JPH02213445A

JPH02213445A - サーメット合金

Info

Publication number: JPH02213445A
Application number: JP63330570A
Authority: JP
Inventors: Yusuke Iyori; 裕介井寄; Nobuhiko Shima; 順彦島
Original assignee: Hitachi Metals Ltd; Hitachi Tool Engineering Ltd
Current assignee: Moldino Tool Engineering Ltd; Proterial Ltd
Priority date: 1988-10-06
Filing date: 1988-12-27
Publication date: 1990-08-24

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〕本発明は高温耐摩耗性、高温強度および耐チッピング性
に優れたサーメット合金に関する。

〔従来の技術〕

従来、サーメット合金は硬質の炭化チタン（以下ＴｉＣ
と記す）が主成分であり、このＴｉＣ粒子若しくは同様
の硬質粒子である炭窒化チタン（以下ＴｉＣＮと記す）
粒子と金属からなる結合相とのぬれ性を改善する目的で
炭化モリブデン、炭化タングステン、炭化タンタル、炭
化ニオブ（以下夫々Ｍ　ｏ　＊　Ｃ、Ｗ　Ｃ、Ｔ　ａ　
Ｃ、Ｎ　ｂ　Ｃと記す）等の成分を添加するのが一般的
である。これらの添加成分は高温度の焼結中において結
合相への溶解、前記ＴｉＣ粒子およびＴｉｃＮ粒子中へ
の析出という過程を経て、ＴｉＣ粒子およびＴｉＣＮ粒
子を中心として取り囲み２周辺＆１ｌｖａを形成して前
記結合相とのぬれ性改善に寄与するのである。従って従
来のサーメット合金においては前記のような複炭窒化物
が二重有芯構造であり２中心組織はチタン（以下ＴＪと
記す）に富み２周辺＆１１織は硬質粒子と結合相とのぬ
れ性改善成分であるＭ　ｏｘ　Ｃ、Ｗ　Ｃ。

ＴａＣ，ＮｂＣ等の成分に富み、ＴＩに乏しい組成を有
するものが一般的である（例えば特公昭５６５１２０１
号、特開昭６１−７３８５７号、同６１−２０１７５０
号５同６−１−２１０１５０号公報参照）。

第７図は上記従来のサーメット合金の金属組織を示す写
真であり、走査電子顕微鏡によって盪影したものである
。第７図において二重有芯構造の複炭窒化物の中心＆１
１織は黒色を呈し、軽元素であるＴｉに富み２周辺組織
は白色を呈し１重元素であるタングステン、タンタル（
以下Ｗ、Ｔａと記す）等に富んでいることが認められる
。一方透過分析電子顕微鏡によって前記二重有芯構造の
複炭窒化物を分析した結果、中心組織においては重量比
でＴｉ　６５．８％、　Ｗ　５．０％１周辺組織におい
てはＴｉ　４９．５％、　Ｗ２３．２％であり、前記の
ように中心組織は周辺組織と比較してＴｌに富み、Ｗに
乏しく、一方周辺組織は中心組織と比較してＷに富み。

ＴＩに乏しい組成となっている。

上記のような金属組織を有する従来のサーメット合金を
切削工具として使用した場合には、高速切削時において
比較的硬度が低い結合相が摩耗して復炭窒化物粒子が表
面に現われるが、Ｗに富み５ＴＩに乏しい組成を有する
周辺＆［ｌ織は酸化し易くまた硬度も低いため容易に摩
耗が進行することとなり、折角の硬質成分であるＴｉの
存在が有効に発揮されないという欠点がある。またＭｏ
ｚＣ。

Ｗ　Ｃ、Ｔ　ａ　Ｃ、Ｎ　ｂ　Ｃのような結合相とのぬ
れ性改善のための成分が周辺ｍ織を形成するため、焼結
時において複炭窒化物粒子が粒成長し、相互に接触する
現象を招来する。このように複炭窒化物粒子相互の接触
部分は、当然に接合強度が小であるため、外部応力が印
加された場合に微小クランクの発生源となるのみならず
、クランクの伝播経路としてへき関し易い、従って上記
のような接触部分が多い程サーメット合金の破壊靭性値
を低下させると共に、耐チンピング性を劣化させること
となる。一方上記複炭窒化物粒子相互の接触部分を減少
させるために上記周辺組織形成成分を少なくすると、サ
ーメット合金としての高温強度が著しく劣化することと
なる。このための現状では相当量の周辺＆Ｕ織影形成成
分添加をさけることができず、従ってかなりの複炭窒化
物粒子相互の接触部分の存在を余儀なくされている。

