JPH02190438A - 工具用サーメット - Google Patents

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 本発明は、例えば切削工具、スパイクビン、スクレーパ
、ホブ、リーマ、ドライバ等の工具に用いられる工具用
サーメットに関する。

［従来の技術］ 従来、Ｔｉｃ　（炭化チタンの化学式、以下の記号も同
様に元素記号を示す）もしくはＴｉ（Ｃ。

Ｎ）基サーメットは、ＷＣ基合金に比へ、　（１）原料
が安価であること、　（２）耐酸化性に優れているので
工具が高温に曝される高速切削においても酸化による工
具の変質が少ないこと、　（３）高温における溶着かす
くないこと、（４）化学的に安定なので被削材との親和
に基づく摩耗が抑制されること等の特徴があるために注
目されていた。

ところがこの種のサーメットは、■機械的な耐欠損性能
（以下単に耐欠損性能と称す）、■熱衝撃及び熱の不均
一による亀裂の進展に伴う耐欠損性能（以下単に耐熱亀
裂性能と称す）、■高温高圧下での耐塑性変形性能（以
下単に耐塑性変形性能と称す）が必ずしも高くない等の
理由のために使用範囲が限定されている。

これに対して、近年、上記■〜■等の問題を改善すべく
、Ｉ’Ｖａ族、Ｖａ族、Ｖｌａ族遷移金属の炭化物、窒
化物、炭窒化物などからなる硬質分散相を有した焼結体
が提案されており、更にその組成や組織構造についても
種々の提案がなされている（特公昭６３−３０１７号公
報参照）。

例えば、Ｎ含有サーメットの材料には、従来より耐欠損
性能、耐熱亀裂性能、耐塑性変形性能を向上させるため
に、ＷＣ及びＶａｌｊｉ遷移金属の炭化物、窒化物、窒
炭化物等が添加されており、また１Ｊｌｆａ構造として
は、ＴｉＮの単相粒子と、ＩＶａ族及びＶａ族遷移金属
が芯部に富みかつＶｌａ族遷移金属が周辺部に富む２重
構造の粒子と、からなる硬質分散相が形成されているも
のがある。

［発明が解決しようとする課題］ しかしながら、この様な硬質分散相を有する焼結体では
、上記（２）〜（４）等のサーメット本来の特徴を損な
うことなく、上記■〜■の耐欠損性能、耐熱亀裂性能及
び耐塑性変形性能などを向上させることが必ずしもでき
なかった。

すなわち、耐欠損性能、耐熱亀裂性能、耐塑性変形性能
を向上させるために、上述した添加物を加えると上記２
重構造の粒子が増加し、それによって、かえって機械的
な摩耗に対する性能（以下単に耐摩耗性能と称す）や高
熱における耐溶着性能（以下単に耐り溶着性能と称す）
が低下してしまうという課題があった。

本発明者らは、工具用サーメットにおいて、上記課題を
解決すべく種々研究を重ねた結果、下記のごとき組成及
び組織構造を有する焼結体が、従来のものと比較して、
耐摩耗性能及び耐熱溶着性能を劣化させることなく、耐
欠損性能、耐熱亀裂性能及び耐塑性変形性能を著しく向
上させることを見いだした。

［課題を解決するための手段］ 即ち、上記課題を解決するための本発明の工具用サーメ
ットは、 硬質分散相を７０〜９５ｖｏｌ％、鉄族金属の１種又は
２種以上を含む結合相を５〜３０ｖｏｌ％有する工具用
サーメットであって、 上記硬質分散相中に、その組成として、ｒＶａＶａ族遷
移金属ａ族遷移金属、ＶＩａ族遷移金属中では実質上Ｗ
のみ、Ｃ及びＮを、下記（イ）、（ロ）及び（ハ）のモ
ル比で有し、更にその組織構造として、下記（ａ）Ｉ型
粒子及び（ｂ）ＩＦ型粉粒子有することを要旨とする。

