JP3285724B2 - サーメット - Google Patents
サーメットInfo
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- JP3285724B2 JP3285724B2 JP32255294A JP32255294A JP3285724B2 JP 3285724 B2 JP3285724 B2 JP 3285724B2 JP 32255294 A JP32255294 A JP 32255294A JP 32255294 A JP32255294 A JP 32255294A JP 3285724 B2 JP3285724 B2 JP 3285724B2
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- cermet
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はサーメットに関するもの
であり、特に切削工具用の材料として最適なサーメット
に関するものである。
であり、特に切削工具用の材料として最適なサーメット
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、切削工具用サーメットとして、Ｔ
ｉの炭化物，窒化物，炭窒化物及びこれらの複合化合物
のうち少なくとも１種を主成分とする硬質相と、鉄族金
属からなる結合相によって構成されるサーメットが用い
られるようになっている。
ｉの炭化物，窒化物，炭窒化物及びこれらの複合化合物
のうち少なくとも１種を主成分とする硬質相と、鉄族金
属からなる結合相によって構成されるサーメットが用い
られるようになっている。
【０００３】かかるサーメットとしては、これまでＴｉ
Ｃを主成分とするＴｉＣ基サーメットが主流であった
が、近年ではこの系に窒化物を添加したＴｉＣＮ基サー
メットが数多く提案されている。
Ｃを主成分とするＴｉＣ基サーメットが主流であった
が、近年ではこの系に窒化物を添加したＴｉＣＮ基サー
メットが数多く提案されている。
【０００４】これらのＴｉＣＮ基サーメットにおいて、
硬質相を形成している炭素（Ｃ）および窒素（Ｎ）の比
率は、これらサーメットの靱性および硬度を決定する大
きな要因であり、最近では窒素の比率を高めることによ
り、これらサーメットの靱性を高めようとする試みがな
されている。
硬質相を形成している炭素（Ｃ）および窒素（Ｎ）の比
率は、これらサーメットの靱性および硬度を決定する大
きな要因であり、最近では窒素の比率を高めることによ
り、これらサーメットの靱性を高めようとする試みがな
されている。
【０００５】これらのＴｉＣＮ基サーメットとしては、
例えば、特公昭５６−５１２０１号公報等に開示される
ものが知られている。この公報には、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔ
ａ，Ｍｏ）ＣＮからなる硬質相と、Ｎｉ，Ｃｏからなる
結合相とから構成されるサーメットが開示され、硬質相
がＴｉや窒素に富む芯部と、Ｗ，Ｔａ，Ｍｏおよび炭素
に富む周辺部とから構成された有芯構造を呈することが
述べられている。
例えば、特公昭５６−５１２０１号公報等に開示される
ものが知られている。この公報には、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔ
ａ，Ｍｏ）ＣＮからなる硬質相と、Ｎｉ，Ｃｏからなる
結合相とから構成されるサーメットが開示され、硬質相
がＴｉや窒素に富む芯部と、Ｗ，Ｔａ，Ｍｏおよび炭素
に富む周辺部とから構成された有芯構造を呈することが
述べられている。
【０００６】また、最近に至り上記のＴｉＣＮ基サーメ
ットに対して各種の改良がなされ、特公昭６３−３０１
７号公報や特開昭６４−３９３４２号公報等において、
硬質相成分の改良や有芯構造における芯部あるいは周辺
部の改良がなされている。
ットに対して各種の改良がなされ、特公昭６３−３０１
７号公報や特開昭６４−３９３４２号公報等において、
硬質相成分の改良や有芯構造における芯部あるいは周辺
