JP2007069310A - 高熱発生を伴なう高速切削加工ですぐれた耐摩耗性を発揮する炭窒化チタン基サーメット製スローアウエイチップ - Google Patents
高熱発生を伴なう高速切削加工ですぐれた耐摩耗性を発揮する炭窒化チタン基サーメット製スローアウエイチップ Download PDFInfo
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Abstract
【課題】 高速切削加工用スローアウエイチップを提供する。
【解決手段】 スローアウエイチップを、（ａ）ＷＣ：２０〜３０％、ＴａＣ／ＮｂＣ：５〜１０％、Ｃｏ：５〜１０％、Ｎｉ：５〜１０％、組成式：（Ｔｉ１−ＸＮｂＸ）Ｃ１−ＹＮＹ、（原子比で、Ｘ：０．０５〜０．１５、Ｙ：０．４〜０．６を示す）、を満足する（Ｔｉ，Ｎｂ）ＣＮ：残り（ただし、５０〜６０％含有）、からなる配合組成のＴｉＣＮ基サーメットで構成し、（ｂ）前記ＴｉＣＮ基サーメットは、硬質相：７５〜９０面積％、結合相：残り、からなり、上記硬質相は特定の第１硬質相、第２硬質相、で構成され、さらに上記結合相は、Ｃｏ：１８〜３３％、Ｎｉ：２０〜３５％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＴａ：合量で５％以下、Ｗ：残り（ただし、Ｗ：４０〜６０％含有）、からなる組成を有する。
【選択図】図１
【解決手段】 スローアウエイチップを、（ａ）ＷＣ：２０〜３０％、ＴａＣ／ＮｂＣ：５〜１０％、Ｃｏ：５〜１０％、Ｎｉ：５〜１０％、組成式：（Ｔｉ１−ＸＮｂＸ）Ｃ１−ＹＮＹ、（原子比で、Ｘ：０．０５〜０．１５、Ｙ：０．４〜０．６を示す）、を満足する（Ｔｉ，Ｎｂ）ＣＮ：残り（ただし、５０〜６０％含有）、からなる配合組成のＴｉＣＮ基サーメットで構成し、（ｂ）前記ＴｉＣＮ基サーメットは、硬質相：７５〜９０面積％、結合相：残り、からなり、上記硬質相は特定の第１硬質相、第２硬質相、で構成され、さらに上記結合相は、Ｃｏ：１８〜３３％、Ｎｉ：２０〜３５％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＴａ：合量で５％以下、Ｗ：残り（ただし、Ｗ：４０〜６０％含有）、からなる組成を有する。
【選択図】図１
Description
この発明は、炭窒化チタン基サーメット（以下、単に「サーメット」という）の結合相がすぐれた高温硬さを有し、したがって、高熱発生を伴なう高速切削加工ですぐれた耐摩耗性を発揮するサーメット製スローアウエイチップに関するものである。
従来、例えば旋削加工に用いられる切削加工の１種としてサーメットで構成されたスローアウエイチップ（以下、単に切削チップという）が知られている。
また、上記切削チップが、質量％で（以下、％は質量％を示す）、
（ａ）炭化タングステン（以下、ＷＣで示す）：２０〜３０％、
炭化タンタル（以下、ＴａＣで示す）および炭化ニオブ（以下、ＮｂＣで示す）のうちの１種または２種（以下、ＴａＣ／ＮｂＣで示す）：５〜１０％、
Ｃｏ：５〜１０％、
Ｎｉ：５〜１０％、
炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）：残り（ただし、５０〜６０％含有）、
からなる配合組成を有する圧粉体の焼結体であるサーメットで構成され、
（ｂ）上記サーメットは、走査型電子顕微鏡による組織観察で、
硬質相：７５〜９３面積％、
結合相および不可避不純物：残り、
からなる組織を有すると共に、上記硬質相は、走査型電子顕微鏡による組織観察結果（倍率：１万倍）を図２に模式図で示した通り、
（１）芯部がＴｉＣＮ相、周辺部がＴｉおよびＷと、ＴａおよびＮｂのうちのいずれか、または両方の複合炭窒化物［以下、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ／Ｎｂ）ＣＮで示す］相からなる有芯構造の第１硬質相、
（２）芯部および周辺部の両方が（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ／Ｎｂ）ＣＮ相からなる有芯構造の第２硬質相、
（３）ＴｉＣＮ相からなる単相構造の第３硬質相、
以上（１）〜（３）で構成され、さらに上記結合相は、結合相に占める割合で、かつ質量％で、
Ｗ：１〜１０％、
Ｎｉ：３５〜６０％、
Ｔｉと、ＴａおよびＮｂのうちのいずれか、または両方（以下、Ｔａ／Ｎｂで示す）：合量で５％以下、
Ｃｏおよび不可避不純物：残り、
からなる組成を有するＣｏ−Ｎｉ系合金からなることも知られている。
また、上記切削チップが、質量％で（以下、％は質量％を示す）、
（ａ）炭化タングステン（以下、ＷＣで示す）：２０〜３０％、
