloy steel powder is T
35% by volume of iN particles, 10% by volume of VC particles having an average particle size of 0.18 μm, 5% by volume of TiN particles having an average particle size of 2.5 μm, and 50% by volume of high-speed tool steel powder as a binder phase. . What is the powder composition of high speed tool steel? 4.0% by weight of Cr, 3.5% by weight of Mo,
W was 2.0% by weight, Co was 8.5% by weight, C was 0.5% by weight, and the balance was Fe and inevitable impurities.
このようにして、厚み2mmの合金鋼粉末からなる外周
部分が形成された。この成形体を軟鋼製の筒状容器に入
れ、脱気処理を施しながら、温度500℃まで加熱し、真
空封止された。その後、この成形体に熱間静水圧成形
（HIP）処理が施された。熱間静水圧成形処理の条件
は、温度1130℃において、圧力媒体として用いられるAr
ガスの気圧を1000kg/cm2とした。このようにして得られ
た焼結体から直径6mmのドリルが試作された。このドリ
ルの断面組織においては、中心部分に直径4mmのサーメ
ット合金からなる部分が位置し、その外周を、厚み0.5m
mの中間層を介在させて、焼結合金鋼からなる部分が0.5
mmの厚みで取り囲んでいた。ドリルには、所定の溝と刃
先が成形された。Thus, an outer peripheral portion made of the alloy steel powder having a thickness of 2 mm was formed. This compact was placed in a mild steel cylindrical container, heated to a temperature of 500 ° C. while being subjected to degassing treatment, and vacuum-sealed. Thereafter, the molded body was subjected to hot isostatic pressing (HIP). The conditions of the hot isostatic pressing process are as follows: at a temperature of 1130 ° C., Ar used as a pressure medium
The gas pressure was 1000 kg / cm 2 . A drill having a diameter of 6 mm was prototyped from the thus obtained sintered body. In the cross-sectional structure of this drill, a part made of a cermet alloy with a diameter of 4 mm is located at the center, and the outer periphery is 0.5 m thick.
With an intermediate layer of m
Surrounded by a thickness of mm. The drill was formed with predetermined grooves and cutting edges.
比較のため、中心部分にサーメット合金を含まない焼
結合金鋼製のドリルが試作された。本発明品および比較
品の試作ドリルと市販の超硬合金製および高速度工具鋼
製のドリルを用いて切削試験が行なわれた。切削条件は
以下のとおりであった。For comparison, a drill made of sintered alloy steel containing no cermet alloy in the center was prototyped. Cutting tests were performed using prototype drills of the present invention and comparative products, and commercially available drills made of cemented carbide and high-speed tool steel. The cutting conditions were as follows.
試作材:S45C 切削速度:60m/min 送り速度:0.25mm/rev 加工深さ:20mm 切削試験の結果は第１表に示される。Prototype material: S45C Cutting speed: 60m / min Feeding speed: 0.25mm / rev Working depth: 20mm The cutting test results are shown in Table 1.
試験結果によれば、超硬合金からなるドリルでは、加
工穴数が少ない初期においては摩耗が小さいが、加工穴
数が多くなると、刃先に微妙なチッピングが発生し、こ
れが原因となって摩耗が大きくなることが認められた。
また、比較品では、本発明品と比べてやや劣っていた。
加工された穴の拡大代で比較すると、本発明品が20μｍ
程度であったのに対し、比較品は60μｍ程度であった。 According to the test results, in the drill made of cemented carbide, the wear is small in the early stage when the number of drilled holes is small, but when the number of drilled holes is large, subtle chipping occurs at the cutting edge, which causes wear. It was found to grow.
The comparative product was slightly inferior to the product of the present invention.
Compared with the enlargement allowance of the processed hole, the product of the present invention is 20μm
On the other hand, the comparative product was about 60 μm.