部の改良がなされている。
【０００７】
【発明が解決しようとする問題点】しかしながら、これ
らの先行技術によっても、サーメットの本質的な性能の
改良には至っておらず、現在切削工具材料として主に用
いられている超硬合金に比べ、切削特性は劣っている。
特に、切削条件が厳しくなる断続切削や湿式での切削に
おいては、未だに耐欠損性が十分満足するまで改善され
ていないという問題があった。
らの先行技術によっても、サーメットの本質的な性能の
改良には至っておらず、現在切削工具材料として主に用
いられている超硬合金に比べ、切削特性は劣っている。
特に、切削条件が厳しくなる断続切削や湿式での切削に
おいては、未だに耐欠損性が十分満足するまで改善され
ていないという問題があった。
【０００８】
【問題点を解決するための手段】本発明者は、上記の知
見に基づき、耐欠損性、特に湿式切削における耐欠損性
に優れるサーメットについて検討をおこなったところ、
サーメット成分の硬質相が、ＣｕのＫα１線を用いたＸ
線回折における（１１３）面のピーク位置が異なる３種
以上のＢ１型（立方晶）結晶を有し、それぞれのピーク
位置が０．２〜１．０度離れていると、耐摩耗性能を劣
化させることなく、機械的衝撃がかかる断続切削や、熱
衝撃がかかる湿式切削で、良好な耐欠損性を有するサー
メットを得ることができることを知見し、本発明に至っ
た。
見に基づき、耐欠損性、特に湿式切削における耐欠損性
に優れるサーメットについて検討をおこなったところ、
サーメット成分の硬質相が、ＣｕのＫα１線を用いたＸ
線回折における（１１３）面のピーク位置が異なる３種
以上のＢ１型（立方晶）結晶を有し、それぞれのピーク
位置が０．２〜１．０度離れていると、耐摩耗性能を劣
化させることなく、機械的衝撃がかかる断続切削や、熱
衝撃がかかる湿式切削で、良好な耐欠損性を有するサー
メットを得ることができることを知見し、本発明に至っ
た。
【０００９】即ち、本発明のサーメットは、Ｔｉの炭化
物，窒化物，炭窒化物及びこれらの複合化合物のうち少
なくとも１種を主成分とする硬質相と、鉄族金属のうち
少なくとも１種からなる結合相とからなるサーメットに
おいて、前記硬質相が、ＣｕのＫα１線を用いたＸ線回
折における（１１３）面のピーク位置がそれぞれ０．２
〜１．０度離れた３種以上のＢ１型結晶を有するもので
ある。
物，窒化物，炭窒化物及びこれらの複合化合物のうち少
なくとも１種を主成分とする硬質相と、鉄族金属のうち
少なくとも１種からなる結合相とからなるサーメットに
おいて、前記硬質相が、ＣｕのＫα１線を用いたＸ線回
折における（１１３）面のピーク位置がそれぞれ０．２
〜１．０度離れた３種以上のＢ１型結晶を有するもので
ある。
【００１０】本発明においては、硬質相が、ＣｕのＫα
１線を用いたＸ線回折における（１１３）面のピーク位
置がそれぞれ０．２〜１．０度離れた３種以上のＢ１型
結晶を有しており、硬質相の固溶状態がそれぞれ異なる
３相以上の固溶体相からなることを意味するものであ
る。
１線を用いたＸ線回折における（１１３）面のピーク位
置がそれぞれ０．２〜１．０度離れた３種以上のＢ１型
結晶を有しており、硬質相の固溶状態がそれぞれ異なる
３相以上の固溶体相からなることを意味するものであ
る。
【００１１】また、３種以上のＢ１型結晶の（１１３）
面のピーク位置は互いに０．２〜１．０度離れている
が、これは、（１１３）面のピーク位置が０．２度未満
しか離れていない、つまりＢ１型結晶の固溶状態が近い
状態では、硬質相に残留応力が発生せずに、良好な耐欠
損性が得られ難く、逆に１．０度よりも離れているとＢ
１型結晶の固溶状態が異なりすぎ、それぞれのＢ１型結
晶の間の界面状態が弱くなり、良好な耐欠損性が得られ
ないからである。３種以上のＢ１型結晶の（１１３）面
のピーク位置はそれぞれ０．３〜０．８度離れているこ
とが望ましい。
面のピーク位置は互いに０．２〜１．０度離れている
が、これは、（１１３）面のピーク位置が０．２度未満
しか離れていない、つまりＢ１型結晶の固溶状態が近い
状態では、硬質相に残留応力が発生せずに、良好な耐欠
損性が得られ難く、逆に１．０度よりも離れているとＢ