炭化タンタル（以下、ＴａＣで示す）および炭化ニオブ（以下、ＮｂＣで示す）のうちの１種または２種（以下、ＴａＣ／ＮｂＣで示す）：５〜１０％、
Ｃｏ：５〜１０％、
Ｎｉ：５〜１０％、
炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）：残り（ただし、５０〜６０％含有）、
からなる配合組成を有する圧粉体の焼結体であるサーメットで構成され、
（ｂ）上記サーメットは、走査型電子顕微鏡による組織観察で、
硬質相：７５〜９３面積％、
結合相および不可避不純物：残り、
からなる組織を有すると共に、上記硬質相は、走査型電子顕微鏡による組織観察結果（倍率：１万倍）を図２に模式図で示した通り、
（１）芯部がＴｉＣＮ相、周辺部がＴｉおよびＷと、ＴａおよびＮｂのうちのいずれか、または両方の複合炭窒化物［以下、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ／Ｎｂ）ＣＮで示す］相からなる有芯構造の第１硬質相、
（２）芯部および周辺部の両方が（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ／Ｎｂ）ＣＮ相からなる有芯構造の第２硬質相、
（３）ＴｉＣＮ相からなる単相構造の第３硬質相、
以上（１）〜（３）で構成され、さらに上記結合相は、結合相に占める割合で、かつ質量％で、
Ｗ：１〜１０％、
Ｎｉ：３５〜６０％、
Ｔｉと、ＴａおよびＮｂのうちのいずれか、または両方（以下、Ｔａ／Ｎｂで示す）：合量で５％以下、
Ｃｏおよび不可避不純物：残り、
からなる組成を有するＣｏ−Ｎｉ系合金からなることも知られている。
さらに、上記の切削チップが、上記配合組成の圧粉体を、以下の焼結条件、すなわち、
（ａ）室温から１４００〜１４５０℃までを１０Ｐａ以下の真空雰囲気中、１〜３℃／ｍｉｎ．の速度で昇温し、
（ｂ）１４００〜１４５０℃から焼結温度である１４８０〜１５６０℃までの１〜３℃／ｍｉｎ．の速度での昇温、並びに前記焼結温度に０．５〜２時間保持を５０〜４０００Ｐａの窒素雰囲気で行い、
（ｃ）上記焼結温度からの炉冷を１０Ｐａ以下の真空雰囲気中で行う、
以上（ａ）〜（ｃ）の工程からなる条件で焼結することにより製造され、各種の鋼や鋳鉄などの連続切削加工や断続切削加工に用いられることも良く知られるところである。
特開平１０−１１０２３４号公報
（ａ）室温から１４００〜１４５０℃までを１０Ｐａ以下の真空雰囲気中、１〜３℃／ｍｉｎ．の速度で昇温し、
（ｂ）１４００〜１４５０℃から焼結温度である１４８０〜１５６０℃までの１〜３℃／ｍｉｎ．の速度での昇温、並びに前記焼結温度に０．５〜２時間保持を５０〜４０００Ｐａの窒素雰囲気で行い、
（ｃ）上記焼結温度からの炉冷を１０Ｐａ以下の真空雰囲気中で行う、
以上（ａ）〜（ｃ）の工程からなる条件で焼結することにより製造され、各種の鋼や鋳鉄などの連続切削加工や断続切削加工に用いられることも良く知られるところである。
近年の切削装置の高性能化はめざましく、一方で切削加工に対する省力化および省エネ化、さらに低コスト化の要求は強く、これに伴い、切削加工は高速化の傾向にあるが、上記の従来切削チップを用いて、切削速度が３００ｍ／ｍｉｎ．以上の高速で、鋼や鋳鉄などの切削加工を行った場合、切削加工時に発生する高熱によって、特にこれを構成するＴｉＣＮ基サーメットのＣｏ−Ｎｉ系合金からなる結合相の摩耗進行が著しく促進し、これが原因で比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
そこで、本発明者等は、上述のような観点から、上記の従来切削チップの高速切削加工での耐摩耗性向上を図るべく、特にこれを構成するサーメットのＣｏ−Ｎｉ系合金からなる結合相に着目し、研究を行った結果、
（ａ）焼結時に結合相形成であるＣｏ−Ｎｉ系合金中に固溶したＷ成分は、硬質相の周辺部に析出固溶し、さらに一部は芯部に固溶するが、上記の焼結条件で製造された従来切削チップにおいては、結合相中に含有するＷ成分の硬質相周辺部への析出固溶割合が相対的にきわめて高く、したがって、前記結合相中に残留含有するＷ成分の割合は低く、結合相に占める割合で１〜１０％であること。
（ａ）焼結時に結合相形成であるＣｏ−Ｎｉ系合金中に固溶したＷ成分は、硬質相の周辺部に析出固溶し、さらに一部は芯部に固溶するが、上記の焼結条件で製造された従来切削チップにおいては、結合相中に含有するＷ成分の硬質相周辺部への析出固溶割合が相対的にきわめて高く、したがって、前記結合相中に残留含有するＷ成分の割合は低く、結合相に占める割合で１〜１０％であること。
