JP3319246B2 - 耐欠損性の優れたサーメツト製切削工具 - Google Patents
耐欠損性の優れたサーメツト製切削工具Info
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- JP3319246B2 JP3319246B2 JP26887495A JP26887495A JP3319246B2 JP 3319246 B2 JP3319246 B2 JP 3319246B2 JP 26887495 A JP26887495 A JP 26887495A JP 26887495 A JP26887495 A JP 26887495A JP 3319246 B2 JP3319246 B2 JP 3319246B2
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- Japan
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- hard phase
- phase
- cermet
- cutting
- cutting tool
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- Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、例えば鋼の高速
切削に用いた場合にも、連続切削は勿論のこと、断続切
削においても切刃に欠けやチッピング（微小欠け）など
の発生なく、優れた耐欠損性を示すサーメット製切削工
具に関するものである。
切削に用いた場合にも、連続切削は勿論のこと、断続切
削においても切刃に欠けやチッピング（微小欠け）など
の発生なく、優れた耐欠損性を示すサーメット製切削工
具に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、サーメット製切削工具として、例
えば特開平６−２５６８８４号公報に記載されているよ
うに、Ｃｏおよび／またはＮｉを主成分とする結合相：
５〜３０容量％、を含有し、残りが実質的に、 （ａ）炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）で構成さ
れた単一相構造を有する硬質相（以下、単相硬質相とい
う） （ｂ）Ｔｉと、Ｔａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｗ、およびＭｏのう
ちの１種以上との複合炭窒化物［以下、（Ｔｉ、Ｍ）Ｃ
Ｎで示す］で構成され、かつ有芯２重相構造および／ま
たは有芯３重相構造を有する硬質相（以下、有芯構造硬
質相という）、以上（ａ）および（ｂ）からなる組成を
有するサーメットで構成されており、これが例えば鋼の
連続切削や断続切削に用いられることも知られている。
えば特開平６−２５６８８４号公報に記載されているよ
うに、Ｃｏおよび／またはＮｉを主成分とする結合相：
５〜３０容量％、を含有し、残りが実質的に、 （ａ）炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）で構成さ
れた単一相構造を有する硬質相（以下、単相硬質相とい
う） （ｂ）Ｔｉと、Ｔａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｗ、およびＭｏのう
ちの１種以上との複合炭窒化物［以下、（Ｔｉ、Ｍ）Ｃ
Ｎで示す］で構成され、かつ有芯２重相構造および／ま
たは有芯３重相構造を有する硬質相（以下、有芯構造硬
質相という）、以上（ａ）および（ｂ）からなる組成を
有するサーメットで構成されており、これが例えば鋼の
連続切削や断続切削に用いられることも知られている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】一方、近年の切削加工
装置の高性能化および高出力化、さらに高精密化はめざ
ましく、これに伴い、切削加工は高速化の傾向にある
が、上記の従来サーメット製切削工具はじめ、その他の
多くのサーメット製切削工具においては、これらをたと
えば鋼の高速切削に用いた場合、連続切削では何らの問
題の発生もないが、断続切削では切刃に欠けやチッピン
グなどが発生し易く、比較的短時間で使用寿命に至るの
が現状である。
装置の高性能化および高出力化、さらに高精密化はめざ
ましく、これに伴い、切削加工は高速化の傾向にある