実施例２ 所定の組織形態を有する硬質相粒子が40体積％、平均
粒径2.3μｍのTiN粒子が10体積％、高速度工具鋼のマト
リックスが50体積％になるように各粒子が均一に分散し
た合金鋼粉末と、サーメット合金粉末とが準備された。
硬質相粒子は、TiN粒子の周囲を（TiWMo）（CN）の固溶
体が取り囲むように形成された組織形態を有していた。
この硬質相粒子の平均粒径は0.12μｍであり、TiN粒子
の周囲を取り囲む固溶体の厚みは0.02μｍであった。マ
トリックスを構成する高速度工具鋼の組成は、Crが3.8
重量％、Moが5.5重量％、Ｗが2.5重量％、Coが10・０重
量％、Ｃが0.45重量％、その残部がFeと不可避不純物で
あった。また、サーメット合金の粉末の組成は、TiCN
（原子比C/N＝3/7）が60重量％、Mo2Cが8.5重量％、WC
が10重量％、TaNが5.5重量％、Coが８重量％、Niが８重
量％であった。Example 2 Each of the particles is uniformly dispersed such that 40% by volume of hard phase particles having a predetermined texture are 10% by volume of TiN particles having an average particle diameter of 2.3 μm, and 50% by volume of a matrix of a high speed tool steel. The prepared alloy steel powder and cermet alloy powder were prepared.
The hard phase particles had a structure morphology formed such that a solid solution of (TiWMo) (CN) surrounded the TiN particles.
The average particle size of the hard phase particles was 0.12 μm, and the thickness of the solid solution surrounding the periphery of the TiN particles was 0.02 μm. The composition of the high-speed tool steel that constitutes the matrix is Cr of 3.8
% By weight, Mo was 5.5% by weight, W was 2.5% by weight, Co was 10.0% by weight, C was 0.45% by weight, and the balance was Fe and inevitable impurities. The composition of the cermet alloy powder is TiCN
(Atomic ratio C / N = 3/7) 60% by weight, Mo 2 C 8.5% by weight, WC
Was 10% by weight, TaN was 5.5% by weight, Co was 8% by weight, and Ni was 8% by weight.
合金鋼粉末とサーメット合金粉末とは、第２表で示さ
れる割合で混合された。The alloy steel powder and the cermet alloy powder were mixed at the ratios shown in Table 2.
焼結されたサーメット合金の上に、混合粉末１、混合
粉末２、合金鋼粉末の順に粉末を置いた後、加圧成形さ
れた。得られた成形体は、窒素分圧20Torrの雰囲気中で
焼結された。このようにして得られた複合硬質合金材か
ら丸棒が切出された。、丸棒からは、エンドミル用の所
定の形状を有する切削工具を作製した。この切削工具を
用いて、以下の条件で切削試験を行なった。 The powder was placed on the sintered cermet alloy in the order of mixed powder 1, mixed powder 2, and alloy steel powder, and then pressed and formed. The obtained compact was sintered in an atmosphere having a nitrogen partial pressure of 20 Torr. A round bar was cut out from the composite hard alloy material thus obtained. From the round bar, a cutting tool having a predetermined shape for an end mill was produced. Using this cutting tool, a cutting test was performed under the following conditions.
試作材:SUJ2（HRC 30） 切削速度:80m/min 送り速度:0.20mm/1刃 加工幅:10mm 加工深さ:30mm 切削試験結果によれば、本発明に従った複合硬質合金
材からなるエンドミルを用いれば、特に問題なく加工が
可能であり、加工された溝の側面の鉛直線からのずれ
は、最大でも0.06mと極めて高精度であった。なお、比
較のため、超硬合金、高速度工具鋼からなるエンドミル
を用いると、切削することが全くできなかった。Prototype material: SUJ2 (H RC 30) Cutting speed: 80m / min Feeding speed: 0.20mm / tooth Cutting width: 10mm Working depth: 30mm According to the cutting test results, it is composed of the composite hard alloy material according to the present invention If an end mill was used, machining could be performed without any problem, and the deviation of the side face of the machined groove from the vertical line was extremely high, at most 0.06 m. For comparison, when an end mill made of a cemented carbide and a high-speed tool steel was used, no cutting was possible.