１型結晶の固溶状態が異なりすぎ、それぞれのＢ１型結
晶の間の界面状態が弱くなり、良好な耐欠損性が得られ
ないからである。３種以上のＢ１型結晶の（１１３）面
のピーク位置はそれぞれ０．３〜０．８度離れているこ
とが望ましい。
【００１２】また、図１に示すように、３種以上のＢ１
型結晶の（１１３）面における最高角度側の相ａのピー
ク強度に対する低角度側の２相ｂ，ｃのピーク強度比を
１以上とすることが望ましい。このように、最高角度側
のピーク強度に対する低角度側のピーク強度比を１以上
とすることにより、耐摩耗性をそれ程低下させることな
く耐欠損性をさらに向上できるからである。逆に、最高
角度側のピーク強度に対する低角度側のピーク強度比が
１より小さいと、固溶強化された相の量が少なくなり、
良好な耐摩耗性，耐欠損性が得られ難くなる。
型結晶の（１１３）面における最高角度側の相ａのピー
ク強度に対する低角度側の２相ｂ，ｃのピーク強度比を
１以上とすることが望ましい。このように、最高角度側
のピーク強度に対する低角度側のピーク強度比を１以上
とすることにより、耐摩耗性をそれ程低下させることな
く耐欠損性をさらに向上できるからである。逆に、最高
角度側のピーク強度に対する低角度側のピーク強度比が
１より小さいと、固溶強化された相の量が少なくなり、
良好な耐摩耗性，耐欠損性が得られ難くなる。
【００１３】本発明のサーメットは、例えば、硬質相原
料粉末としてＴｉＣＮ粉末、ＴｉＮ粉末、ＮｂＣ粉末、
Ｍｏ2 Ｃ粉末、ＷＣ粉末、結合相原料粉末としてＮｉと
Ｃｏとを混合、粉砕した後、所定圧力でチップ形状にプ
レス成形し、これらの成形体を室温〜１０００℃までは
３〜２０℃／ｍｉｎ、望ましくは５〜１５℃／ｍｉｎの
昇温速度で昇温を行い、１０００〜焼結温度までは５〜
３０℃／ｍｉｎ、望ましくは１０〜２５℃／ｍｉｎで昇
温を行い、１３００〜１６００℃の温度で真空雰囲気で
０．５〜６時間焼成し、例えば、後述する実施例に示す
ように昇温速度および焼成時間を制御することにより、
任意の固溶状態の硬質相が作成可能となり、（１１３）
面のピーク位置が異なる３つのＢ１型結晶構造を生じさ
せることが可能となる。特に、上記のようにして作製し
た焼結体を窒素雰囲気中において、焼成温度よりも低い
温度、１０００〜１６００℃で０．５〜２４時間、望ま
しくは１２５０〜１５００℃で０．５〜２時間熱処理す
ることにより、任意の固溶状態の硬質相の作製が容易と
なる。焼成した焼結体を一旦冷却した後に熱処理しても
良く、また、焼成した焼結体を連続して熱処理しても良
い。
料粉末としてＴｉＣＮ粉末、ＴｉＮ粉末、ＮｂＣ粉末、
Ｍｏ2 Ｃ粉末、ＷＣ粉末、結合相原料粉末としてＮｉと
Ｃｏとを混合、粉砕した後、所定圧力でチップ形状にプ
レス成形し、これらの成形体を室温〜１０００℃までは
３〜２０℃／ｍｉｎ、望ましくは５〜１５℃／ｍｉｎの
昇温速度で昇温を行い、１０００〜焼結温度までは５〜
３０℃／ｍｉｎ、望ましくは１０〜２５℃／ｍｉｎで昇
温を行い、１３００〜１６００℃の温度で真空雰囲気で
０．５〜６時間焼成し、例えば、後述する実施例に示す
ように昇温速度および焼成時間を制御することにより、
任意の固溶状態の硬質相が作成可能となり、（１１３）
面のピーク位置が異なる３つのＢ１型結晶構造を生じさ
せることが可能となる。特に、上記のようにして作製し
た焼結体を窒素雰囲気中において、焼成温度よりも低い
温度、１０００〜１６００℃で０．５〜２４時間、望ま
しくは１２５０〜１５００℃で０．５〜２時間熱処理す
ることにより、任意の固溶状態の硬質相の作製が容易と
なる。焼成した焼結体を一旦冷却した後に熱処理しても
良く、また、焼成した焼結体を連続して熱処理しても良
い。
【００１４】
【作用】サーメットを構成している硬質相は、主成分で
あるチタン（またはニオブ）の炭化物、窒化物または炭
窒化物に、その他成分である周期律表の第４ａ，５ａ，
６ａ族元素が固溶して形成されている。そしてこの硬質
相の結晶の面間隔、即ち、Ｘ線回折による回折角度は、
これら他成分元素の固溶割合、及び非金属元素の割合に
より変化することが知られている。
あるチタン（またはニオブ）の炭化物、窒化物または炭
