JPH0483808A

JPH0483808A - 複合硬質合金材

Info

Publication number: JPH0483808A
Application number: JP19655490A
Authority: JP
Inventors: Yasuhiro Shimizu; 靖弘清水; Toshio Nomura; 俊雄野村
Original assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Priority date: 1990-07-25
Filing date: 1990-07-25
Publication date: 1992-03-17
Anticipated expiration: 2014-05-24
Also published as: JP2893887B2

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】［産業上の利用分野コこの発明は、切削工具等の材料として用いられる複合硬
質合金材に関するものである。

［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。

高速度工具鋼は、主としてＣｒ、Ｍｏ、Ｗ１■、Ｃｏお
よびＣを合金成分として含有し、Ｆｅをマトリックスと
する合金鋼である。高速度工具鋼においては、各合金成
分を調整することにより、工具材料に適した特性を調整
すると同時に、熱処理によってもその特性を変化させる
ことができる。

−船釣に高速度工具鋼は優れた靭性を有するため、高い
信頼性が要求される切削工具の材料として用いられてい
る。高速度工具鋼の製造方法としては、溶解鋳造法や、
アトマイズ粉を熱間静水圧プレス処理（ＨＩｐ、）（□
ｉ　　１ｓｏｓｔａｔｉｃ　　ｐｒｅｓｓｉｎｇ）等に
よって固める粉末冶金法が広く用いられている。

また、上記のように靭性に優れた高速度工具鋼に耐摩耗
性を付加するために、炭化物や窒化物の量を増加させる
方法が提案されている。たとえば、特開昭５５−５８３
５０号公報、特開昭５８−１８１８４８号公報には、高
速度工具鋼粉末と炭化物、窒化物等の粉末とを混合して
焼結する方法が、マトリックス中に炭化物や窒化物の量
を増加させる方法として提案されている。さらに、特公
昭６０−１８７４２号公報には、高速度工具鋼のマトリ
ックス中に極めて微細なＴｉＮ粒子を分散させた材料が
提案されている。特開昭６０−２６４８号公報、特開昭
６１−１７９８４５号公報には、マトリックス中に極め
て微細なＴｉＮ粒子が分散させられた高速度工具鋼と、
高速度工具鋼等の合金鋼とが複合された工具材料が提案
されている。

一方、超硬合金は、ＷＣ，Ｔ　ｉＣ，ＴａＣ，Ｎｂｃ等
の炭化物をＣｏやＮｉをベースとして焼結した合金であ
る。この超硬合金は、靭性という面では高速度工具鋼に
劣るが、高摩耗性に優れているため、高速切削において
その特徴を発揮する工具材料となる。超硬合金も、その
組成によって工具材料として適した特性を調整すること
ができるが、さらにその硬質相の粒径を適宜変えること
によってもその特性を調整することができる。なお、超
硬合金は、原材料としての粉末を混合、プレス、焼結す
る一連の工程からなる粉末冶金的な手法によって製造さ
れ得る。

［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。

すなわち、合金成分を増加させることにより高速度工具
鋼中の炭化物の量は増加し、耐摩耗性は上昇する反面、
靭性の急速な低下が起こる。特に、溶解鋳造法によって
製造される場合には、高速度工具鋼中における炭化物の
体積はたかだか１５体積％程度であり、これを越える量
の炭化物をマトリックス中に含有させると、工具として
実用可能な靭性を得ることができない。また、粉末冶金
法によって炭化物の量を多少増加させることができるが
、それでも増加させ得る炭化物の量はたかたか３０体積
％程度までである。

高速度工具鋼粉末に炭化物、窒化物等の粉末を混合し、
焼結する方法によれば、理論上は任意の量の炭化物、窒
化物を含有させることは可能となる。ところが、この場
合においても硬質相を増加させるにつれて靭性の低下か
起きることは不可避である。−船釣に、粒径が数μの粉
末を用いて混合し、圧縮成形後、焼結すると、これらの
炭化物、窒化物等の硬質セラミックスの量か増えるにつ
れて高速度工具鋼の粉末の粒界に炭化物、窒化物か網目
状に集合してしまう。このように、炭化物、窒化物が集
合してしまうと、靭性の低下は許容できない程度になる
。この対策として、炭化物、窒化物をサブミクロンオー
ダの超微粒にすることも考えられる。しかしながら、こ
のような超微粒子は凝集しやすく、均一に分散させるこ
とは容易ではない。そのため、所望の特性を有するよう
に、炭化物、窒化物が分散させられた高速度工具鋼の組
織を得ることはできないのが現状である。