（ｂ）上記の従来焼結条件の上記（ａ）の１４００〜１４５０℃への真空雰囲気での昇温途中において、１２００〜１３５０℃の温度に昇温した時点で、短時間Ａｒ雰囲気保持と短時間真空雰囲気保持を交互に繰り返し行う雰囲気交互変化処理、望ましくは１０〜６０ｋＰａのＡｒ雰囲気に１〜５分間保持の短時間Ａｒ雰囲気保持と、１０Ｐａ以下の真空雰囲気に５〜２０分間保持の短時間真空雰囲気保持とをそれぞれ２回以上、望ましくはそれぞれ３〜５回を交互に繰り返し施す雰囲気交互変化処理を施すと、焼結時におけるＷ成分の結合相から硬質相周辺部への析出固溶が著しく抑制されるようになり、この結果結合相にはＷ成分が結合相に占める割合で４０〜６０％のきわめて高い割合で含有するようになること。
（ｃ）Ｗ成分が結合相に、結合相に占める割合で４０〜６０％のきわめて高い割合で含有すると、この結果の結合相は高温硬さが一段と向上し、したがって、ＴｉＣＮ基サーメットの結合相が前記のＷを高い割合で含有する切削チップは、高熱発生を伴なう高速切削加工ですぐれた耐摩耗性を発揮するようになること。
（ｄ）原料粉末として、従来用いられているＴｉＣＮ粉末に代って、
組成式：（Ｔｉ１−ＸＮｂＸ）Ｃ１−ＹＮＹ、（ただし、原子比で、Ｘ：０．０５〜０．１５、Ｙ：０．４〜０．６を示す）、
を満足するＴｉとＮｂの複合炭窒化物［以下、（Ｔｉ，Ｎｂ）ＣＮで示す］粉末を用いると、サーメットを構成する有芯構造の硬質相の芯部が、走査型電子顕微鏡による組織観察結果（倍率：１万倍）を図１に模式図で示した通り、
（１）（Ｔｉ，Ｎｂ）ＣＮ相、
（２）ＴｉとＮｂとＷの複合炭窒化物［以下、（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｗ）ＣＮで示す］相、またはＴｉとＮｂとＷとＴａの複合炭窒化物［以下、（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｗ，Ｔａ）ＣＮで示す］相、
以上（１）および（２）で構成されるようになり、この結果の硬質相の芯部は、Ｎｂの作用でＴｉＣＮ相に比して高温硬さが著しく向上し、サーメットの耐摩耗性向上に寄与すること。
以上（ａ）〜（ｄ）に示される研究結果を得たのである。
組成式：（Ｔｉ１−ＸＮｂＸ）Ｃ１−ＹＮＹ、（ただし、原子比で、Ｘ：０．０５〜０．１５、Ｙ：０．４〜０．６を示す）、
を満足するＴｉとＮｂの複合炭窒化物［以下、（Ｔｉ，Ｎｂ）ＣＮで示す］粉末を用いると、サーメットを構成する有芯構造の硬質相の芯部が、走査型電子顕微鏡による組織観察結果（倍率：１万倍）を図１に模式図で示した通り、
（１）（Ｔｉ，Ｎｂ）ＣＮ相、
（２）ＴｉとＮｂとＷの複合炭窒化物［以下、（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｗ）ＣＮで示す］相、またはＴｉとＮｂとＷとＴａの複合炭窒化物［以下、（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｗ，Ｔａ）ＣＮで示す］相、
以上（１）および（２）で構成されるようになり、この結果の硬質相の芯部は、Ｎｂの作用でＴｉＣＮ相に比して高温硬さが著しく向上し、サーメットの耐摩耗性向上に寄与すること。
以上（ａ）〜（ｄ）に示される研究結果を得たのである。
この発明は、上記の研究結果に基づいてなされたものであって、
（ａ） ＷＣ：２０〜３０％、
ＴａＣ／ＮｂＣ：５〜１０％、
Ｃｏ：５〜１０％、
Ｎｉ：５〜１０％、
組成式：（Ｔｉ１−ＸＮｂＸ）Ｃ１−ＹＮＹ、（ただし、原子比で、Ｘ：０．０５〜０．１５、Ｙ：０．４〜０．６を示す）、
を満足する（Ｔｉ，Ｎｂ）ＣＮ：残り（ただし、５０〜６０％含有）、
からなる配合組成を有する圧粉体の焼結体であるサーメットで構成し、
（ｂ）上記サーメットは、走査型電子顕微鏡による組織観察で、
硬質相：７５〜９０面積％、
結合相および不可避不純物：残り、
からなる組織を有すると共に、上記硬質相は、
（１）芯部が（Ｔｉ，Ｎｂ）ＣＮ相、周辺部が（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｗ）ＣＮ相または（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｗ，Ｔａ）ＣＮ相からなる有芯構造の第１硬質相、
（２）芯部および周辺部の両方が（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｗ）ＣＮ相または（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｗ，Ｔａ）ＣＮ相からなる有芯構造の第２硬質相、
以上（１）および（２）で構成され、さらに上記結合相は、結合相に占める割合で、