窒化物に、その他成分である周期律表の第４ａ，５ａ，
６ａ族元素が固溶して形成されている。そしてこの硬質
相の結晶の面間隔、即ち、Ｘ線回折による回折角度は、
これら他成分元素の固溶割合、及び非金属元素の割合に
より変化することが知られている。
【００１５】本発明における大きな特徴は、サーメット
を構成する硬質相を、（１１３）面のピーク位置が異な
り、それぞれのピーク位置が０．２〜１．０度離れた３
種以上のＢ１型結晶により構成した点にある。つまり、
硬質相中に３種以上の異なった面間隔を有する結晶相が
存在することを意味する。即ち、硬質相中の固溶状態が
異なる３種以上の相が共存することにより、各相の熱膨
張係数が異なり硬質相中に残留圧縮応力が発生する。こ
の様な応力の発生により、機械的衝撃がかかる断続切削
や、熱衝撃がかかる湿式切削で、良好な耐欠損性を有す
る切削工具用サーメットが得られる。
を構成する硬質相を、（１１３）面のピーク位置が異な
り、それぞれのピーク位置が０．２〜１．０度離れた３
種以上のＢ１型結晶により構成した点にある。つまり、
硬質相中に３種以上の異なった面間隔を有する結晶相が
存在することを意味する。即ち、硬質相中の固溶状態が
異なる３種以上の相が共存することにより、各相の熱膨
張係数が異なり硬質相中に残留圧縮応力が発生する。こ
の様な応力の発生により、機械的衝撃がかかる断続切削
や、熱衝撃がかかる湿式切削で、良好な耐欠損性を有す
る切削工具用サーメットが得られる。
【００１６】また、最高角度側の回折ピーク強度に対す
る低角度側の回折ピーク強度比が１以上であるというこ
とは、結晶面間隔（ｄ）が大きい硬質相成分が多くなる
ということであり、より大きな原子半径の原子が固溶
し、固溶強化された硬質相が増加したことを意味してい
る。このように回折線のピーク強度比（高角度側の回折
ピーク強度に対する低角度側の回折ピーク強度比）が１
以上であることは、低角度側の回折ピーク強度が大きい
ということであり、より固溶強化された相の量が多いと
いうことを意味しており、このことにより、耐摩耗性を
劣化させることなく、さらに耐欠損性の向上を図ること
ができる。即ち、最高角度側の回折ピーク強度に対する
低角度側の回折ピーク強度比が１以上であることによ
り、耐摩耗性をそれ程低下させることなく耐欠損性をさ
らに向上できる。
る低角度側の回折ピーク強度比が１以上であるというこ
とは、結晶面間隔（ｄ）が大きい硬質相成分が多くなる
ということであり、より大きな原子半径の原子が固溶
し、固溶強化された硬質相が増加したことを意味してい
る。このように回折線のピーク強度比（高角度側の回折
ピーク強度に対する低角度側の回折ピーク強度比）が１
以上であることは、低角度側の回折ピーク強度が大きい
ということであり、より固溶強化された相の量が多いと
いうことを意味しており、このことにより、耐摩耗性を
劣化させることなく、さらに耐欠損性の向上を図ること
ができる。即ち、最高角度側の回折ピーク強度に対する
低角度側の回折ピーク強度比が１以上であることによ
り、耐摩耗性をそれ程低下させることなく耐欠損性をさ
らに向上できる。
【００１７】
実施例１ 硬質相原料粉末としてＴｉＮ粉末：６０重量％、ＴｉＣ
Ｎ粉末：１０重量％、ＮｂＣ粉末：１０重量％、ＷＣ粉
末：５重量％と、結合相原料粉末としてＮｉ：７．５重
量％、Ｃｏ：７．５重量％とを混合、粉砕した後、１．
５ｔｏｎ／ｃｍ2 の圧力でＴＮＧＡ１６０４０８用のチ
ップ形状にプレス成形した。次にこれらの成形体を室温
〜１０００℃までは５℃／ｍｉｎの昇温速度で昇温を行
い、１０００℃〜１５５０℃までは２５℃／ｍｉｎで昇
温を行い、１５５０℃の温度で真空雰囲気で６時間保持
して焼成した。
Ｎ粉末：１０重量％、ＮｂＣ粉末：１０重量％、ＷＣ粉
末：５重量％と、結合相原料粉末としてＮｉ：７．５重
量％、Ｃｏ：７．５重量％とを混合、粉砕した後、１．
５ｔｏｎ／ｃｍ2 の圧力でＴＮＧＡ１６０４０８用のチ
ップ形状にプレス成形した。次にこれらの成形体を室温
〜１０００℃までは５℃／ｍｉｎの昇温速度で昇温を行
い、１０００℃〜１５５０℃までは２５℃／ｍｉｎで昇