が、上記の従来サーメット製切削工具はじめ、その他の
多くのサーメット製切削工具においては、これらをたと
えば鋼の高速切削に用いた場合、連続切削では何らの問
題の発生もないが、断続切削では切刃に欠けやチッピン
グなどが発生し易く、比較的短時間で使用寿命に至るの
が現状である。
【０００４】
【課題を解決するための手段】そこで本発明者等は、上
述のような観点から、上記の従来サーメット製切削工具
に着目し、これに比して一段と耐欠損性の優れたサーメ
ット製切削工具を開発すべく研究を行った結果、上記の
従来サーメット製切削工具は、特開平６−２５６８８４
号公報、第３頁、第４欄に記載されるように、焼結を、
例えば「常温から１１００℃までの昇温過程を１０-2ｔ
ｏｒｒの窒素雰囲気とし、１１００℃から１４２０〜１
６００℃の範囲内の所定の焼結温度までの昇温過程、前
記焼結温度に１時間の保持過程、および焼結温度保持終
了から常温までの冷却過程を１００Ｔｏｒｒの窒素雰囲
気とし、かつ昇温速度を、３℃／ｍｉｎ、冷却速度を５
℃／ｍｉｎとした条件」で行うことによって製造される
が、サーメットを構成する硬質相を、（Ｔｉ、Ｗ、Ｎ
ｂ）ＣＮ、または（Ｔｉ、Ｗ、Ｎｂ、Ｍｏ）ＣＮ、に特
定した上で、焼結を、「真空または不活性ガス雰囲気
中、常温から２０℃／ｍｉｎ以下の速度で昇温を開始
し、少なくとも１１５０℃から液相出現温度までの昇温
を５０〜１００℃／ｍｉｎの速度とし、液相出現温度焼
結温度までの昇温を２０℃／ｍｉｎ以下の速度で行い、
焼結温度からなる焼結温度における保持時間を１時間以
上とし、焼結温度から少なくとも１１５０℃までの冷却
を７０℃／ｍｉｎ以上の速度で行い、引き続いての常温
までの冷却速度を２０℃／ｍｉｎ以下とした条件」で行
うと、実質的に、窒化チタン（以下、ＴｉＮで示す）、
ＴｉＣＮ、（Ｔｉ、Ｗ、Ｎｂ）ＣＮ、および（Ｔｉ、
Ｗ、Ｎｂ、Ｍｏ）ＣＮのうちの１種以上で構成された単
相硬質相と、（Ｔｉ、Ｗ、Ｎｂ）ＣＮまたは（Ｔｉ、
Ｗ、Ｎｂ、Ｍｏ）ＣＮで構成された有芯構造硬質相と、
ＣｏおよびＮｉを主成分とする結合相からなり、かつ上
記有芯構造硬質相は、これを組成式：（Ｔｉ1-(a+b)Ｗa
Ｎｂb）m（Ｃ1-XＮx）n 、 （Ｔｉ1-(a+b+d)ＷaＮｂbＭｏd）m（Ｃ1-XＮx）n 、 でそれぞれ表した場合、 ａ：０．０２〜０．２、 ｂ：０．０２〜０．２ ｄ：０．００５〜０．１５ ｘ：０．１〜０．６、 ｎ／ｍ：０．８〜１．２を満足し、さらに上記有芯構造
硬質相には転位が存在するサーメットが形成されるよう
になり、この結果のサーメットで構想された切削工具
は、連続切削は勿論のこと、断続切削を高速で行なって
も切刃に欠けやチッピングなどの発生無く、優れた耐欠
損性を発揮するという研究結果を得たのである。
述のような観点から、上記の従来サーメット製切削工具
に着目し、これに比して一段と耐欠損性の優れたサーメ
ット製切削工具を開発すべく研究を行った結果、上記の
従来サーメット製切削工具は、特開平６−２５６８８４
号公報、第３頁、第４欄に記載されるように、焼結を、
例えば「常温から１１００℃までの昇温過程を１０-2ｔ
ｏｒｒの窒素雰囲気とし、１１００℃から１４２０〜１
６００℃の範囲内の所定の焼結温度までの昇温過程、前
記焼結温度に１時間の保持過程、および焼結温度保持終
了から常温までの冷却過程を１００Ｔｏｒｒの窒素雰囲
気とし、かつ昇温速度を、３℃／ｍｉｎ、冷却速度を５
℃／ｍｉｎとした条件」で行うことによって製造される
が、サーメットを構成する硬質相を、（Ｔｉ、Ｗ、Ｎ
ｂ）ＣＮ、または（Ｔｉ、Ｗ、Ｎｂ、Ｍｏ）ＣＮ、に特
定した上で、焼結を、「真空または不活性ガス雰囲気
中、常温から２０℃／ｍｉｎ以下の速度で昇温を開始
し、少なくとも１１５０℃から液相出現温度までの昇温
を５０〜１００℃／ｍｉｎの速度とし、液相出現温度焼
結温度までの昇温を２０℃／ｍｉｎ以下の速度で行い、
焼結温度からなる焼結温度における保持時間を１時間以
上とし、焼結温度から少なくとも１１５０℃までの冷却
を７０℃／ｍｉｎ以上の速度で行い、引き続いての常温
までの冷却速度を２０℃／ｍｉｎ以下とした条件」で行
うと、実質的に、窒化チタン（以下、ＴｉＮで示す）、
ＴｉＣＮ、（Ｔｉ、Ｗ、Ｎｂ）ＣＮ、および（Ｔｉ、
Ｗ、Ｎｂ、Ｍｏ）ＣＮのうちの１種以上で構成された単
相硬質相と、（Ｔｉ、Ｗ、Ｎｂ）ＣＮまたは（Ｔｉ、
Ｗ、Ｎｂ、Ｍｏ）ＣＮで構成された有芯構造硬質相と、
ＣｏおよびＮｉを主成分とする結合相からなり、かつ上