（イ）（ＩＶａＶａ族遷移金属ａ族遷移金属、Ｗ）と（
Ｃ，Ｎ）との比が、１：０，８５〜１．０（ロ）ＩＶａ
族遷移金属とＶａ族遷移金属とＷとの比が、０．５〜０
，８５：０，０５〜０．３０：０．０５〜０．３０、こ
の内ＩＶａＶａ族金属全体に対するＴｉの比は０．８以
上、Ｖａ族遷移金属全体に対するＴ、ａの比は０．３以
上（ハ）ＣとＮとの比が、０．４〜０．９：　０．１〜
０６ （ａ）硬質分散相中に５〜５０ｖｏｌ％含まれ、かつＩ
ＶａＶａ族遷移金属化物又は炭窒化物のうち１種以上か
らなる単相粒子で、（Ｃ，Ｎ）に対するＮの比が０．２
５以上のＩ型粒子 （ｂ）ＩＶａＶａ族遷移金属部より周辺部に多く含むと
ともに、Ｖａ族遷移金属及びＷを周辺部より芯部に多く
含み、かつ上記ｒＶａＶａ族遷移金属ａ族遷移金属及び
Ｗの含有比率の傾斜が連続的である■型粒子 ［作用コ 本発明は、下記の知見に基づいてなされた。

（Ａ）Ｉ型粒子に対する知見 Ｎ含有サーメツト材質の焼結体において、芯部がｒＶ　
ａ　ＦｊＩｉ遷移金属の炭化物、窒化物、炭窒化物に富
み、かつ周辺部がＩＶａ族、Ｖａ族、ＶＩａ族遷移金属
の炭窒化物固溶体により構成される粒子を含むものは、
その周辺部が厚くなるに従い、耐摩耗性能や耐欠損性能
が劣化することが知見されている。従って、耐摩耗性能
や耐溶着性能を担う主体であるＩＶａＶａ族遷移金属む
粒子を均一に分散させて上記性能を保持し、かつ耐欠損
性能を向上させるためには、上記周辺部の固溶体をより
少なくすることが肝要である。

（Ｂ）ＩＩ型粒子に対する知見 Ｎ含有サーメ・ソト材質において、耐熱亀裂性能。

耐欠損性能、耐塑性変形性能を向上させるために、ＷＣ
及びＶａ族遷移金属の炭化物、窒化物、炭窒化物を添加
することが一般的に行われており、それによって硬質分
散相の粒子として、ＷＣが芯部に富み、ＩＶａ族及びＶ
ａ族遷移金属が周辺部に富む２重構造の粒子が観察され
る。この粒子によって、耐熱亀裂性能、耐欠損性能、耐
塑性変形性能はある程度改善されるが、その粒子が増加
するにつれて、サーメットの本来の特徴である耐摩耗性
能や耐熱溶着性能は低下する。

つまり、Ｖａ族遷移金属の炭化物、窒化物、炭窒化物及
びＷＣを添加する際に、前記性能の低下を招かないよう
に、■型粒子の組織構造を制御することが肝要である。

これらの知見に基づいて、本発明者らは後述する第１図
（ａ）の粒子構造を得ることによって、上記性能が著し
く向上することを見いだした。

第１図において、（ａ）は本発明における■型粒子の芯
部及び周辺部と、その両部に含まれる成分の量を比較し
て示し、（ｂ）は従来例を示している。尚、図の成分量
のカーブは単に両部のどちらが多いかを模式的に示すの
みであり、実際の成分比に対応したものではない。

図から明らかなように、（ａ）の■型粒子は、芯部と周
辺部とからなる２重構造を有しているが、芯部と周辺部
は区分はあまり明瞭ではない。そして、芯部はＶａ族遷
移金属、Ｗ及びＣに富み、また周辺部はＩＶａ族及びＮ
に富み、その成分の含有比率の傾斜は連続的に変化する
。更にＶａ族遷移金属及びＷは粒子の表面から中心に向
かって連続的にリッチになり、ＩＶａＶａ族遷移金属の
逆に中心から粒子の表面に向かって連続的にリッチにな
る。一方、（ｂ）の従来例の粒子は２重構造が明瞭であ
り、その芯部はＷやＣに冨み、周辺部はＩＶａ族、Ｖａ
族遷移金属、Ｎに富む。即ち、本発明における■型粒子
は、従来例と比べてＶａ族遷移金属が芯部に富む点が大
きく異なる。