上記の欠点を改良するものとして１例えば耐摩耗性を改
善するために、複炭窒化物粒子とは別個にＴｉｃ成分に
富んだ擬Ｔｉｃ相を分散させる内容の提案がされている
（特開昭６１−１９９０４８号公報参照）。

また複炭窒化物粒子の粒成長を抑制すると共に。

結合相強度を向上させるために、硬質相を有芯構造のＮ
ａＣ１型固溶体相と窒化チタン（以下ＴｉＮと記す）相
の二相構造Ｍｉ織とすると共に、結合相中にＮ１．Ａ　
１　（Ｔｆ）の組成を有する微細粒子を分散析出させる
内容の提案がされている（特開昭６３３９６４９号公報
）。

〔発明が解決しようとする課題〕

上記従来のサーメット合金は耐摩耗性の点で未だ若干の
改良を要する点があるが、前記特開昭６１１９９０４８
号公報記載の提案により若干の耐摩耗性の改善が認めら
れる。しかしながら所謂擬ＴｉＣ相以外の他の複炭窒化
物粒子は、依然として従来同様の周辺＆ｌｌ織を有する
ものであり、しかも体積的にも硬質相の大半を構成する
ものである。従って比較的硬度が低い結合相が摩耗して
硬質相が表面に現れた場合には、比較的硬度が高いとさ
れる前記擬ＴｉＣ相は格別として、従来同様のＭｉ織構
成の複炭窒化物粒子表面がＷに富みＴｉに乏しい組成で
ある以上、耐摩耗性改善には殆ど寄与し得ない、また前
記擬ＴｉＣ相は比較的硬度が高いとされるものの、硬質
相全体に占める割合が最大２０体積％であることを勘案
すれば、耐摩耗性の大幅な向上を期待することができな
いという問題点がある。

また前記特開昭６３−３９６４９号公報記載の提案にお
いても、硬質相の構成においては前記の改善提案と本質
的には同様である。すなわち硬質相としてのＴｉＮを比
較的多量に含有し得ると記載されてはいるが、このＴ　
ｉ　Ｎ成分はＮａＣｊ！型固溶体相とＴｉＮ単独の相と
に分散されるものであるから。

単独に存在するＴｉＮ相の量も硬質相全体に占める割合
が低い値となり、前記改善提案と同様に耐摩耗性改善に
対する寄与率は小であると認められる。なお結合相中に
Ｎ１５Ａ　１　（Ｔｉ）の組成を有する微細粒子を分散
析出させることにより、結合相の強度を向上させ得ると
の記載がある。しかしながら上記微細粒子を結合相中に
分散させる手段は。

例えば結合相がニッケルとアルミニウム（以下各々Ｎｉ
、ＡＪと記す）、またはＮｉ　とコバルトＣ以下Ｃｏと
記す〉とＡＡ’からなるものにおいて。

焼結過程において析出させるものであるため、ｌｋ量の
添加ＡＩの量および微細粒子の平均粒径、析出量その他
の制御が極めて煩雑とならざるを得ないという問題点が
ある。

本発明は上記従来技術に存在する問題点を解決し、硬質
相を形成する周辺組織の硬度、耐摩耗性を向上させると
共に、結合相の強度を増大させ。

更に硬質相相互間の接触部分を著しく減少させて耐チッ
ピング性を向上させたサーメット合金を提供することを
目的とする。

〔課題を解決するための手段〕

上記目的を達成するために１本発明においては。

硬質相と鉄族金属の１種または２種以上の成分からなる
結合相とからなるサーメット合金において。

結合相中に平均粒径２０００Å以下の微細硬質粒子を分
散させた組織に構成する。という技術的手段を採用した
。この場合微細硬質粒子の平均粒径が２０００人を越え
ると、結合相中に分散させた場合の所謂分散強化作用が
期待できないため不都合である。