温を行い、１５５０℃の温度で真空雰囲気で６時間保持
して焼成した。
【００１８】得られた焼結体を１気圧の窒素雰囲気中に
おいて１５００℃で１時間熱処理した。比較合金とし
て、同一の原料粉末を用いて、室温〜１５５０℃までを
１５℃／ｍｉｎの昇温速度で昇温を行い、１５５０℃の
温度で真空雰囲気で１時間保持して焼成を行った比較サ
ーメットを作製した。
おいて１５００℃で１時間熱処理した。比較合金とし
て、同一の原料粉末を用いて、室温〜１５５０℃までを
１５℃／ｍｉｎの昇温速度で昇温を行い、１５５０℃の
温度で真空雰囲気で１時間保持して焼成を行った比較サ
ーメットを作製した。
【００１９】本発明のサーメットの硬質相を、ＣｕのＫ
α１線を用いたＸ線回折における（１１３）面の回折ピ
ークを観察したところ、当該サーメットでは回折ピーク
が３つ観察され、それぞれのピーク位置が０．４，０．
５度離れていた。
α１線を用いたＸ線回折における（１１３）面の回折ピ
ークを観察したところ、当該サーメットでは回折ピーク
が３つ観察され、それぞれのピーク位置が０．４，０．
５度離れていた。
【００２０】図１にＸ線回折におけるチャート図を示
す。図１において、符号ａ，ｂ，ｃは（１１３）面の回
折ピークを示す。
す。図１において、符号ａ，ｂ，ｃは（１１３）面の回
折ピークを示す。
【００２１】また、回折ピークの強度比は（最高角度側
の相ａの回折ピーク強度に対する低角度側の２相ｂ，ｃ
の回折ピーク強度比）はそれぞれ２．９，１．５であっ
た。
の相ａの回折ピーク強度に対する低角度側の２相ｂ，ｃ
の回折ピーク強度比）はそれぞれ２．９，１．５であっ
た。
【００２２】また、比較サーメットの硬質相を、同様の
方法にて（１１３）面の回折ピークを観察したところ、
回折ピークは１つしか観察されなかった。
方法にて（１１３）面の回折ピークを観察したところ、
回折ピークは１つしか観察されなかった。
【００２３】さらに、上記試料を用いて下記に示す切削
条件で湿式切削試験を行い、切削後のフランク摩耗量及
び刃先の欠損率を調べた。
条件で湿式切削試験を行い、切削後のフランク摩耗量及
び刃先の欠損率を調べた。
【００２４】（摩耗試験） 被削材 ＳＣＭ４４０ 切削速度 ２５０ｍ／ｍｉｎ 切り込み ２ｍｍ 送り ０．３ｍｍ／ｒｅｖ． 切削時間 １０ｍｉｎ （欠損試験） 被削材 ＳＣＭ４４０（４本溝入り） 切削速度 １００ｍ／ｍｉｎ 切り込み ２ｍｍ 送り ０．３ｍｍ／ｒｅｖ． 切削時間 １ｍｉｎ 本発明の切削工具用サーメットでは、摩耗量は０．２５
ｍｍであったのに対し、比較サーメットでは０．４ｍｍ
と大きな摩耗量となった。また欠損試験では、本発明の
サーメットでは２０％の欠損率であったのに対し、比較
サーメットでは９０％の欠損率を示した。
ｍｍであったのに対し、比較サーメットでは０．４ｍｍ
と大きな摩耗量となった。また欠損試験では、本発明の
サーメットでは２０％の欠損率であったのに対し、比較
サーメットでは９０％の欠損率を示した。
【００２５】実施例２ さらに本発明者は、種々の原料粉末を表１に示すような
割合で秤量混合し、表２に示すような条件で焼成しサー
メットを作製した。
割合で秤量混合し、表２に示すような条件で焼成しサー
メットを作製した。
【００２６】
【表１】
【００２７】そして、上記実施例１と同様に（１１３）
面の回折ピークを観察し、ピーク強度比を測定し、さら
に、上記実施例１と同様にして摩耗量および欠損率を測
定した。この結果を表２に記す。
面の回折ピークを観察し、ピーク強度比を測定し、さら
に、上記実施例１と同様にして摩耗量および欠損率を測
定した。この結果を表２に記す。
【００２８】
【表２】
【００２９】これらの表１，２より、本発明のサーメッ
トでは（１１３）面の回折ピークが３つ存在し、そのピ
ーク位置が０．２〜１．０度離れている場合には、優れ
た耐摩耗性および耐欠損性を有することが判る。また、
ピーク強度比（高角度側の回折ピーク強度に対する低角
度側の回折ピーク強度比）が１以上の場合には、耐摩耗
性および耐欠損性をさらに向上することができることが
判る。尚、実施例１を表１中の試料Ｎo.５に、実施例１