実施例３ 第３表に示される組成の窒素含有チタン基焼結合金を
作製し、これを中心にした複合硬質合金材を実施例１と
同様の外周材および製造方法を用いて試作した。なお、
同時に組成が本発明の範囲から外れた窒素含有チタン基
焼結合金を用いて複合硬質合金材を試作し、比較例とし
た。Example 3 A nitrogen-containing titanium-based sintered alloy having the composition shown in Table 3 was produced, and a composite hard alloy material centered on the titanium-based sintered alloy was produced using the same outer peripheral material and manufacturing method as in Example 1. In addition,
At the same time, a composite hard alloy material was experimentally produced using a nitrogen-containing titanium-based sintered alloy whose composition was out of the range of the present invention, and was used as a comparative example.
第３表から明らかなように、本発明品はすべて良好に
接合が達成され、実際の切削テストにおいても十分耐え
得ることが確認できた。一方、比較品においては満足で
きる窒素含有チタン基焼結合金を得ることができなかっ
た。As is evident from Table 3, it was confirmed that all of the products of the present invention achieved good joining and were sufficiently durable in actual cutting tests. On the other hand, in the comparative product, a satisfactory nitrogen-containing titanium-based sintered alloy could not be obtained.
第３表の比較品において、Tiの量が本発明で規定され
る範囲内の値より小さい試料No.9によれば接合に際して
冷却時に割れが発生した。また、Tiの量が本発明で規定
される範囲内の値よりも大きい試料No.10によれば、靭
性が不十分だった。In the comparative products in Table 3, according to Sample No. 9 in which the amount of Ti was smaller than the value within the range specified in the present invention, cracks occurred during cooling during joining. Further, according to Sample No. 10 in which the amount of Ti is larger than the value within the range specified in the present invention, the toughness was insufficient.
結合金属の量が本発明で規定される範囲内の値よりも
小さい試料No.11によれば、接合時に割れが発生した。
また、結合金属の量が本発明で規定される範囲内の値よ
りも大きい試料No.12によれば、十分な剛性が得られな
かった。結合金属中のCr、Mo、Ｗの量が多すぎる試料N
o.13では、焼結が良好に行なわれず、巣が発生した。According to Sample No. 11 in which the amount of the bonding metal was smaller than the value within the range specified in the present invention, cracks occurred during bonding.
Further, according to Sample No. 12, in which the amount of the binding metal was larger than the value within the range specified in the present invention, sufficient rigidity could not be obtained. Sample N with too much Cr, Mo, W in the bonding metal
In the case of o.13, sintering was not performed well, and nests were generated.
［発明の効果］ 以上のように、この発明によれば、高速度工具鋼の靭
性を維持した状態で、その耐摩耗性を超硬合金に匹敵す
るレベルまで向上させた合金材を得ることができる。ま
た、切削工具として使用した場合、剛性が高く、高い精
度の切削加工が可能となる。そのため、この発明の複合
硬質合金材は、切削工具用材料に用いられることによ
り、切削加工の能率向上、信頼性の向上に貢献すること
ができる。 [Effects of the Invention] As described above, according to the present invention, it is possible to obtain an alloy material whose wear resistance has been improved to a level comparable to that of a cemented carbide while maintaining the toughness of a high-speed tool steel. it can. In addition, when used as a cutting tool, rigidity is high, and high precision cutting can be performed. Therefore, by using the composite hard alloy material of the present invention as a material for a cutting tool, it is possible to contribute to an improvement in the efficiency and reliability of the cutting process.
第１図は、この発明に従った複合硬質合金材を概念的に
示す断面図である。FIG. 1 is a sectional view conceptually showing a composite hard alloy material according to the present invention.