上記構造により、本発明における■型粒子は、従来の粒
子に比べてＷＣ中にＶａ族遷移金属の炭化物、炭窒化物
が多く固溶しているために、ＷＣとＶａ族遷移金属の炭
化物、炭窒化物の特徴である耐熱亀裂性能や、ＷＣの特
徴である耐欠損性能を十分に発揮するとともに、ＷＣ添
加によ８耐溶着性能の劣化を最小限に食い止める。また
、Ｖａ族遷移金属の炭化物、窒化物、炭窒化物が中心部
に多く固溶しているので、耐熱亀裂性能が向上するとと
もに、周辺部ではＶａ族遷移金属の固溶比率が低いので
Ｖａ族遷移金属の添加による耐摩耗性能も最小限に食い
止める。

本発明は、上記２種の粒子を主体とした硬質分散相を用
い、更に各粒子の含有比率を順次変化させて、上記諸性
能を最大限に発揮し得る比率を実験的に知見したもので
ある。

尚、ここでＶｉａ族遷移金属としてＷを用いＭ。

を除外した理由は、Ｍｏの添加によって、Ｉ型粒子の周
辺にＭｏとＩＶａ族やＶａ族遷移金属との固ｊ容体刊織
を形成し易くなるので、その周辺組織が睨弱になって耐
欠損性能が低下するからであり、更に、ＭｏはＷに比べ
て結合相に固溶され易いので、Ｗの結合相への固溶が抑
制され、耐熱亀裂性能や対欠損性能が低下するからであ
る。

次に、本発明において、工具用サーメットを構成する各
組成及び組織構造を、上記の通りに限定した理由を説明
する。

（１）硬質分散相と結合相の体積比 硬質分散相が７０ｖｏｌ％未満又は結合相が３０νｏ１
％を超える場合は、耐摩耗性能、耐熱溶着性能及び耐塑
性変形性能が劣化し、一方、硬質分散相が９５ｖｏｌ％
を超えるか又は結合相が５νｏ１％未満の場合は、耐欠
損性能及び耐熱亀裂性能が劣化する。

これに対し、硬質分散相を７０〜９５ｖｏｌ％、結合相
を５〜３０ν０１％とすると、上記諸性能がともに優れ
たものとなる。

（２）ＩＶａ族遷移金属のモル比 ｒＶａ族遷移金属が０．５未満では、単相粒子（Ｉ製粒
子）の含有比率が小さくなり過ぎるので、耐摩耗性能及
び耐熱溶着性能が劣化し、更に■製粒子の周辺部に固溶
する量が減少するため、周辺部でのＶａ族遷移金属やＷ
の含有比率が高くなりすぎ、Ｖａ族遷移金属及びＷ添加
による悪影響が現れ、耐摩耗性能及び耐熱溶着性能が劣
化する。

一方、０．８５を超えると、■製粒子の含有比率が小さ
くなりすぎるので、耐熱亀裂性能、耐欠損性能が劣化す
る。またＩ製粒子の周辺部に組織が形成され易くなるの
で、耐摩耗性能、耐欠損性能が劣化する。更に■製粒子
の中心部におけるＩＶａＦｉ：遷移金属の固溶化率が大
きくなりすぎるので、Ｖａ族遷移金属、Ｗの効果が低減
し、耐熱亀裂性能、耐欠損性能が劣化する。

これに対し、ＩＶａ族遷移金属のモル比を０．５〜０，
８５とすると、上記諸性能がともに優れたものとなる。

（３）Ｖａ族遷移金属のモル比 Ｖａ族遷移金属が０．０５未満では、■製粒子の中で各
成分（特にＷ、ｒＶａ族遷移金属）の含有比率の傾斜が
連続的でなくなり、従来の様にＷが芯部に富み、かつＩ
Ｖａ族遷移金属が周辺部に富んだ粒子が形成され易くな
り、耐熱亀裂性能、耐塑性変形性能が劣化する。

一方、０．３を超えると、■製粒子の周辺部でのＶａ族
遷移金属の含有比率が高くなりすぎ、Ｖａ族遷移金属の
過剰による悪影響が現れ始め、耐摩耗性能が劣化する。

またＩ製粒子の周辺に組織が形成され易くなり、耐摩耗
性能、耐欠損性能が劣化する。

これに対し、Ｖａ族遷移金属のモル比を０，０５〜０．
３とすると、上記諸性能がともに優れたものとなる。

（４）Ｗのモル比 Ｗが０．０５未満では、■製粒子の粒成長の抑制、結合
相との濡れ性の低下１粒子の脆化を招き、耐熱亀裂性能
、耐欠損性能が劣化する。

一方、０．３を超えると、■製粒子の芯部では、ＷがＩ
Ｖａ族、Ｖａ族遷移金属（特にＶａ族遷移金属）とＢ【
型固溶体を形成しなくなり、ｗＣに富んだ組織が析出す
る。それによって、各成分の含有比率の傾斜が連続的で
なくなり、耐摩耗性能。