Ｃｏ：１８〜３３％、
Ｎｉ：２０〜３５％、
ＴｉとＮｂ、またはＴｉとＮｂとＴａ：合量で５％以下、
Ｗおよび不可避不純物：残り（ただし、Ｗ：４０〜６０％含有）、からなる組成を有するＷ−Ｃｏ−Ｎｉ系合金からなる、
高熱発生を伴なう高速切削加工ですぐれた耐摩耗性を発揮する切削チップに特徴を有するものである。
（ａ） ＷＣ：２０〜３０％、
ＴａＣ／ＮｂＣ：５〜１０％、
Ｃｏ：５〜１０％、
Ｎｉ：５〜１０％、
組成式：（Ｔｉ１−ＸＮｂＸ）Ｃ１−ＹＮＹ、（ただし、原子比で、Ｘ：０．０５〜０．１５、Ｙ：０．４〜０．６を示す）、
を満足する（Ｔｉ，Ｎｂ）ＣＮ：残り（ただし、５０〜６０％含有）、
からなる配合組成を有する圧粉体の焼結体であるサーメットで構成し、
（ｂ）上記サーメットは、走査型電子顕微鏡による組織観察で、
硬質相：７５〜９０面積％、
結合相および不可避不純物：残り、
からなる組織を有すると共に、上記硬質相は、
（１）芯部が（Ｔｉ，Ｎｂ）ＣＮ相、周辺部が（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｗ）ＣＮ相または（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｗ，Ｔａ）ＣＮ相からなる有芯構造の第１硬質相、
（２）芯部および周辺部の両方が（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｗ）ＣＮ相または（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｗ，Ｔａ）ＣＮ相からなる有芯構造の第２硬質相、
以上（１）および（２）で構成され、さらに上記結合相は、結合相に占める割合で、
Ｃｏ：１８〜３３％、
Ｎｉ：２０〜３５％、
ＴｉとＮｂ、またはＴｉとＮｂとＴａ：合量で５％以下、
Ｗおよび不可避不純物：残り（ただし、Ｗ：４０〜６０％含有）、からなる組成を有するＷ−Ｃｏ−Ｎｉ系合金からなる、
高熱発生を伴なう高速切削加工ですぐれた耐摩耗性を発揮する切削チップに特徴を有するものである。
また、この発明の切削チップにおいて、これを構成するサーメットの配合組成および結合相の成分組成を、上記の通りに数値限定した理由を以下に説明する。
（ａ）圧粉体のＷＣおよび結合相のＷ
原料粉末であるＷＣ粉末には、焼結時に結合相形成成分であるＣｏおよびＮｉ成分中に固溶し、上記の雰囲気交互変化処理で前記結合相中に残留含有して、高Ｗ含有結合相を形成し、もって結合相の高温硬さを向上させ、切削チップの高速切削での耐摩耗性向上に寄与する作用があるが、その配合割合が２０％未満では前記結合相中のＷ含有割合が、結合相に占める割合で（以下同じ）、４０％未満となってしまい、高熱発生を伴なう高速切削で所望の耐摩耗性を発揮することができず、一方、その配合割合が３０％を越えると結合相中のＷ成分の含有割合が６０％を超えて高くなってしまい、この結果結合相自体の高温強度が急激に低下し、これが原因で切削時にチッピング（微少欠け）が発生し易くなることから、その配合割合を２０〜３０％とし、サーメットの結合相中に前記雰囲気交互変化処理で４０〜６０％のＷ成分が含有するように定めた。
（ａ）圧粉体のＷＣおよび結合相のＷ
原料粉末であるＷＣ粉末には、焼結時に結合相形成成分であるＣｏおよびＮｉ成分中に固溶し、上記の雰囲気交互変化処理で前記結合相中に残留含有して、高Ｗ含有結合相を形成し、もって結合相の高温硬さを向上させ、切削チップの高速切削での耐摩耗性向上に寄与する作用があるが、その配合割合が２０％未満では前記結合相中のＷ含有割合が、結合相に占める割合で（以下同じ）、４０％未満となってしまい、高熱発生を伴なう高速切削で所望の耐摩耗性を発揮することができず、一方、その配合割合が３０％を越えると結合相中のＷ成分の含有割合が６０％を超えて高くなってしまい、この結果結合相自体の高温強度が急激に低下し、これが原因で切削時にチッピング（微少欠け）が発生し易くなることから、その配合割合を２０〜３０％とし、サーメットの結合相中に前記雰囲気交互変化処理で４０〜６０％のＷ成分が含有するように定めた。
（ｂ）圧粉体のＴａＣ／ＮｂＣおよび結合相のＴａ／Ｎｂ
同じく原料粉末であるＴａＣ粉末およびＮｂＣ粉末も焼結時に結合相形成成分であるＣｏおよびＮｉ成分中に固溶し、冷却時に析出して硬質相を形成し、前記硬質相の周辺部および一部の芯部に固溶含有して、前記硬質相の高温硬さを向上させる作用を有するが、その配合割合が５％未満では前記作用に所望の向上効果が得られず、一方、その配合割合が１０％を越えると硬質相中の含有割合が高くなり過ぎ、これが硬質相の高温強度低下の原因となるばかりでなく、結合相中の含有割合もＴｉとの合量に占める割合で５％を越えて高くなってしまい、この結果高温強度が急激に低下するようになることから、その配合割合を５〜１０％とし、結合相中のＴａ／Ｎｂの含有割合がＴｉとの合量に占める割合で５％以下となるように定めた。