記有芯構造硬質相は、これを組成式：（Ｔｉ1-(a+b)Ｗa
Ｎｂb）m（Ｃ1-XＮx）n 、 （Ｔｉ1-(a+b+d)ＷaＮｂbＭｏd）m（Ｃ1-XＮx）n 、 でそれぞれ表した場合、 ａ：０．０２〜０．２、 ｂ：０．０２〜０．２ ｄ：０．００５〜０．１５ ｘ：０．１〜０．６、 ｎ／ｍ：０．８〜１．２を満足し、さらに上記有芯構造
硬質相には転位が存在するサーメットが形成されるよう
になり、この結果のサーメットで構想された切削工具
は、連続切削は勿論のこと、断続切削を高速で行なって
も切刃に欠けやチッピングなどの発生無く、優れた耐欠
損性を発揮するという研究結果を得たのである。
【０００５】この発明は、上記の研究結果にもとづいて
なされたものであって、容量％で、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ、
（Ｔｉ、Ｗ、Ｎｂ）ＣＮ、および（Ｔｉ、Ｗ、Ｎｂ、Ｍ
ｏ）ＣＮのうちの１種以上で構成された単相硬質相：３
〜５０％、（Ｔｉ、Ｗ、Ｎｂ）ＣＮまたは（Ｔｉ、Ｗ、
Ｎｂ、Ｍｏ）ＣＮからなる有芯構造硬質相：４０〜９５
％、ＣｏおよびＮｉを主成分とする結合相および不可避
不純物：残り、からなる組成を有し、上記有芯構造硬質
相を、それぞれ組成式： （Ｔｉ1-(a+b)ＷaＮｂb）m（Ｃ1-XＮx）n 、 （Ｔｉ1-(a+b+d)ＷaＮｂbＭｏd）m（Ｃ1-XＮx）n 、 で表した場合、 ａ：０．０２〜０．２、 ｂ：０．０２〜０．２ ｄ：０．００５〜０．１５ ｘ：０．１〜０．６、 ｎ／ｍ：０．８〜１．２を満足し、さらに上記有芯構造
硬質相には、転位が存在するサ−メットで構成してな
る、耐欠損性のすぐれたサ−メット製切削工具に特徴を
有するものである。
なされたものであって、容量％で、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ、
（Ｔｉ、Ｗ、Ｎｂ）ＣＮ、および（Ｔｉ、Ｗ、Ｎｂ、Ｍ
ｏ）ＣＮのうちの１種以上で構成された単相硬質相：３
〜５０％、（Ｔｉ、Ｗ、Ｎｂ）ＣＮまたは（Ｔｉ、Ｗ、
Ｎｂ、Ｍｏ）ＣＮからなる有芯構造硬質相：４０〜９５
％、ＣｏおよびＮｉを主成分とする結合相および不可避
不純物：残り、からなる組成を有し、上記有芯構造硬質
相を、それぞれ組成式： （Ｔｉ1-(a+b)ＷaＮｂb）m（Ｃ1-XＮx）n 、 （Ｔｉ1-(a+b+d)ＷaＮｂbＭｏd）m（Ｃ1-XＮx）n 、 で表した場合、 ａ：０．０２〜０．２、 ｂ：０．０２〜０．２ ｄ：０．００５〜０．１５ ｘ：０．１〜０．６、 ｎ／ｍ：０．８〜１．２を満足し、さらに上記有芯構造
硬質相には、転位が存在するサ−メットで構成してな
る、耐欠損性のすぐれたサ−メット製切削工具に特徴を
有するものである。
【０００６】つぎに、この発明のサ−メット製切削工具
において、これを構成するサ−メットの組成を上記の通
りに限定した理由を説明する。 （１） 単相硬質相 単相硬質相には、高温耐摩耗性を向上させる作用がある
が、その割合が、３容量％未満では、前記作用に所望の
効果がえられず、一方その割合が、５０容量％を越える
と相対的に結合相の割合が少なくなりすぎて靭性が低下
するようになることから、その割合を３〜５０容量％、
望ましくは５〜３０容量％とさ定めた。
において、これを構成するサ−メットの組成を上記の通
りに限定した理由を説明する。 （１） 単相硬質相 単相硬質相には、高温耐摩耗性を向上させる作用がある
が、その割合が、３容量％未満では、前記作用に所望の
効果がえられず、一方その割合が、５０容量％を越える
と相対的に結合相の割合が少なくなりすぎて靭性が低下
するようになることから、その割合を３〜５０容量％、
望ましくは５〜３０容量％とさ定めた。
【０００７】（２） 有芯構造硬質相 芯部と周辺リング部からなる有芯構造硬質相には、耐摩
耗性を低下させることなく耐欠損性を向上させる作用が
あるほか、さらに芯部外周部にそつて存在する無数の転
位、あるいは芯部内に不規則に存在する無数の転位によ
つて一段と耐欠損性を向上させる作用があるが、その割
合が４０容量％未満では、前記作用に所望の効果が得ら
れず、一方その割合が９５容量％を越えると耐摩耗性が
低下するようになることから、その割合を４０〜９５容
量％、望ましくは６０〜８５容量％と定めた。
耗性を低下させることなく耐欠損性を向上させる作用が
あるほか、さらに芯部外周部にそつて存在する無数の転
位、あるいは芯部内に不規則に存在する無数の転位によ