耐熱溶着性能が劣化する。また、ＷとＮとは化合物を形
成し難いため、分解窒素が発生し易くなって、ボアや巣
ができ易くなり、耐摩耗性０シ、耐欠損性能が劣化する
。

これに対し、Ｗのモル比を０．０５〜０．３とすると、
上記諸性能がともに優れたものとなる。

（５）ＣとＮとのモル比 Ｃが０．９を超えかつＮが０．１未満では、Ｉ型及び■
製粒子の粒成長が著しく、粒径が大きくなり過ぎる。ま
た、Ｉ製粒子の周辺に組織を形成し易くなって、単相粒
子である■製粒子の割合が少なくなる。更に■製粒子で
はＩＶａ族遷移金属の固溶化率が高くなりすぎ、Ｗ、Ｖ
ａ族遷移金属の添加による特徴が発揮できなくなる。そ
れによって、耐摩耗性能、耐欠損性能、耐熱亀裂性能、
耐塑性変形性能が劣化する。

−・方、Ｃが０．４未満かっＮが０．６を超えると、窒
素が分解し易くなり、ボアや巣が発生するようになる。

また１■型粒子の割合が著しく小さくなり、更に■製粒
子の芯部において、ＷがＩＶａ族遷移金属、Ｖａ族遷移
金属（特にＶ　ａ族遷移金属）とＢＩ型固溶体を形成し
なくなって、Ｗｃに富んだ組織が析出するので、各成分
の含有比率の傾斜が連続的でなくなる。またＮ含有量が
多くなると焼結可能温度が高くなり過ぎるため、結果的
に■製粒子の周辺に組織を形成し易くなる。この様な原
因によって、耐摩耗性能、耐欠損性能、耐熱亀裂性能が
劣化する。

これに対し、ＣとＮとのモル比を、Ｃを０．　４〜０．
９、かつＮを０．　１〜０．６とすると、上記諸性能が
ともに優れたものとなる。

（６）（ＩＶａ族遷移金属、Ｖａ族遷移金属、Ｗ）に対
する（Ｃ，Ｎ）のモル比 （Ｃ，Ｎ）が０．８５未満では、有害な化合物が組織中
に形成され、耐欠損性能が劣化する。

一方、　（Ｃ，Ｎ）が１．０を超えると、グラファイト
相が析出し易くなり、また焼結体の化学量論組成が好ま
しくない方に変動し、焼結体の強度を低下させる。それ
Ｌｚよって耐欠損性能が劣化する。

これに対し、（ＩＶａ族遷移金属、Ｖａ族遷移金属、Ｗ
）に対する（Ｃ，Ｎ）のモル比を０，８５〜１．　０以
下とすると、上記諸性能がともに優れたものとなる。尚
、適正な値はＮ／　（Ｃ＋Ｎ）の比率によって決まり、
その比率が増加するに従い上記モル比は小さくなる。

（７）ＴｉのＩＶａ族遷移金属に対するモル比′Ｆｌに
対するｒＶａ族遷移金属のＺｒ、Ｈｆの含有比率が増加
するにつれて、耐摩耗性能、耐熱亀裂性能、耐塑性変形
性能の向上が望めるが、Ｚｒ。

Ｈｆの比率が０．２を超えると焼結性が悪くなり、耐摩
耗性能、耐欠損性能を著しく低下させる。

これに対し、ｒＶａ族遷移金属に対するＴｉのモル比を
０．８以上とすると、上記諸性能がともに優れたものと
なる。

（８）ＴａのＶａ族遷移金属に対するモル比Ｖａ族遷移
金属のＴａ、Ｎｂは、耐熱亀裂性能。

耐塑性変形性能の向上のために添加されるが、通常は高
価なＴａにかえて、一部がＮｂに置換されている。とこ
ろが、Ｖａｎ遷移金属中のＴａの比率が０，３未満にな
ると、硬質分散相の粒成長抑制効果が著しく低下するた
め、耐摩耗性能、耐欠損性能が劣化するとともに、耐熱
亀裂性能も劣化する。