同じく原料粉末であるＴａＣ粉末およびＮｂＣ粉末も焼結時に結合相形成成分であるＣｏおよびＮｉ成分中に固溶し、冷却時に析出して硬質相を形成し、前記硬質相の周辺部および一部の芯部に固溶含有して、前記硬質相の高温硬さを向上させる作用を有するが、その配合割合が５％未満では前記作用に所望の向上効果が得られず、一方、その配合割合が１０％を越えると硬質相中の含有割合が高くなり過ぎ、これが硬質相の高温強度低下の原因となるばかりでなく、結合相中の含有割合もＴｉとの合量に占める割合で５％を越えて高くなってしまい、この結果高温強度が急激に低下するようになることから、その配合割合を５〜１０％とし、結合相中のＴａ／Ｎｂの含有割合がＴｉとの合量に占める割合で５％以下となるように定めた。
（ｃ）圧粉体のＣｏおよび結合相のＣｏ
原料粉末であるＣｏ粉末には、焼結性を向上させ、結合相を形成して、切削チップの強度を向上させる作用があるが、その配合割合が５％未満では、所望の焼結性を確保することができないばかりでなく、結合相中のＣｏ含有割合も１８％未満となってしまい、前記切削チップに所望の強度を確保することができず、一方、その配合割合が１０％を越えると、焼結後の結合相中のＣｏ含有割合が３３％を越えて高くなってしまい、この結果結合相の高温硬さが低下し、摩耗が急激に進行するようなることから、その配合割合を５〜１０％とし、結合相中のＣｏ含有割合が１８〜３３％となるように定めた。
原料粉末であるＣｏ粉末には、焼結性を向上させ、結合相を形成して、切削チップの強度を向上させる作用があるが、その配合割合が５％未満では、所望の焼結性を確保することができないばかりでなく、結合相中のＣｏ含有割合も１８％未満となってしまい、前記切削チップに所望の強度を確保することができず、一方、その配合割合が１０％を越えると、焼結後の結合相中のＣｏ含有割合が３３％を越えて高くなってしまい、この結果結合相の高温硬さが低下し、摩耗が急激に進行するようなることから、その配合割合を５〜１０％とし、結合相中のＣｏ含有割合が１８〜３３％となるように定めた。
（ｄ）圧粉体のＮｉおよび結合相のＮｉ
原料粉末であるＮｉ粉末には、焼結時にＣｏと共に結合相を形成して、結合相の耐熱性を向上させ、もって切削チップの耐摩耗性向上に寄与する作用があるが、その配合割合が５％未満では、焼結後の結合相におけるＮｉ成分の含有割合が２０％未満となってしまい、所望の耐熱性向上効果が得られず、一方、その配合割合が１０％を越えると、焼結後の結合相中のＮｉ含有割合が３５％を越えて高くなり、この結果結合相の高温強度が低下し、切刃部にチッピングが発生し易くなることから、その配合割合を５〜１０％とし、結合相中のＮｉ含有割合が２０〜３５％となるように定めた。
原料粉末であるＮｉ粉末には、焼結時にＣｏと共に結合相を形成して、結合相の耐熱性を向上させ、もって切削チップの耐摩耗性向上に寄与する作用があるが、その配合割合が５％未満では、焼結後の結合相におけるＮｉ成分の含有割合が２０％未満となってしまい、所望の耐熱性向上効果が得られず、一方、その配合割合が１０％を越えると、焼結後の結合相中のＮｉ含有割合が３５％を越えて高くなり、この結果結合相の高温強度が低下し、切刃部にチッピングが発生し易くなることから、その配合割合を５〜１０％とし、結合相中のＮｉ含有割合が２０〜３５％となるように定めた。
（ｅ）圧粉体の（Ｔｉ，Ｎｂ）ＣＮおよび硬質相
原料粉末として、従来用いられているＴｉＣＮ粉末に代って、Ｎｂを原子比で０．０５〜０．１５の割合で含有する（Ｔｉ，Ｎｂ）ＣＮ粉末を用いて、
（１）芯部が（Ｔｉ，Ｎｂ）ＣＮ相、周辺部が（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｗ）ＣＮ相または（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｗ，Ｔａ）ＣＮ相からなる有芯構造の第１硬質相、
（２）芯部および周辺部の両方が（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｗ）ＣＮ相または（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｗ，Ｔａ）ＣＮ相からなる有芯構造の第２硬質相、