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 29/16 Ｃ２２Ｃ 29/16 Ｈ 38/00 ３０４ 38/00 ３０４ 38/30 38/30 (56)参考文献 特開 平３−202403（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−202404（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−2648（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−179845（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−54143（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−43112（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) B22F 3/00 - 7/08 C22C 1/05,29/04,29/16 B23B 27/14 B32B 15/01 ──────────────────────────────────────────────────続 き Continued on the front page (51) Int.Cl. 6 Identification symbol FI C22C 29/16 C22C 29/16 H 38/00 304 38/00 304 38/30 38/30 (56) References JP-A-202403 (JP, A) JP-A-3-202404 (JP, A) JP-A-60-2648 (JP, A) JP-A-61-179845 (JP, A) JP-A-3-54143 (JP, A) JP-A-3-43112 (JP, A) (58) Fields investigated (Int. Cl. 6 , DB name) B22F 3/00-7/08 C22C 1 / 05,29 / 04,29 / 16 B23B 27 / 14 B32B 15/01
Claims (8)
分と、 前記中心部分を包囲し、焼結合金鋼からなる外周部分と
を備え、 前記窒素含有チタン基焼結合金は、原子比でTiを0.45以
上0.95以下、MoおよびＷの少なくともいずれかを0.045
以上0.3以下ならびにZr、Hf、Ｖ、Nb、TaおよびCrから
なる群より選ばれた少なくとも１種を0.005以上0.3以下
含む金属元素と、原子比でＣを0.1以上0.9以下およびＮ
を0.1以上0.9以下含む非金属元素との化合物からなる硬
質分散相を含み、その硬質分散相を結合するためにFe、
CoおよびNiの少なくとも１種以上を含む結合金属を3.0
重量％以上40.0重量％以下含有しており、 前記焼結合金鋼は、前記外周部分において、粒径が0.3
μｍ以下のTiN粒子からなる第１の硬質相を15体積％以
上60体積％以下、粒径が１μｍ以上３μｍ以下のTiN粒
子からなる第２の硬質相を１体積％以上10体積％以下、
ならびに前記第１の硬質相および前記第２の硬質相をそ
の中に分散し、結合するための合金鋼からなる結合相を
30体積％以上84体積％以下含有しており、 前記合金鋼は、Crを2.5重量％以上4.5重量％以下、Moを
1.5重量％以上5.0重量％以下、Ｗを2.0重量％以上6.0重
量％以下、Ｃを0.3重量％以上1.2重量％以下、Coを1.5
重量％以上15重量％以下、Mnを0.5重量％以下、Siを0.5
重量％以下含有し、その残部がFeおよび不可避不純物か
らなり、 前記中心部分と前記外周部分との間の中間部分は、前記
中心部分の組成から前記外周部分の組成へと連続的また
は段階的に変化する組成を有する、複合硬質合金材。1. A nitrogen-containing titanium-based sintered alloy comprising: a central portion made of a nitrogen-containing titanium-based sintered alloy; and an outer peripheral portion surrounding the central portion and made of a sintered alloy steel. Ti is 0.45 or more and 0.95 or less, and at least one of Mo and W is 0.045
A metal element containing at least one selected from the group consisting of Zr, Hf, V, Nb, Ta, and Cr in a range of 0.005 to 0.3, and C in an atomic ratio of 0.1 to 0.9 and N
A hard dispersed phase consisting of a compound with a non-metallic element containing 0.1 or more and 0.9 or less, Fe to bind the hard dispersed phase,
A bonding metal containing at least one of Co and Ni
The sintered alloy steel has a particle diameter of 0.3 at the outer peripheral portion.
15% by volume or more and 60% by volume or less of the first hard phase composed of TiN particles having a particle size of 1 μm or less, and 1% by volume or less and 10% by volume or less of the second hard phase composed of TiN particles having a particle size of 1 μm or more and 3 μm or less.
And a binder phase made of an alloy steel for dispersing and bonding the first hard phase and the second hard phase therein.
The alloy steel contains 30% by volume or more and 84% by volume or less, and the alloy steel contains 2.5% by weight or more and 4.5% by weight or less of Cr and Mo
1.5 wt% to 5.0 wt%, W is 2.0 wt% to 6.0 wt%, C is 0.3 wt% to 1.2 wt%, Co is 1.5
Weight% or more and 15 weight% or less, Mn 0.5 weight% or less, Si 0.5 weight%
Wt% or less, the balance being Fe and unavoidable impurities, and an intermediate portion between the central portion and the outer peripheral portion is continuously or stepwise changed from the composition of the central portion to the composition of the outer peripheral portion. A composite hard alloy material having a varying composition.