本発明において、微細硬質粒子を単層構造とすることが
好ましい。ここにおいて単層構造とは。

若干の不可避的不純物の存在は許容するが、前記従来技
術における複炭窒化物粒子におけるような有芯構造若し
くは二重有芯構造を示さない構造のものを称する。

また上記微細硬質粒子は、　ＴｉＣＮ、炭窒化ジルコニ
ウム（以下ＺｒＣＮと記す）、炭化ハフニウム（以下Ｈ
ｆＣと記す）、アルミナ（以下Ａ　１　ｔ　Ｏｘと記す
）、イントリア（以下Ｙ　ｔ　Ｏｓと記す）、酸化ディ
スプロシウム（以下Ｄ　Ｙ　ｓ　Ｏ重と記す）、ジルコ
ニア（以下Ｚｒ０ｚと記す）５酸化ネオジウム（以下Ｎ
　ｄ　３０　！と記す）の群から選ばれた１種または２
種以上とすることができる。

次に硬質相はＮａ族、Ｖａ族およびＶｉａ族の２種以上
の元素の炭化物、窒化物若しくは炭窒化物またはこれら
の混合物とすることができる。

更に上記の硬質相は、相対的にＴｉに乏しくＷに冨む中
心組織と、相対的にＴｉに富みＷに乏しい周辺＆［ｌ織
とからなる二重有芯構造とするのが好ましい。

本発明において上記硬質相の他に、平均粒径１μｍ以上
であり、かつＴｉを含有する炭化物、窒化物若しくは炭
窒化物またはこれらの混合物からなる単層構造の他の硬
質相を全硬質相の０．５〜４０体積％存在させることが
好ましい。

このような他の硬質相は、前記Ｎａ族、Ｖａ族およびＶ
ｉａ族の２種以上の元素からなる硬質相より硬度が大で
あるため耐摩耗性を向上させるので全硬質相の０．５体
積％以上存在させることが好ましい、しかしこの硬質相
は前記のように結合相とのぬれ性が不充分であるため、
　４０体積％以上存在させると結合相との結合力が低下
し、サーメット合金全体の靭性を低下させるため不都合
である。なお平均粒径が１μｍ未満であると２合金金体
の硬さが高くなり過ぎて、靭性を低下させるため不都合
である。

次に全組成中の炭素（以下Ｃと記す）Ｎを健全相領域の
下限を越え健全相領域の１７２以下、好ましくはｌ／４
以下の値とするとよい、ここにおいて健全相領域とは；
結合相中に遊離Ｃが析出する上限と、脱炭層が現われる
下限との間に存在するＣ量の領域を称する。上記健全相
領域内においては。

結合相の格子定数はＣ量と略反比例の関係にあり。

Ｃ量が低い値である程格子定数が大であり、すなわち結
合相中に例えばＷ、Ｍｏ等の耐熱性を存する金属元素の
固溶量が増大するため、結合相が固溶強化され、高温度
における塑性変形を防止する作用が大となるので好まし
い。従ってＣ量を健全相領域の１７２以下、好ましくは
１７４以下とするのがよい、Ｃ量が健全相領域の下限を
越えると結合相の格子定数は略飽和するのみならず２例
えば（ＣｏｓＷｓ）Ｃ，Ｍ＋ｔＣ，Ｍ＆Ｃ等の脆弱な特
性を有する脱炭層が出現し、靭性を著しく低下させるた
め好ましくない。なおこの場合低炭素化するに伴なって
、結合相中に固溶するＷ、Ｍｏ等の量が増加するため２
合金の保磁力が減少する。本発明合金の保磁力は上記の
Ｃ領域においては、ＣｏとＮｉ　との含有量の比によっ
て異なるが、何れの場合においても５００６以下である
。

本発明においてＮｔ／（Ｇｏ＋Ｎｉ）を３７１０以上と
することが好ましい。

次に本発明においては１重量比でＴｉＣＮ１０〜７０％
、ＷＣ５〜３０％、ＮｂＣ５〜３０％、　ＭｏｚＣ１〜
１０％，ＶＣ０．５〜５％，ＺｒＣ０．０５〜３％。

（Ｎｉ　、Ｃｏ　）５〜２５％および全窒素量２．５％
以上の組成とすることが好ましい。

まずＴｉＣＮは二重有芯構造の硬質相、単層構造の他の
硬質相および結合相中に分散させる微細硬質粒子を形成
するために含有させるのであるが。

１０％４未満では所望の高温耐摩耗性、高温強度を得る
ことができず、一方７０％を越えると合金の靭性を劣化
させるため、１０〜７０％とした。

ＷＣは靭性および高温強度を改善する成分であるが５％
未満では改善作用が期待できず、一方３０％を越えて含
有させると耐摩耗性を劣化させると共に硬質相の周辺組
織形成量を増大させて靭性を劣化させるため、５〜３０
％とした。