これに対し、Ｖａ族遷移金属に対してＴａのモル比を０
．　３以上とすると、上記諸性能がともに優れたものと
なる。

＝（９）Ｉ型粒子の（Ｃ＋Ｎ）に対するＮのモル比Ｉ型
粒子は、小さな粒径で焼結体中に多量にかつ均一に分布
することによって、耐摩耗性能、耐欠損性能、耐塑性変
形性能が向上するが、（Ｃ十Ｎ）に対するＮのモル比が
０．２５未満では、粒子の周囲に組織を形成し易くなる
とともに、粒成長が著しくなり、上記諸性能が劣化する
。

これに対し、（Ｃ＋Ｎ）に対してＮのモル比を０．２５
以上とすると、上記諸性能がともに優れたものとなる。

（１０）硬質分散相中の■型粒子の体積比一般に、２重
構造の粒子の周辺部は、ＩＶａ族。

Ｖａ族、ＶＩａ族遷移金属の炭窒化物固溶体等から構成
されるが、この周辺部が厚くなるにしたがって、耐摩耗
性能及び耐欠損性能が低下することが知られている。従
って、上記周辺部の固溶体を少なくして単相粒子とし、
耐摩耗性や耐熱溶着性能を向上させるために、ＩＶａ族
遷移金属を単相粒子内に均一に分布させることにより、
高い耐摩耗性や耐熱溶着性能を保ちつつ耐摩耗性能や耐
欠損性能を向上させる。また単相粒子は微細で相中に均
一に分散し易く、その結果塑性変形が起きにくくなって
、耐塑性変形性能が向上する。

この単相粒子であるＩ型粒子が５νｏ１％未満では、耐
摩耗性能や耐塑性変形性能の向上が望めず、また添加さ
れるＩＶａＶａ族遷移金属型粒子の方に多く固溶されて
しまい、かえって■型粒子の特性が損なわれで、耐欠損
性能、耐熱亀裂性能が劣化する。

一方、５０ｖｏｌ％を超えると、全体として■型粒子が
少なくなって、耐欠損性能、耐熱亀裂性能の向上が望め
ない。更にＩＶａ族遷移金属が■型粒子の形成に多く使
用されてしまい、■型粒子の周辺部に固溶する比率が低
下するので、耐摩耗性が劣化する。

これに対し、硬質分散相に対して■型粒子の体積比を、
５〜５０ｖｏｌ％以下とすると、上記諸性能がともに優
れたものとなる。

［実施例コ 次に、本発明の実施例について説明する。

まず本実施例の工具用サーメットを以下の製造方法で製
造する。

１、原料の一部として使用する固溶体を製造する。

切削工具用焼結合金原料として市販されている第１表に
示す原料粉末体を、第２表に示す割合で混ぜてステンレ
ス製ボールミルにより混合する。

そして、窒素を含まない固溶体（Ｔａ、Ｗ、Ｍｏ）Ｃ，
（Ｔａ、Ｎｂ、Ｗ）Ｃを製造する場合は真空中にて、一
方、炭窒化物固溶体（Ｔ　ｉ、　　Ｔａ、　Ｗ）（Ｃ，
Ｎ）を製造する場合は窒素分圧５０〜６５０　ｔｏｒｒ
の気流中にて、各々１５００〜１８００℃で１〜５時間
加熱して固溶体化処理を行う。その後、粉砕して平均粒
径１．　　Ｏ〜１．７重ｍの固溶体の粉体を製造した。

こうして得られた各固溶体の組成の比率を、化学分析に
より測定した。その結果を同じく第２表に示す。更に、
Ｘ線回折により、Ｔａ、　　Ｎｂ、　Ｗ。

Ｍｏの炭化物、窒化物、炭窒化物の含有量のピークが消
滅していること、即ち、均一な組成の固溶体であること
を確認した。

２、上記第１衷の原料及び第２表に示す固溶体を、第３
裏に示す配合方法で所定の割合で混ぜ、更にアセトンを
添加してステンレス製ボールミルで５０〜１２０時間粉
砕混合する。その後乾燥して、パラフィンを１．０重量
％加えて混合し、１゜５　ｋｇ／ｍｍ２でプレスした。