の50原子％以下は、Zr、Hf、Ｖ、Nb,Ta、Cr、Mo、Ｗ、A
lおよびSiよりなる群から選ばれた１種以上の元素で置
換されている、請求項１に記載の複合硬質合金材。2. Ti in TiN particles in said sintered alloy steel
50% by atom or less of Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, A
The composite hard alloy material according to claim 1, wherein the composite hard alloy material is substituted with at least one element selected from the group consisting of l and Si.
の50原子％以下は、Ｂ、ＣおよびＯよりなる群から選ば
れた１種以上の元素で置換されている、請求項１または
２に記載の複合硬質合金材。3. The N content in TiN particles in said sintered alloy steel.
3. The composite hard alloy material according to claim 1, wherein 50 atomic% or less of the composite hard alloy material is substituted with at least one element selected from the group consisting of B, C, and O. 4.
材の全体の厚みの0.05以上0.3以下である、請求項１な
いし３のいずれかに記載の複合硬質合金材。4. The composite hard alloy material according to claim 1, wherein a thickness of the outer peripheral portion is 0.05 to 0.3 of a total thickness of the composite hard alloy material.
である、請求項１ないし４のいずれかに記載の複合硬質
合金材。5. The composite hard alloy material according to claim 1, wherein said intermediate portion has a thickness of 100 μm or more and 5 mm or less.
金属におけるFe、CoおよびNiの40原子％以下は、Cr、Mo
およびＷからなる群より選ばれた少なくとも１種以上の
金属で置換されている、請求項１ないし５のいずれかに
記載の複合硬質合金材。6. The alloy according to claim 6, wherein at least 40 atomic% of Fe, Co and Ni in said bonding metal of said nitrogen-containing titanium-based sintered alloy is Cr, Mo.
The composite hard alloy material according to any one of claims 1 to 5, wherein the composite hard alloy material is substituted with at least one metal selected from the group consisting of and W.
分散相は、Tiの炭化物、窒化物および炭窒化物の１種以
上、MoおよびＷの少なくともいずれかの炭化物、Zr、H
f、Ｖ、Nb、TaおよびCrからなる群より選ばれた少なく
とも１種の炭化物、窒化物および炭窒化物の１種以上を
含む、請求項１ないし６のいずれかに記載の複合硬質合
金材。7. The hard dispersed phase of the nitrogen-containing titanium-based sintered alloy comprises at least one of carbides, nitrides and carbonitrides of Ti, at least one of Mo and W, Zr, H
The composite hard alloy material according to any one of claims 1 to 6, comprising at least one kind of carbide, nitride and carbonitride selected from the group consisting of f, V, Nb, Ta and Cr. .
分散相は、前記金属元素と前記非金属元素とから構成さ
れる固溶体を含む、請求項１ないし７のいずれかに記載
の複合硬質合金材。8. The composite hard alloy according to claim 1, wherein said hard dispersed phase of said nitrogen-containing titanium-based sintered alloy includes a solid solution composed of said metal element and said non-metallic element. Alloy material.
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|---|---|---|---|
| JP19655490A JP2893887B2 (en) | 1990-07-25 | 1990-07-25 | Composite hard alloy material |
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|---|---|
| JPH0483808A JPH0483808A (en) | 1992-03-17 |
| JP2893887B2 true JP2893887B2 (en) | 1999-05-24 |
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Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN107107204A (en) * | 2014-12-25 | 2017-08-29 | 三菱综合材料株式会社 | Composite sinter cutting element and Surface coating composite sinter cutting element |
-
1990
- 1990-07-25 JP JP19655490A patent/JP2893887B2/en not_active Expired - Lifetime
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN107107204A (en) * | 2014-12-25 | 2017-08-29 | 三菱综合材料株式会社 | Composite sinter cutting element and Surface coating composite sinter cutting element |
| CN107107204B (en) * | 2014-12-25 | 2019-04-30 | 三菱综合材料株式会社 | Composite sinter cutting element and surface covered composite yarn sintered material cutting tool |
| US10569338B2 (en) | 2014-12-25 | 2020-02-25 | Mitsubishi Materials Corporation | Composite sintered body cutting tool and surface coated composite sintered body cutting tool |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0483808A (en) | 1992-03-17 |
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