さらに高速度工具鋼においては、弾性係数が後述の超硬
合金より小さいため、切削加工時の変形か太き（なり、
高い精度が要求される工具等の用途には使用することが
できないという問題点があった。

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、耐摩耗性か急激に低下し、切削工
具の材料として実用に耐えない。

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。

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。

［課題を解決するための手段］この発明に従った複合硬質合金材は、窒素含有チタン基
焼結合金からなる中心部分と、その中心部分を包囲し、
焼結合金鋼からなる外周部分とを備える。窒素含有チタ
ン基焼結合金は、原子比でＴｉを０．４５以上０．９５
以下、ＭＯおよびＷの少な（ともいずれかを０．０４５
以上０．３以下ならびにＺｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａお
よびＯｒからなる群より選ばれた少なくとも１種を０゜
００５以上０．　３以下含む金属元素と、原子比でＣを
０．　１以上０．９以下およびＮを０．１以上０．９以
下含む非金属元素との化合物からなる硬質分散相を含む
。また、窒素含有チタン基焼結合金は、その硬質分散相
を結合するためにＦｅ、ＣＯおよびＮｉの少なくとも１
種以上を含む結合金属を３．０重量％以上４０．０重量
％以下含有する。外周部分を構成する焼結合金鋼は第１
の硬質相と、第２の硬質相と、結合相とからなる。第１
の硬質相は、外周部分において１５体積％以上６０体積
％以下含有され、粒径が０．　３μｍ以下のＴｉＮ粒子
からなる。第２の硬質相は、外周部分において１体積％
以上１０体積％以下含有され、粒径が１μｍ以上３μｍ
以下のＴｉＮ粒子からなる。結合相は、外周部分におい
て３０体積％以上８４体積％以下含有され、第１の硬質
相および第２の硬質相をその中に分散し、結合するため
の合金鋼からなる。その合金鋼は、Ｃｒを２．５重量％
以上４．５重量％以下、ＭＯを１．５重量％以上５．０
重量％以下、Ｗを２．０重量％以上６゜０重量％以下、
Ｃを０．３重量％以上１．２重量％以下、Ｃｏを１．５
重量％以上１５重量％以下、Ｍｎを０．５重量％以下、
Ｓｉを０．５重量％以下含有し、その残部がＦｅおよび
不可避不純物からなる。　中心部分と外周部分との間の
中間部分は、中心部分の組成から外周部分の組成へと連
続的または段階的に変化する組成を有する。この中間部
分は、１００μｍ以上５ｍｍ以下の厚みを有するのが好
ましい。

好ましくは、焼結合金鋼中のＴｉＮ中におけるＴｉの５
０原子％以下は、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ。

Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、ＡｔおよびＳｉよりなる群から
選ばれた１種以上の元素で置換されていればよい。

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。

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。

窒素含有チタン基焼結合金の硬質分散相は、Ｔｌの炭化
物、窒化物および炭窒化物の１種以上、ＭＯおよびＷの
少なくともいずれかの炭化物、Ｚｒ５ＨｆＳＶ、Ｎｂ５
Ｔａ、およびＣｒからなる群より選ばれた少なくとも１
種の炭化物、窒化物および炭窒化物の１種以上を含んで
いてもよい。

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。

［作用］この発明に従った複合硬質合金材によれば、外周部分を
構成する焼結合金鋼中に分散させられる硬質相としての
ＴｉＮ粒子は、高速度工具鋼のみでは不足する耐摩耗性
を高める。ＴｉＮは、ビッカース硬さでＨｖ　２０００
　ｋ　ｇ／ｍｍ２程度であり、−船釣な高速度工具鋼の
Ｈｖ８００〜１０００ｋｇ／ｍ２の２倍以上の硬さを有
する。この硬質のＴｉＮを分散させることにより、高速
度工具鋼の硬さはＨｖ　１０００　ｋ　ｇ／ｍｍ２以上
になり、耐摩耗性の著しい向上が達成される。また、Ｔ
ｉＮは、鋼との反応性が少な（、切削時の凝着摩耗を抑
制し、切削面の面粗度を向上させる。

この硬質相としてのＴｉＮを高速度工具鋼中に分散させ
るのに、従来の技術によれば、ＴｉＮ粒子が大きいため
、ＴｉＮの量が増えると強度の急激な低下が生じていた
。これに対し、本発明によれば、ＴｉＮ粒子の粒径を０
．３μｍ以下に抑えることにより、ＴｉＮ粒子は均一か
つ微細に分散し、強度低下の軽減が可能となる。