ＮｂＣは高温強度を改善する成分であるが、５％未満で
はその効果が少なく、一方３０％を越えて含有させると
前記ＷＣと同様に硬質相の周辺組織形成量を増大させて
靭性を劣化させるため５〜３０％とした。

なおＴａＣはＮｂＣより靭性を向上させる作用が大であ
るため１機械的衝撃の大なる切削条件下においてはＮｂ
Ｃより存利である。従ってＮｂＣの一部または全部をＴ
ａＣで置換してもよい。

ＭｏｚＣは二重有芯構造の硬質相の結合相とのぬれ性を
改善し、靭性の向上および微粒化に寄与する成分である
が、１％未満では上記作用が期待できず、一方１０％を
越えて含有させるとそれ自体の硬さが低いため、高温に
おける耐摩耗性を著しく劣化させるので、１〜ｌＯ％と
した。

ＶＣは耐摩耗性を向上させる成分であるが。

０．５％未満ではその効果が少なく、一方５％を越えて
含有させると靭性を低下させるため、０．５〜５％とし
た。

ＺｒＣは前記ＮｂＣおよびＴａＣと同様に高温強度およ
び靭性を向上させる成分であるが、　　０．０５％未満
ではその効果が少なく、一方３％を越えて含有させると
耐摩耗性を低下させるため０．０５〜３％とした。

Ｎｉ、Ｃｏは前記硬質相を結合する結合相を形成する成
分であり、サーメット合金の靭性を向上させる作用があ
るが１合計で５％未満では所望の靭性を確保できず５一
方２５％を越えて含有させると相対的に硬質相が不足し
て耐摩耗性が劣化するため５〜２５％とした。

窒素（以下Ｎと記す）は硬質相を構成する周辺組織の過
大な生成を抑制すると共に、結合相の格子定数を増大す
る効果があるが、含有量が少なすぎると上記効果を期待
することができないため。

全Ｎ量を２．５％以上とした。

〔作用〕

上記の構成により結合相の耐熱性および耐塑性変形性を
飛躍的に増大させ得る作用を期待できる。

すなわち結合相中に高温でも安定である平均粒径２００
０Å以下の微細硬質粒子を分散させることにより、結合
相を分散強化させ、高温クリープ強度を大幅に向上させ
得る。なお結合相中には硬質特性を有するＷその他の元
素が必然的に固溶するため結合相は当然に従来合金同様
の固溶強化作用を受ける。従って本発明のサーメット合
金においては。

結合相は上記固溶強化に加えて微細硬質粒子による分散
強化が付加されるため、結合相の耐塑性変形性を飛躍的
に増大させ得るのである。なお上記微細硬質粒子は、焼
結時において角部が一部結合相中に溶解するため、焼結
後には略球状若しくは楕円球状を呈するため、結合相の
内部切欠き効果を防止することも上記耐塑性変形性を向
上させる一部となっている。

次に上記微細硬質粒子は、硬質相を構成する周辺組織中
に一部取り込まれるが２本質的には周辺組織とは親和性
がない、従って硬質相を結合する結合相中に分散して存
在することにより、硬質相相互間の接触、結合を防止す
る作用がある。この結果熱クラックの発生を未然に防止
し、耐熱性を大幅に増大させ得るのである。

次に本発明の硬質相は、相対的にＴｉに乏しくＷに冨む
中心組織と、相対的にＴｉに富みＷに乏しい周辺ｍ織と
からなる二重有芯構造とすることができるが、このよう
な硬質相は１例えば複炭窒化物からなる固溶体原料にＴ
ｉＣＮ粉末を外部添加して得られる。ＴｉＣＮは高温で
熱力学的に不安定であり、特に周辺にＣの供給源が存在
する場合には著しく不安定である。従って上記のように
ＴｉＣＮを外部から添加することによりＴｉＣＮが焼結
中に熱分解し、結合相中に優先的に固溶する。この結果
前記複炭窒化物中に含有される周辺組織形成成分である
例えばＭｏ、Ｔａ、Ｎｂ等の成分の結合相中への固溶が
抑制される。従って硬質相の周辺組織形成量が抑制され
、硬質相相互の接触を著しく減少させ、耐熱性若しくは
耐チッピング性を向上させ得るのである。