次に真空炉で脱脂した後、０．１〜１　、　５　ｔｏｒ
ｒの真空下で１０００〜１２００℃まで約３時間加熱し
、更に−６０〜−２５ｃｍＨｇのＡｒガス雰囲気下で、
１４００〜１５５０℃で約１時間保持し、次いで５〜ｂ 速度で１０００℃まで冷却して第４表の試料Ｎｏ　１〜
６４の焼結体を製造した。

そして、この焼結体を化学分析することにより、硬質分
散相形成成分としてのｒＶａ族、Ｖａ族、■ａ族遷移金
属及びＣ，Ｎを測定した。また、この焼結体中の遷移金
属の含有比率を透過型電子顕微鏡によって調べた。上記
測定の結果を合わせて第４表に示す。更に、Ｉ型粒子中
のＮ／　（Ｃ＋Ｎ）の比率をオージェ分析によって測定
したところ、本実施例の試料Ｎｎ　１〜２４では０．２
５以上であった。また、試料Ｎｏ　１〜６４について、
ＭＵ織構造をｔｔＡ察したところ、全ての試料について
、脱炭素相やグラファイトなどの有害な組織が認められ
なかった。

尚、上記第３衷中のＥ、　　Ｆ、　　Ｇ、　　１．　　
Ｊが本実施例の配合方法であり、Ａ、　　Ｂ、　　Ｃ，
Ｄ、　　Ｈ，Ｋ。

Ｌは比較例である。また上記第４衷試料Ｎ１１１〜２４
が本実施例の焼結体であり、試料Ｎａ　２５〜６４は比
較例である。この第４表には、硬質分散相中の各元素の
含有比率［モル％］、硬質分散相及び結合相成分の体積
比率［シ０１％コ、焼成温度が示しである。

また、硬質分散相中に含まれる粒子の形態について試料
Ｎａ　１〜６４を調べたところ下記Ｉ〜Ｖ型粒子粒子い
だされた。

Ｉ型及び■型粒子は既に説明したので説明は省略するが
、本実施例は■型及び■型粒子を含むことが特徴である
。

■型粒子は２重の有芯構造粒子であり、芯部はｒＶａ族
遷移金属に富みＶａ族、Ｖｌａ族遷移金属は非常に乏し
い。一方、周辺部はＶａ族やＶｌａ族遷移金属族に富ん
でいる。