基本となる硬質層としてのＴｉＮ粒子は、上記のように
微細に分散することが必要である。しかしなから、一部
の硬質相としてのＴｉＮ粒子を、１μｍ以上の一定の粒
径を有するように分散させることにより、マトリックス
中に発生した亀裂が進展するのを抑えることが可能にな
り、その結果、破壊靭性値が向上する。また、このよう
な１μｍ以上の粒径を有するＴｉＮ粒子の存在により、
すき取り磨耗が抑えられる。このような粗粒のＴｉＮ粒
子の粒径は、１μｍ未満では上記の効果が十分でなく、
３μｍを越えると強度の低下が生ずる。

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。

一方、上記の硬質相をその中に分散し、結合するための
結合相は、高速度工具鋼の焼入時におけるマトリックス
組成に近いものである。基本的には、焼入処理によって
一次炭化物を析出させない組成にすることが最も重要で
ある。高速度工具鋼によってもたらされる靭性は、この
マトリックス組成によって得られるものである。本発明
においても、このマトリックス組成を採用することによ
り、最大の効果を得ることができる。Ｆｅ以外の合金成
分が、規定される下限値未満では十分な強度を得ること
かできず、上限値を越えると靭性が低下する。

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か可能である。

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。

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、−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。

しかしながら、超硬合金は、外周部分を構成する焼結合
金鋼との間の熱膨張係数の差がかなり大きい。そのため
、接合や熱処理時の加熱、冷却の際に発生する熱応力が
無視できないほど大きくなることが本願発明者によって
明らかにされた。そこで、本願発明は、中心部分に窒素
含有チタン基焼結合金、いわゆるＴｉベースのサーメッ
ト合金を採用することにより、接合や熱処理時に発生す
る熱応力が緩和されるという本願発明者の知見に基づく
ものである。サーメット合金は超硬合金と高速度工具鋼
との中間の熱膨張係数を有しているので、熱応力の緩和
に有効に働く。

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。

このように中心部分にＴｉベースのサーメット合金を採
用することにより、中心部分と外周部分との熱膨張係数
差はある程度解決され得る。しかしながら、中心部分を
構成するサーメット合金、外周部分を構成する焼結合金
鋼それぞれの組成を両者の最良の性能が発揮され得るよ
うに選択すると、両者の特性値がいくぶんか異なってい
るため、両者を接合した場合にその界面に歪みが生じ、
亀裂や割れなどの欠陥が発生するという問題を回避する
ことは困難である。そこで、この発明によれば、両者の
組成と特性とを連続的または段階的に変化させた中間層
を介在させることにより、上記の問題が解決されている
。好ましくは、この中間層の厚みが、１００μｍ以上５
ｍｍ以下の範囲で適宜選択され得る。中間層の厚みが１
００μｍ未満では上記のような中間層を介在させる効果
が認められず、５ｍｍを越えると中間層の存在の意義が
薄れる。

外周部分は、上述の焼結合金鋼によって構成されるので
、高速度工具鋼の有する靭性を維持したまま、耐摩耗性
か向上した切削工具用の刃先が得られる。なお、焼結合
金鋼の表面に硬質セラミックスの皮膜をコーティングす
ると、さらに性能を向上させる上でよい結果をもたらす
。この皮膜の材料としてはＴｉＮが好ましいか、ＴＩＣ
あるいはＴｉ（ＣＮ）を用いてもよく、さらにその上に
Ａｌ２Ｏ３を被覆してもよい。

ここでいう焼結合金鋼は、固相焼結、液相焼結のいずれ
の方法によるものでもよいが、粒成長抑制の観点からは
同相焼結の方が好ましい。

［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。

実施例ＩＴ１ベースのサーメット合金からなる棒の外周に、後述
のサーメット合金の組成から焼結合金鋼の組成まで連続
的に組成を変化させた合金相が溶射被覆された。サーメ
ット合金の組成は、ＴＩＣＮ（原子比Ｃ／Ｎ＝５１５）
が６８重量％、ＷＣが１２．５重量％、ＴａＣが６．０
重量％、Ｃ。

が１３．５重量％であった。また、サーメット合金の棒
の直径は４ｍｍ、長さは２００ｍｍであった。溶射被覆
処理は、供給される粉末の組成を順次代えていくことに
より、所望の組成になるように調整して行なわれた。こ
のようにして溶射被覆されたサーメット合金からなる棒
の外周に、所定の組成を有する合金鋼粉末が被覆させら
れた後、冷間静水圧成形（ＣＩＰ、Ｃｏｌｄ　　１ｓｏ
ｓｔａｔｉｃ　　ｐｒｅｓｓｉｎｇ）により成形された
。