つて一段と耐欠損性を向上させる作用があるが、その割
合が４０容量％未満では、前記作用に所望の効果が得ら
れず、一方その割合が９５容量％を越えると耐摩耗性が
低下するようになることから、その割合を４０〜９５容
量％、望ましくは６０〜８５容量％と定めた。
【０００８】また、有芯構造硬質相を現す組成式におい
て、構成成分の原子比を、それぞれ上記の通りに限定し
たのは以下に示す理由によるものである。 （ア） Ｗ（ａ） 有芯構造硬質相を構成するＷ成分には、硬質相自身の粒
成長を抑制し、もつて靭性を向上させる作用があるが、
その割合が０．０２未満では前記作用に所望の効果がえ
られず、一方その割合が、０．２を越えると硬質相自身
の耐摩耗性が低下するようになることから、その割合を
０．０２〜０．２、望ましくは０．０５〜０．１５と定
めた。
て、構成成分の原子比を、それぞれ上記の通りに限定し
たのは以下に示す理由によるものである。 （ア） Ｗ（ａ） 有芯構造硬質相を構成するＷ成分には、硬質相自身の粒
成長を抑制し、もつて靭性を向上させる作用があるが、
その割合が０．０２未満では前記作用に所望の効果がえ
られず、一方その割合が、０．２を越えると硬質相自身
の耐摩耗性が低下するようになることから、その割合を
０．０２〜０．２、望ましくは０．０５〜０．１５と定
めた。
【０００９】（イ）Ｎｂ（ｂ） 同じくＮｂ成分には、硬質相自身の耐熱性を向上させる
ほか、これに固溶して転位発生に不可欠の格子定数の増
大化をもたらす作用があるが、その割合が０．０２未満
では、前記作用に所望の効果が得られず、一方その割合
が、０．２を越えると単相硬質相の占める割合が増加
し、靭性が低下することから、その割合を０．０２〜
０．２、望ましくは０．０５〜０．１５と定めた。
ほか、これに固溶して転位発生に不可欠の格子定数の増
大化をもたらす作用があるが、その割合が０．０２未満
では、前記作用に所望の効果が得られず、一方その割合
が、０．２を越えると単相硬質相の占める割合が増加
し、靭性が低下することから、その割合を０．０２〜
０．２、望ましくは０．０５〜０．１５と定めた。
【００１０】（ウ） Ｍｏ（ｄ） Ｍｏ成分には、硬質相と結合相とのぬれ性を向上させ、
もつてサ−メットの強度向上に寄与する作用があるの
で、必要に応じて含有されるが、その割合が、０．００
５未満では、前記作用に所望の効果がえられず、一方そ
の割合が０．１５をこえると硬質相として炭化モリブデ
ン（Ｍｏ2Ｃ）が形成されるようになつて、耐欠損性が
低下することから、その割合を０．００５〜０．１５、
望ましくは０．０５〜０．１と定めた。
もつてサ−メットの強度向上に寄与する作用があるの
で、必要に応じて含有されるが、その割合が、０．００
５未満では、前記作用に所望の効果がえられず、一方そ
の割合が０．１５をこえると硬質相として炭化モリブデ
ン（Ｍｏ2Ｃ）が形成されるようになつて、耐欠損性が
低下することから、その割合を０．００５〜０．１５、
望ましくは０．０５〜０．１と定めた。
【００１１】（エ） Ｎ（ｘ） Ｎ成分の割合が、０．１未満では、相対的にＣ成分の割
合が、０．９を越えて多くなりすぎてしまい硬質相に所
望の靭性を確保することができず、一方その割合が、
０．６を越えると、反対にＣ成分の割合が、０．４未満
となり、硬質相の耐摩耗性が低下するようになることか
ら、その割合を０．１〜０．６、望ましくは０．３〜
０．５と定めた。
合が、０．９を越えて多くなりすぎてしまい硬質相に所
望の靭性を確保することができず、一方その割合が、
０．６を越えると、反対にＣ成分の割合が、０．４未満
となり、硬質相の耐摩耗性が低下するようになることか
ら、その割合を０．１〜０．６、望ましくは０．３〜
０．５と定めた。
【００１２】（オ） ｎ／ｍ その割合が、０．８未満でも、１．２を越えても、硬質
相の格子内に空孔が存在するようになり、硬質相の強度
低下は避けられないことから、その割合を０．８〜１．
２、望ましくは０．９〜１．１と定めた。
相の格子内に空孔が存在するようになり、硬質相の強度
低下は避けられないことから、その割合を０．８〜１．
２、望ましくは０．９〜１．１と定めた。
【００１３】
【発明の実施の形態】つぎに、この発明のサ−メット製
切削工具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の範囲内の平均粒径を有
するＴｉＣ粉末、ＴｉＮ粉末、ＷＣ粉末、Ｍｏ2Ｃ粉
末、ＮｂＣ粉末、ＴｉＣＮ粉末（以下いずれも重量比