の比較例を試料Ｎo.２に示す。また、試料Ｎo.１〜７，
９については、ＴｉＣＮ粉末としてＴｉＣ0.5 Ｎ0.5 か
らなる組成のものを用い、試料Ｎo.８についてはＴｉＣ
0.3 Ｎ0.7 からなる組成の粉末５重量％とＴｉＣ0.7 Ｎ
0.3 からなる組成の粉末５重量％を用い、試料Ｎo.１０
についてはＴｉＣ0.3 Ｎ0.7 からなる組成の粉末１０重
量％とＴｉＣ0.7 Ｎ0.3 からなる組成の粉末１０重量％
を用いた。
トでは（１１３）面の回折ピークが３つ存在し、そのピ
ーク位置が０．２〜１．０度離れている場合には、優れ
た耐摩耗性および耐欠損性を有することが判る。また、
ピーク強度比（高角度側の回折ピーク強度に対する低角
度側の回折ピーク強度比）が１以上の場合には、耐摩耗
性および耐欠損性をさらに向上することができることが
判る。尚、実施例１を表１中の試料Ｎo.５に、実施例１
の比較例を試料Ｎo.２に示す。また、試料Ｎo.１〜７，
９については、ＴｉＣＮ粉末としてＴｉＣ0.5 Ｎ0.5 か
らなる組成のものを用い、試料Ｎo.８についてはＴｉＣ
0.3 Ｎ0.7 からなる組成の粉末５重量％とＴｉＣ0.7 Ｎ
0.3 からなる組成の粉末５重量％を用い、試料Ｎo.１０
についてはＴｉＣ0.3 Ｎ0.7 からなる組成の粉末１０重
量％とＴｉＣ0.7 Ｎ0.3 からなる組成の粉末１０重量％
を用いた。
【００３０】
【発明の効果】以上、詳述した通り、本発明のサーメッ
トでは、硬質相が、ＣｕのＫα１線を用いたＸ線回折に
おける（１１３）面のピーク位置が異なる３種以上のＢ
１型結晶構造を有し、それぞれのピーク位置が０．２〜
１．０度離れているので、硬質相中の３相以上の固溶状
態が異なり、各相の熱膨張係数が異なり、硬質相中に残
留圧縮応力が発生し、これにより機械的衝撃がかかる断
続切削や、熱衝撃がかかる湿式切削でも優れた耐摩耗性
と耐欠損性を有することができる。
トでは、硬質相が、ＣｕのＫα１線を用いたＸ線回折に
おける（１１３）面のピーク位置が異なる３種以上のＢ
１型結晶構造を有し、それぞれのピーク位置が０．２〜
１．０度離れているので、硬質相中の３相以上の固溶状
態が異なり、各相の熱膨張係数が異なり、硬質相中に残
留圧縮応力が発生し、これにより機械的衝撃がかかる断
続切削や、熱衝撃がかかる湿式切削でも優れた耐摩耗性
と耐欠損性を有することができる。
【図１】本発明の試料Ｎo.５のＸ線回折チャート図であ
る。
る。
Claims (1)
- 【請求項１】Ｔｉの炭化物，窒化物，炭窒化物及びこれ
らの複合化合物のうち少なくとも１種を主成分とする硬
質相と、鉄族金属のうち少なくとも１種からなる結合相
とからなるサーメットにおいて、前記硬質相が、Ｃｕの
Ｋα１線を用いたＸ線回折における（１１３）面のピー
ク位置がそれぞれ０．２〜１．０度離れた３種以上のＢ
１型結晶を有することを特徴とするサーメット。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP32255294A JP3285724B2 (ja) | 1994-12-26 | 1994-12-26 | サーメット |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP32255294A JP3285724B2 (ja) | 1994-12-26 | 1994-12-26 | サーメット |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08176718A JPH08176718A (ja) | 1996-07-09 |
| JP3285724B2 true JP3285724B2 (ja) | 2002-05-27 |
Family
ID=18144955
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
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1994
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