■型粒子は２重の有芯構造粒子であり、芯部はＶｌ　ａ
族遷移金属に富みＩＶａ族、Ｖａ族遷移金属は乏しい。

一方、周辺部はｆＶａ族やＶａ族遷移金属に富んでいる
。

Ｖ型粒子は、配合方法（Ｋ）で製造したときに見られ、
有芯構造を形成せず、ｒＶａ族、Ｖａ族。

Ｖｌａ族遷移金属が混然と固溶し合っている。また■型
粒子のように、各元素の含有比率の芯部からの（頃斜が
明確になっていない。

上記試料Ｎｏ１〜６４における■〜Ｖ型粒子粒子現の有
無を第５表に示す。

さらに、製造した試料Ｎｕ　１〜６４の焼結体について
、以下の４種類の切削試験を行ってその寿命を判定した
。

１、テス）Ｉ（旋盤による連続切削） チップ形状：ＪＩＳ舎５ＮＰ４３２ 被切削材　：　Ｊ　ＩＳ−ｌ５−３Ｎ Ｃブリネル硬さ：Ｈ９３００） 切削速度　：　２００ｍ／ｍｉｎ 送り　　　　：　０　、２＋ｎｍ／ｒｅｖ切込み　　：
１．５ｍｍ 寿命判定　：逃げ面摩耗量Ｖｅ二０．２ｍｍまで到達す
る時間（ｍｉｎ） （冷却水を用いないドライの条件） ２、テスト■（フライス切削） チヮブ形状：　Ｊ　ｌＳ−５ＰＰ４２２波切削材　：　
Ｊ　ＩＳ−３ＣＭｌ５−３Ｃ硬さ：■」θ２４０） 切削速度　：　２４４＋＋＋／ｍｉｎ 送り　　　　：　　０　、　１２ｍｍ／ｒｅｖｂｌ込み
　　：３＋ｎ… 寿命判定　：テスト１と同じ ３、テスト■（ワラ、イス切削） チ・ツブ形状：　Ｊ　ｌＳ−３ＰＰ４２２被切削材　：
　Ｊ　ＩＳ−９ＣＭ４ｌ５−９Ｃ硬　さ　：）ＪＲ２４
０） 切削速度　：　１５０ｍ／ｍｉｎ 送り　　　　：　０．２５　ｍｍ／ｒｅｖ切込み　　：
　１　、５ｍｍ 寿命判定　：チ・ツブが欠損するまでのワークとの衝突
回数（ドライ） ４、テストｌＶ（旋盤による断続切削）チヮブ形状：Ｊ
ＩＳ◆５ＮＰ４３２ 被切削材　：ＪＩＳ◆ＳＮＣＭ８ （硬さ：　Ｈ９３００） 切削速度　：２００…／ｍｉｎ 送り　　　　：　　０　、３８　ｍｍ／ｒｅｖ切込み　
　：　１．５ｍｍ 寿命判定　：テス）ＩＩＩと同じ（水溶性冷却水を刃先
にかける） 上記実験の結果を第６表に示す。

第２表 第３表 ネ 本実施例 第５表 二６表 以上の結果から、本実施例の工具用サーメットである焼
結体の試料Ｎｏ　１〜２４は、第４表に示す各成分を含
み、組織構造として第５表に示すＩ型及び■型粒子を備
えているので、優れた耐欠損性。

耐熱亀裂性、耐摩耗性、耐熱溶着性能、耐塑性変形性能
を有する。

また、本実施例の焼結体Ｎｕ　１〜２４は、切削試験の
テス）Ｉ及びテス）ＩＩから明らかなように、比較例Ｎ
ｏ２５〜６４と比べて摩耗しにくく耐摩耗性に優れてい
る。またテストｍ及びテスト■から明らかなように、衝
突回数が多くても欠損が生じにくく耐欠損性に優れてい
る。

［発明の効果］ 本発明の工具用サーメットは、所定の成分を含むととも
に、Ｉ型及び■型粒子からなる所定の組織構造を有して
いる。それによって、サーメット本来の特撮である、優
れた機械的な耐摩耗性及び耐熱溶着性能を損なうことな
く、機械的な耐欠損１生、耐熱亀裂性及び耐塑性変形性
能を向上させることができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、本発明におりる■型粒子と従来の粒子とを比
較して示す説明図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 硬質分散相を７０〜９５ｖｏｌ％、鉄族金属の１種又は
   ２種以上を含む結合相を５〜３０ｖｏｌ％有する工具用
   サーメットであって、 上記硬質分散相中に、その組成として、IVａ族遷移金属
   、Ｖａ族遷移金属、VIａ族遷移金属中では実質上Ｗのみ
   、Ｃ及びＮを、下記（イ）、（ロ）及び（ハ）のモル比
   で有し、更にその組織構造として、下記（ａ） I 型粒
   子及び（ｂ）II型粒子を有することを特徴とする工具用
   サーメット。 （イ）（IVａ族遷移金属、Ｖａ族遷移金属、Ｗ）と（Ｃ
   、Ｎ）との比が、１：０．８５〜１．０ （ロ）IVａ族遷移金属とＶａ族遷移金属とＷとの比が、
   ０．５〜０．８５：０．０５〜０．３０：０．０５〜０
   ．３０、この内IVａ族遷移金属全体に対するＴｉの比は
   ０．８以上、Ｖａ族遷移金属全体に対するＴａの比は０
   ．３以上 （ハ）ＣとＮとの比が、０．４〜０．９：０．１〜０．
   ６ （ａ）硬質分散相中に５〜５０ｖｏｌ％含まれ、かつI
   Vａ族遷移金属の窒化物又は炭窒化物のうち１種以上か
   らなる単相粒子で、（Ｃ、Ｎ）に対するＮの比が０．２
   ５以上の I 型粒子 （ｂ）IVａ族遷移金属を芯部より周辺部に多く含むとと
   もに、Ｖａ族遷移金属及びＷを周辺部より芯部に多く含
   み、かつ上記IVａ族遷移金属、Ｖａ族遷移金属及びＷの
   含有比率の傾斜が連続的であるII型粒子