で、ＴｉＣ／ＴｉＮ＝５０／５０）、（Ｔｉ、Ｗ、）Ｃ
Ｎ粉末（ＴｉＣ／ＴｉＮ／ＷＣ＝３５／３５／３０）、
（Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏ）ＣＮ粉末（ＴｉＣ／ＴｉＮ／ＷＣ／
Ｍｏ2Ｃ＝３０／３０／３０／１０）、（Ｔｉ、Ｎｂ）
ＣＮ粉末（ＴｉＣ／ＴｉＮ／ＮｂＣ＝３５／３５／３
０）、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−ルミルで
７２時間湿式混合し、乾燥した後、１５００ｋｇｆ／ｃ
ｍ2の圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を、２
０Ｔｏｒｒの窒素雰囲気中、常温から１１５０℃までを
５〜２０℃／ｍｉｎの範囲内の所望の速度で昇温し、１
１５０℃から液相出現温度までを５０〜１００℃／ｍｉ
ｎの範囲内の所望の速度で昇温し、液相出現温度から１
４００〜１６００℃の範囲内の所定の焼結温度までを５
〜２０℃／ｍｉｎの範囲内の所定の速度で昇温し、前記
所定の焼結温度に１時間保持した後、１１５０℃までを
７０〜９０℃／ｍｉｎの範囲内の所定の速度で冷却し、
さらに１１５０℃から常温までを５〜２０℃／ｍｉｎの
範囲内の所定の速度で冷却する条件で焼結することによ
り、いずれもＳＮＭＧ４３２の規格に則したスロ−アウ
エイチップ形状をもつた本発明サ−メット製切削工具
（以下、本発明切削工具という）１〜７をそれそれ製造
した。
切削工具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の範囲内の平均粒径を有
するＴｉＣ粉末、ＴｉＮ粉末、ＷＣ粉末、Ｍｏ2Ｃ粉
末、ＮｂＣ粉末、ＴｉＣＮ粉末（以下いずれも重量比
で、ＴｉＣ／ＴｉＮ＝５０／５０）、（Ｔｉ、Ｗ、）Ｃ
Ｎ粉末（ＴｉＣ／ＴｉＮ／ＷＣ＝３５／３５／３０）、
（Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏ）ＣＮ粉末（ＴｉＣ／ＴｉＮ／ＷＣ／
Ｍｏ2Ｃ＝３０／３０／３０／１０）、（Ｔｉ、Ｎｂ）
ＣＮ粉末（ＴｉＣ／ＴｉＮ／ＮｂＣ＝３５／３５／３
０）、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−ルミルで
７２時間湿式混合し、乾燥した後、１５００ｋｇｆ／ｃ
ｍ2の圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を、２
０Ｔｏｒｒの窒素雰囲気中、常温から１１５０℃までを
５〜２０℃／ｍｉｎの範囲内の所望の速度で昇温し、１
１５０℃から液相出現温度までを５０〜１００℃／ｍｉ
ｎの範囲内の所望の速度で昇温し、液相出現温度から１
４００〜１６００℃の範囲内の所定の焼結温度までを５
〜２０℃／ｍｉｎの範囲内の所定の速度で昇温し、前記
所定の焼結温度に１時間保持した後、１１５０℃までを
７０〜９０℃／ｍｉｎの範囲内の所定の速度で冷却し、
さらに１１５０℃から常温までを５〜２０℃／ｍｉｎの
範囲内の所定の速度で冷却する条件で焼結することによ
り、いずれもＳＮＭＧ４３２の規格に則したスロ−アウ
エイチップ形状をもつた本発明サ−メット製切削工具
（以下、本発明切削工具という）１〜７をそれそれ製造
した。
【００１４】ついで、この結果得られた本発明切削工具
１〜７について、これを構成するサ−メットの走査型電
子顕微鏡によっる組織写真を画像解析することにより、
単相硬質相、有芯構造硬質相、および結合相の割合を測
定した。この測定結果を表２に示した。また、上記の本
発明切削工具１〜７の中央部分から切り出した試片を研
磨により直径：３ｍｍ×厚さ：５０μｍの寸法とし、そ
の研磨面にイオン・シニング処理を施した状態で、透過
型電子顕微鏡を用いて、任意の１０μｍ×１０μｍの領
域に存在する有芯構造硬質相を観察し、さらに倍率を２
万倍にして転位の有無を観察した。この結果も表３に示
した。さらに、上記本発明切削工具１〜７の中央部分か
ら切り出した試片の研磨面を、走査型オ−ジエ電子分光
分析装置を用いて観察し、任意の有芯構造硬質相につい
て、その構成成分を定量分析した。この結果を表３に示
した。
１〜７について、これを構成するサ−メットの走査型電
子顕微鏡によっる組織写真を画像解析することにより、
単相硬質相、有芯構造硬質相、および結合相の割合を測
定した。この測定結果を表２に示した。また、上記の本
発明切削工具１〜７の中央部分から切り出した試片を研