合金鋼粉末の組成は、硬質相として平均粒径０゜２μｍ
のＴｉＮ粒子が３５体積％、平均粒径０゜１８μｍのＶ
Ｃ粒子が１０体積％、平均粒径２゜５μｍのＴｉＮ粒子
か５体積％、結合相としての高速度工具鋼の粉末が５０
体積％であった。高速度工具鋼の粉末の組成は。Ｃｒか
４．０重量％、Ｍｏが３．５重量％、Ｗが２．０重量％
、ＣＯが８．５重量％、Ｃが０．５重量％、その残部が
Ｆｅと不可避不純物であった。

このようにして、厚み２ｍｍの合金鋼粉末からなる外周
部分が形成された。この成形体を軟鋼型の筒状容器に入
れ、脱気処理を施しながら、温度５００°Ｃまで加熱し
、真空封止された。その後、この成形体に熱間静水圧成
形（ＨＩ　Ｐ）処理か施された。熱間静水圧成形処理の
条件は、温度１１３０℃において、圧力媒体として用い
られるＡｒガスの気圧を１０００ｋｇ／ｃｍ２とした。

このようにして得られた焼結体から直径６ｍｍのドリル
が試作された。このドリルの断面組織においては、中心
部分に直径４ｍｍのサーメット合金からなる部分が位置
し、その外周を、厚みＯ，’５ｍｍの中間層を介在させ
て、焼結合金鋼からなる部分が０．５ｍｍの厚みで取り
囲んでいた。ドリルには、所定の溝と刃先が成形された
。

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。

試作材：５４５Ｃ切削速度：　６０ｍ／ｍ　ｉ　ｎ送り速度：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ加工深さ：２０ｍｍ切削試験の結果は第１表に示される。

（以下余白）第１表試験結果によれば、超硬合金からなるドリルでは、加工
穴数が少ない初期においては摩耗が小さいが、加工穴数
が多くなると、刃先に微妙なチッピングが発生し、これ
が原因となって摩耗が大きくなることが認められた。ま
た、比較界では、本発明品と比べてやや劣っていた。加
工された穴の拡大代で比較すると、本発明品が２０μｍ
程度であったのに対し、比較界は６０μｍ程度であった
。

実施例２所定の組織形態を有する硬質相粒子が４０体積％、平均
粒径２．３μｍのＴｉＮ粒子が１０体積％、高速度工具
鋼のマトリックスが５０体積％になるように各粒子が均
一に分散した合金鋼粉末と、サーメット合金粉末とが準
備された。硬質相粒子は、ＴｉＮ粒子の周囲を（ＴｉＷ
Ｍｏ）（ＣＮ）の固溶体が取り囲むように形成された組
織形態を有していた。この硬質相粒子の平均粒径は０．
１２μｍであり、ＴｉＮ粒子の周囲を取り囲む固溶体の
厚みは０．０２μｍであった。マトリックスを構成する
高速度工具鋼の組成は、Ｃｒが３．８重量％、Ｍｏが５
．５重量％、Ｗが２．５重量％、Ｃｏが１０．０重量％
、Ｃか０．４５重量％、その残部がＦｅと不可避不純物
であった。また、サーメット合金の粉末の組成は、Ｔｉ
ＣＮ（原子比Ｃ／Ｎ＝３／７）が６０重量％、Ｍｏ２Ｃ
が８゜５重量％、ＷＣが１０重量％、ＴａＮか５．５重
量％、Ｃｏが８重量％、Ｎｉが８重量％であった。

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。

（以下余白）第２表焼結されたサーメット合金の上に、混合粉末１、混合粉
末２、合金鋼粉末の順に粉末を置いた後、加圧成形され
た。得られた成形体は、窒素分圧２ＱＴｏ　ｒ　ｒの雰
囲気中で焼結された。このようにして得られた複合硬質
合金材から丸棒が切出された。、丸棒からは、エンドミ
ル用の所定の形状を有する切削工具を作製した。この切
削工具を用いて、以下の条件で切削試験を行なった。