以上（１）および（２）で構成された硬質相、すなわち実質的に有芯組織の硬質相だけで構成された硬質相を形成すると共に、Ｎｂの作用で特に有芯組織の芯部の硬さを向上させ、もって耐摩耗性向上に寄与するようにしたものであり、この場合（Ｔｉ，Ｎｂ）ＣＮ粉末おけるＮｂの含有割合を示すＸ値が、原子比で０．０５未満では前記芯部の硬さ向上効果を満足に確保することができず、一方そのＸ値が同０．１５を越えると、芯部の高温強度が低下し、切削時にチッピングが発生し易くなることから、Ｎｂの含有割合を示すＸ値を０．０５〜０．１５と定めた。
また、（Ｔｉ，Ｎｂ）ＣＮ粉末のＣ成分には高温硬さ、同Ｎ成分には高温強度をそれぞれ向上させる作用があり、したがって、Ｎ成分のＣ成分に対する含有割合を、原子比で０．４〜０．６に定めて、複合炭窒化物からなる硬質相が高温硬さと高温強度の両特性を具備するようにしたものである。
さらに、（Ｔｉ，Ｎｂ）ＣＮ粉末の配合割合に関しては、その配合割合が５０％未満では、切削チップにおける硬質相の割合が７５面積％未満となってしまい、焼結後のサーメットが所望の耐摩耗性を確保することができず、一方、その配合割合が６０％を越えると、硬質相の割合が９０面積％を越えて高くなり、この結果切削チップの強度が急激に低下し、切削時にチッピングが発生し易くなることから、その配合割合を５０〜６０％と定めた。
原料粉末として、従来用いられているＴｉＣＮ粉末に代って、Ｎｂを原子比で０．０５〜０．１５の割合で含有する（Ｔｉ，Ｎｂ）ＣＮ粉末を用いて、
（１）芯部が（Ｔｉ，Ｎｂ）ＣＮ相、周辺部が（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｗ）ＣＮ相または（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｗ，Ｔａ）ＣＮ相からなる有芯構造の第１硬質相、
（２）芯部および周辺部の両方が（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｗ）ＣＮ相または（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｗ，Ｔａ）ＣＮ相からなる有芯構造の第２硬質相、
以上（１）および（２）で構成された硬質相、すなわち実質的に有芯組織の硬質相だけで構成された硬質相を形成すると共に、Ｎｂの作用で特に有芯組織の芯部の硬さを向上させ、もって耐摩耗性向上に寄与するようにしたものであり、この場合（Ｔｉ，Ｎｂ）ＣＮ粉末おけるＮｂの含有割合を示すＸ値が、原子比で０．０５未満では前記芯部の硬さ向上効果を満足に確保することができず、一方そのＸ値が同０．１５を越えると、芯部の高温強度が低下し、切削時にチッピングが発生し易くなることから、Ｎｂの含有割合を示すＸ値を０．０５〜０．１５と定めた。
また、（Ｔｉ，Ｎｂ）ＣＮ粉末のＣ成分には高温硬さ、同Ｎ成分には高温強度をそれぞれ向上させる作用があり、したがって、Ｎ成分のＣ成分に対する含有割合を、原子比で０．４〜０．６に定めて、複合炭窒化物からなる硬質相が高温硬さと高温強度の両特性を具備するようにしたものである。
さらに、（Ｔｉ，Ｎｂ）ＣＮ粉末の配合割合に関しては、その配合割合が５０％未満では、切削チップにおける硬質相の割合が７５面積％未満となってしまい、焼結後のサーメットが所望の耐摩耗性を確保することができず、一方、その配合割合が６０％を越えると、硬質相の割合が９０面積％を越えて高くなり、この結果切削チップの強度が急激に低下し、切削時にチッピングが発生し易くなることから、その配合割合を５０〜６０％と定めた。
この発明の切削チップは、これを構成するサーメットの結合相が、焼結時の昇温工程における上記の雰囲気交互変化処理によって４０〜６０％のＷ成分を含有し、この結果前記結合相の高温硬さが急激に向上するようになることから、硬質相の芯部がＮｂ成分の含有で高い高温硬さを具備することと相俟って、高熱発生を伴なう高速切削加工ですぐれた耐摩耗性を発揮するものである。
つぎに、この発明の切削チップを実施例により具体的に説明する。
原料粉末として、いずれも０．５〜２μｍの平均粒径を有する、（Ｔｉ０．９５Ｎｂ０．０５）Ｃ０．５Ｎ０．５粉末（表１では原料Ａで示す）、（Ｔｉ０．９Ｎｂ０．１）Ｃ０．５Ｎ０．５粉末（表１では原料Ｂで示す）、（Ｔｉ０．８５Ｎｂ０．１５）Ｃ０．５Ｎ０．５粉末（表１では原料Ｃで示す）、（Ｔｉ０．９Ｎｂ０．１）Ｃ０．４Ｎ０．６粉末（表１では原料Ｄで示す）、（Ｔｉ０．９Ｎｂ０．１）Ｃ０．６Ｎ０．４粉末（表１では原料Ｅで示す）、（以上の原料粉末における含有割合は原子比を示す）、ＮｂＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、およびＮｉ粉末を用意し、これら原料粉末を、表１に示される配合組成に配合し、ボールミルで２４時間湿式混合し、乾燥した後、９８ＭＰａの圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を、以下の焼結条件、すなわち、