磨により直径：３ｍｍ×厚さ：５０μｍの寸法とし、そ
の研磨面にイオン・シニング処理を施した状態で、透過
型電子顕微鏡を用いて、任意の１０μｍ×１０μｍの領
域に存在する有芯構造硬質相を観察し、さらに倍率を２
万倍にして転位の有無を観察した。この結果も表３に示
した。さらに、上記本発明切削工具１〜７の中央部分か
ら切り出した試片の研磨面を、走査型オ−ジエ電子分光
分析装置を用いて観察し、任意の有芯構造硬質相につい
て、その構成成分を定量分析した。この結果を表３に示
した。
【００１５】また、上記本発明切削工具１〜７につい
て、 被削材：ＳＮＣＭ４３９（硬さ：ＨＢ２７０）の丸棒、 切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ、 切込み：２ｍｍ、 送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：２０分、 の条件での鋼の乾式高速連続切削試験、並びに、 被削材：ＳＮＣＭ４３９（硬さ：ＨＢ２７０）の長さ方
向等間隔４本縦溝入り丸棒、 切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ、 切込み：２．５ｍｍ、 送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：５分、の条件での鋼の乾式高速連続切削試験
を行ない、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。これらの結
果を表４に示した。
て、 被削材：ＳＮＣＭ４３９（硬さ：ＨＢ２７０）の丸棒、 切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ、 切込み：２ｍｍ、 送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：２０分、 の条件での鋼の乾式高速連続切削試験、並びに、 被削材：ＳＮＣＭ４３９（硬さ：ＨＢ２７０）の長さ方
向等間隔４本縦溝入り丸棒、 切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ、 切込み：２．５ｍｍ、 送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：５分、の条件での鋼の乾式高速連続切削試験
を行ない、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。これらの結
果を表４に示した。
【００１６】
【表１】
【００１７】
【表２】
【００１８】
【表３】
【００１９】
【表４】
【００２０】
【発明の効果】表４に示される結果から、本発明切削工
具１〜７は、いずれも高速連続切削は勿論のこと、高速
断続切削でも、優れた耐摩耗性を示すことが明らかであ
る。上述のように、この発明のサ−メット製切削工具
は、高速での連続切削および断続切削に優れた耐欠損性
を発揮するので、近年の発展著しい切削加工装置に十分
満足に対応することが出来、優れた性能を発揮するので
ある。
具１〜７は、いずれも高速連続切削は勿論のこと、高速
断続切削でも、優れた耐摩耗性を示すことが明らかであ
る。上述のように、この発明のサ−メット製切削工具
は、高速での連続切削および断続切削に優れた耐欠損性
を発揮するので、近年の発展著しい切削加工装置に十分
満足に対応することが出来、優れた性能を発揮するので
ある。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平８−257810（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−333646（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−248385（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−75776（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−231467（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−13841（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) B23B 27/14 B23P 15/28 C22C 29/04