試作材：　ＳＵＪ　２　（ＨＲｃ　３０）切削速度：８
０ｍ／ｍｉＨ送り速度：０．２０ｍｍ／１刃加工幅：ｌＱｍｍ加工深さ：３０ｍｍ切削試験結果によれば、本発明に従った複合硬質合金材
からなるエンドミルを用いれば、特に問題なく加工が可
能であり、加工された溝の側面の鉛直線からのずれは、
最大でも０．０６ｍと極めて高精度であった。なお、比
較のため、超硬合金、高速度工具鋼からなるエンドミル
を用いると、切削することが全くできなかった。

実施例３第３表に示される組成の窒素含有チタン基焼結合金を作
製し、これを中心にした複合硬質合金材を実施例１と同
様の外周材および製造方法を用いて試作した。なお、同
時に組成か本発明の範囲から外れた窒素含有チタン基焼
結合金を用いて複合硬質合金材を試作し、比較例とした
。

第３表から明らかなように、本発明品はすべて良好に接
合が達成され、実際の切削テストにおいても十分耐え得
ることが確認できた。一方、比較界においては満足でき
る窒素含有チタン基焼結合金を得ることができなかった
。

第３表の比較界において、Ｔｉの量が本発明で規定され
る範囲内の値より小さい試料Ｎｏ、９によれば接合に際
して冷却時に割れが発生した。また、Ｔｉの量が本発明
で規定される範囲内の値よりも大きい試料Ｎｏ、１０に
よれば、靭性が不十分だった。

結合金属の量が本発明で規定される範囲内の値よりも小
さい試料Ｎ０１１１によれば、接合時に割れが発生した
。また、結合金属の量が本発明で規定される範囲内の値
よりも大きい試料Ｎ０１１２によれば、十分な剛性が得
られなかった。結合金属中のＣｒ、Ｍｏ、Ｗの量が多す
ぎる試料Ｎｏ。

１３では、焼結が良好に行なわれず、巣が発生した。

（以下余白）［発明の効果］以上のように、この発明によれば、高速度工具鋼の靭性
を維持した状態で、その耐摩耗性を超硬合金に匹敵する
レベルまで向上させた合金材を得ることができる。また
、切削工具として使用した場合、剛性が高く、高い精度
の切削加工が可能となる。そのため、この発明の複合硬
質合金材は、切削工具用材料に用いられることにより、
切削加工の能率向上、信頼性の向上に貢献することがで
きる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、この発明に従った複合硬質合金材を概念的に
示す断面図である。特許出願人　　住友電気工業株式会社（ほか２名〕第ｊ

Claims

【特許請求の範囲】

（１）窒素含有チタン基焼結合金からなる中心部分と、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．
３μｍ以下のＴｉＮ粒子からなる第１の硬質相を１５体
積％以上６０体積％以下、粒径が１μｍ以上３μｍ以下
のＴｉＮ粒子からなる第２の硬質相を１体積％以上１０
体積％以下、ならびに前記第１の硬質相および前記第２
の硬質相をその中に分散し、結合するための合金鋼から
なる結合相を３０体積％以上８４体積％以下含有してお
り、前記合金鋼は、Ｃｒを２．５重量％以上４．５重量％以
下、Ｍｏを１．５重量％以上５．０重量％以下、Ｗを２
．０重量％以上６．０重量％以下、Ｃを０．３重量％以
上１．２重量％以下、Ｃｏを１．５重量％以上１５重量
％以下、Ｍｎを０．５重量％以下、Ｓｉを０．５重量％
以下含有し、その残部がＦｅおよび不可避不純物からな
り、前記中心部分と前記外周部分との間の中間部分は、
前記中心部分の組成から前記外周部分の組成へと連続的
または段階的に変化する組成を有する、複合硬質合金材
。
（２）前記焼結合金鋼中のＴｉＮ粒子中におけるＴｉの
５０原子％以下は、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ
、Ｍｏ、Ｗ、ＡｌおよびＳｉよりなる群から選ばれた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。
（３）前記焼結合金鋼中のＴｉＮ粒子中におけるＮの５
０原子％以下は、Ｂ、ＣおよびＯよりなる群から選ばれ
た１種以上の元素で置換されている、請求項１または２
に記載の複合硬質合金材。
（４）前記外周部分の厚みは、当該複合硬質合金材の全
体の厚みの０．０５以上０．３以下である、請求項１な
いし３のいずれかに記載の複合硬質合金材。
（５）前記中間部分の厚みは１００μｍ以上５ｍｍ以下
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。
（６）前記窒素含有チタン基焼結合金の前記結合金属に
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。
（７）前記窒素含有チタン基焼結合金の前記硬質分散相
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、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。
（８）前記窒素含有チタン基焼結合金の前記硬質分散相
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。