（ａ）室温から１２８０℃までを１０Ｐａ以下の真空雰囲気中、２℃／ｍｉｎ．の速度で昇温し、
（ｂ）１２８０℃の温度に昇温した時点で、３５ｋＰａのＡｒ雰囲気に２分間保持の短時間Ａｒ雰囲気保持と、１０Ｐａ以下の真空雰囲気に１０分間保持の短時間真空雰囲気保持とをそれぞれ表１に示される回数を交互に繰り返し施す雰囲気交互変化処理を施し、
（ｃ）上記雰囲気交互変化処理後、１４２０℃までの昇温を１０Ｐａ以下の真空雰囲気中、２℃／ｍｉｎ．の速度で昇温し、
（ｄ）１４２０℃から１４８０〜１５６０℃の範囲内の所定の焼結温度までの２℃／ｍｉｎ．の速度での昇温、並びに前記焼結温度に１．５時間保持を１３００Ｐａの窒素雰囲気で行い、
（ｅ）上記焼結温度からの炉冷を１０Ｐａ以下の真空雰囲気中で行う、
以上（ａ）〜（ｅ）の工程からなる条件で焼結し、焼結後、切刃部分にＲ：０．０７ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０４１２のチップ形状をもった本発明切削チップ１〜１０をそれぞれ製造した。
（ａ）室温から１２８０℃までを１０Ｐａ以下の真空雰囲気中、２℃／ｍｉｎ．の速度で昇温し、
（ｂ）１２８０℃の温度に昇温した時点で、３５ｋＰａのＡｒ雰囲気に２分間保持の短時間Ａｒ雰囲気保持と、１０Ｐａ以下の真空雰囲気に１０分間保持の短時間真空雰囲気保持とをそれぞれ表１に示される回数を交互に繰り返し施す雰囲気交互変化処理を施し、
（ｃ）上記雰囲気交互変化処理後、１４２０℃までの昇温を１０Ｐａ以下の真空雰囲気中、２℃／ｍｉｎ．の速度で昇温し、
（ｄ）１４２０℃から１４８０〜１５６０℃の範囲内の所定の焼結温度までの２℃／ｍｉｎ．の速度での昇温、並びに前記焼結温度に１．５時間保持を１３００Ｐａの窒素雰囲気で行い、
（ｅ）上記焼結温度からの炉冷を１０Ｐａ以下の真空雰囲気中で行う、
以上（ａ）〜（ｅ）の工程からなる条件で焼結し、焼結後、切刃部分にＲ：０．０７ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０４１２のチップ形状をもった本発明切削チップ１〜１０をそれぞれ製造した。
また、比較の目的で、表２に示される通り、原料粉末として、上記の原料Ａ〜Ｅに代って、１μｍの平均粒径を有する、ＴｉＣ０．５Ｎ０．５粉末（Ｃ／Ｎは原子比で示す）を用いると共に、焼結温度への昇温過程における上記の雰囲気交互変化処理を行わない以外は実質的に同一の条件で従来切削チップ１〜１０をそれぞれ製造した。
この結果得られた本発明切削チップ１〜１０および従来切削チップ１〜１０について、これを構成するサーメットの走査型電子顕微鏡による組織観察結果および結合相の分析結果をそれぞれ表３，４に示した。
つぎに、上記の本発明切削チップ１〜１０および従来切削チップ１〜１０について、これをいずれも工具鋼製バイトの先端部に固定治具にてネジ止めした状態で、
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０の丸棒、
切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：２０分、
の条件（切削条件Ａという）での合金鋼の乾式連続高速切削試験（通常の切削速度は２００ｍ／ｍｉｎ）、
被削材：ＪＩＳ・Ｓ２０Ｃの長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．５ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：１０分、
の条件（切削条件Ｂという）での炭素鋼の乾式断続高速切削試験（通常の切削速度は２５０ｍ／ｍｉｎ）、さらに、
被削材：ＪＩＳ・ＦＣ３００の丸棒、
切削速度：４２０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：２．５ｍｍ、
送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：２０分、
の条件（切削条件Ｃという）での鋳鉄の乾式連続高速切削試験（通常の切削速度は２８０ｍ／ｍｉｎ）を行い、いずれの切削試験でも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。この測定結果を表５に示した。
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０の丸棒、