Claims (2)
- 【請求項１】 窒化チタン、炭窒化チタン、およびＴｉ
とＷとＮｂの複合炭窒化物のうちの１種以上で構成され
た単相硬質相：３〜５０容量％、 有芯構造硬質相：４０〜９５容量％、 ＣｏおよびＮｉを主成分とする結合相および不可避不純
物：残り、 からなる組成を有し、 上記有芯構造硬質相が、ＴｉとＷとＮｂの複合炭窒化物
からなると共に、これを組成式： （Ｔｉ1-(a+b)ＷaＮｂb）m（Ｃ1-XＮx）n 、 で表わした場合、原子比で、 ａ：０．０２〜０．２、 ｂ：０．０２〜０．２、 ｘ：０．１〜０．６、 ｎ／ｍ：０．８〜１．２、 を満足し、 かつ、上記有芯構造硬質相には、転位が存在するサーメ
ットで構成したことを特徴とする耐欠損性の優れたサー
メット製切削工具。 - 【請求項２】 窒化チタン、炭窒化チタン、およびＴｉ
とＷとＮｂとＭｏの複合炭窒化物のうちの１種以上で構
成された単相硬質相：３〜５０容量％、 有芯構造硬質相：４０〜９５容量％、 ＣｏおよびＮｉを主成分とする結合相および不可避不純
物：残り、 からなる組成を有し、 上記有芯構造硬質相が、ＴｉとＷとＮｂとＭｏの複合炭
窒化物からなると共に、これを組成式： （Ｔｉ1-(a+b+d)ＷaＮｂbＭｏd）m（Ｃ1-XＮx）n 、 で表した場合、原子比で、 ａ：０．０２〜０．２、 ｂ：０．０２〜０．２ ｄ：０．００５〜０．１５、 ｘ：０．１〜０．６ ｎ／ｍ：０．８〜１．２、 を満足し、 かつ、上記有芯構造硬質相には、転位が存在するサーメ
ットで構成したことを特徴とする耐欠損性の優れたサー
メット製切削工具。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26887495A JP3319246B2 (ja) | 1995-10-17 | 1995-10-17 | 耐欠損性の優れたサーメツト製切削工具 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26887495A JP3319246B2 (ja) | 1995-10-17 | 1995-10-17 | 耐欠損性の優れたサーメツト製切削工具 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09108908A JPH09108908A (ja) | 1997-04-28 |
| JP3319246B2 true JP3319246B2 (ja) | 2002-08-26 |
Family
ID=17464466
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26887495A Expired - Lifetime JP3319246B2 (ja) | 1995-10-17 | 1995-10-17 | 耐欠損性の優れたサーメツト製切削工具 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3319246B2 (ja) |
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|---|---|---|---|---|
| SE519832C2 (sv) * | 1999-05-03 | 2003-04-15 | Sandvik Ab | Titanbaserad karbonitridlegering med bindefas av kobolt för lätt finbearbetning |
| SE519834C2 (sv) * | 1999-05-03 | 2003-04-15 | Sandvik Ab | Titanbaserad karbonitridlegering med bindefas av kobolt för seghetskrävande finbearbetning |
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-
1995
- 1995-10-17 JP JP26887495A patent/JP3319246B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH09108908A (ja) | 1997-04-28 |
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