切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：２０分、
の条件（切削条件Ａという）での合金鋼の乾式連続高速切削試験（通常の切削速度は２００ｍ／ｍｉｎ）、
被削材：ＪＩＳ・Ｓ２０Ｃの長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．５ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：１０分、
の条件（切削条件Ｂという）での炭素鋼の乾式断続高速切削試験（通常の切削速度は２５０ｍ／ｍｉｎ）、さらに、
被削材：ＪＩＳ・ＦＣ３００の丸棒、
切削速度：４２０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：２．５ｍｍ、
送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：２０分、
の条件（切削条件Ｃという）での鋳鉄の乾式連続高速切削試験（通常の切削速度は２８０ｍ／ｍｉｎ）を行い、いずれの切削試験でも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。この測定結果を表５に示した。
表１〜５に示される結果から、本発明切削チップ１〜１０は、いずれもこれを構成するサーメットの結合相がＷ成分の４０〜６０％の高含有によってすぐれた高温硬さを具備するようになることから、硬質相の芯部がＮｂ成分の含有で高い高温硬さを有することと相俟って、高熱発生を伴なう高速切削加工でもすぐれた耐摩耗性を発揮するのに対して、従来切削チップ１〜１０においては、いずれも結合相におけるＷの含有割合が１〜１０％と低く、この結果結合相にすぐれた高温硬さを期待することができないことから、特に高速切削加工での前記結合相の摩耗進行が促進するようになり、これが原因で比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。
上述のように、この発明の切削チップは、各種の鋼や鋳鉄などの通常の条件での切削加工は勿論のこと、高熱発生を伴なう高速切削加工でもすぐれた耐摩耗性を発揮し、切削加工の省力化および省エネ化、さらに低コスト化に十分満足に対応できるものである。
Claims (1)
- （ａ）質量％で、炭化タングステン：２０〜３０％、
炭化タンタルおよび炭化ニオブのうちの１種または２種：５〜１０％、
Ｃｏ：５〜１０％、
Ｎｉ：５〜１０％、
組成式：（Ｔｉ１−ＸＮｂＸ）Ｃ１−ＹＮＹ、（ただし、原子比で、Ｘ：０．０５〜０．１５、Ｙ：０．４〜０．６を示す）、
を満足するＴｉとＮｂの複合炭窒化物：残り（ただし、５０〜６０％含有）、
からなる配合組成を有する圧粉体の焼結体である炭窒化チタン基サーメットで構成され、
（ｂ）上記炭窒化チタン基サーメットは、走査型電子顕微鏡による組織観察で、
硬質相：７５〜９０面積％、
結合相および不可避不純物：残り、
からなる組織を有すると共に、上記硬質相は、
（１）芯部がＴｉとＮｂの複合炭窒化物相、周辺部がＴｉとＮｂとＷ、またはＴｉとＮｂとＷとＴａの複合炭窒化物［以下、（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｗ）ＣＮ、または（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｗ，Ｔａ）ＣＮで示す］相からなる有芯構造の第１硬質相、
（２）芯部および周辺部の両方が（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｗ）ＣＮ相、または（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｗ，Ｔａ）ＣＮ相からなる有芯構造の第２硬質相、
以上（１）および（２）で構成され、さらに上記結合相は、結合相に占める割合で、かつ質量％で、
Ｃｏ：１８〜３３％、
Ｎｉ：２０〜３５％、
ＴｉとＮｂ、またはＴｉとＮｂとＴａ：合量で５％以下、
Ｗおよび不可避不純物：残り（ただし、Ｗ：４０〜６０％含有）、
からなる組成を有するＷ−Ｃｏ−Ｎｉ系合金からなること、
を特徴とする高熱発生を伴なう高速切削加工ですぐれた耐摩耗性を発揮する炭窒化チタン基サーメット製スローアウエイチップ。
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- 2005-09-07 JP JP2005259170A patent/JP4553381B2/ja active Active
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