また上記焼結時において、複炭窒化物からも結合相中に
一部Ｗその他の硬質成分が固溶するが。

複炭窒化物の組成が比較的周辺＆ｌｌ織の組成に近いた
め、前記硬質成分はＴｉＣＮには析出せず、複炭窒化物
の表面へのみ析出する。従って外部添加するＴｉＣＮの
量を多くすると１合金組織若しくは結合相中にＴ　ｉ　
ＣＮの単独粒子が残存する。このように硬質のＴｉＣＮ
粒子が存在することは。

単に耐摩耗性を増大させるのみならず、結合相の摩耗進
行を抑制する作用を期待できる。

更に焼結時において原料粉末中のＴｉおよびＮが熱分解
によって複炭窒化物からなる硬質相へ拡散固溶するため
、硬質相は周辺組織がＴｉに冨む前記のような二重有芯
構造、すなわち表面が硬（耐酸化性を有する構造となる
のである。一方摩耗の進行を考察するに、まず結合相が
摩耗して硬質相の表面が現われることから始まる。この
場合硬質相の表面がＴｉに冨む構造であることは耐酸化
性も含めて耐摩耗性を著しく向上させる一因であり、前
記のように結合相中にＴｉＣＮ粒子が存在すれば、耐摩
耗性は相乗的に向上する。

次に前記のようにして結合相中に固溶したＴｉおよびＮ
が複炭窒化物からなる硬質相へ拡散固溶する際に、複炭
窒化物中に含有され、かつＮとの親和力のないＷが硬質
相から排出されて結合相中に拡散する。この結果結合相
を著しく強化することができ、高温強度を大幅に向上さ
せ得るのである。

また本発明においては、前記硬質相の他に平均粒径１μ
ｍ以上であり、かつＴｌを含有する炭化物、窒化物若し
くは炭窒化物またはこれらの混合物からなる単層構造の
他の硬質相を０．５〜４０体積％存在させることができ
るが、このような構成により更に耐摩耗性を向上させ得
る作用がある。

〔実施例〕

実施例Ｉ硬質相を形成する成分の原料として市販の平均粒径１．
４　ｐ　ｍのＴｉＣＮ粉末、同１．２　ｐ　ｍのＷＣ粉
末、同１．５μｍのＮｂＣ粉末および同１．２μｍのＭ
ｏえＣ粉末を使用した。また結合相を形成する原料とし
て市販の平均粒径１．０μｍのＣｏ粉末および同１．１
μｍのＮｉ粉末を使用した０次に上記結合相を分散強化
するための微細硬質粒子を形成する原料としては、第１
表に示すように市販のＴｌＣＮ、窒化ジルコニウム（以
下ＺｒＮと記す）。

ＺｒＣＮ、　　ＨｆＣ，ＡｌｚＣｈ、　ＹｚＣｈ、　Ｉ
）ｙ＋ｏｚ　。

Ｚ「０．およびＮ　ｄ　ｓ　Ｏｚを粉砕後、平均粒径０
．３μｍ以下に分級した原料を使用した。なお比較合金
として上記微細硬質粒子を欠如するものおよび結合相中
にＮ１５ＴｉＡｊ！を析出させたものを作成した。なお
比較合金においては析出型の微細粒子を生成するために
、上記原料中に０．５重量％のＡＪを添加した。

上記夫々の原料を重量比で４５　ＴｌＣＮ−２０ＷＣ−
１０ＮｂＣ−５ＭｏｘＣ−ｓ、ｓ　　Ｃｏ　　−８，５
Ｎ＋−３（微細硬質粒子）なる組成となるように配合後
、湿式混合により９６時間ボールミル粉砕を行ない、乾
燥後プレス成形を行ない、この成形体を１４００〜１５
５０℃で１時間真空焼結を行なった。

第１図は実施例１における代表的な金属組織を示す写真
であり、前記第７図と同様に走査電子顕微鏡によって撮
影したものである。第１図において硬質相を形成する複
炭窒化物の中心組織は白色を呈し１周辺組織は黒色を帯
びている。上記硬質相を透過分析電子顕微鏡で分析した
結果、中心組織においてはＴｉ　３８．６％、　Ｗ３２
．５％１周辺ｍ織においてはＴｉ　６０．３％、　Ｗ１
４．２％であった。

第２図は実施例１における微細硬質粒子近傍の金属組織
を示す写真であり、透過電子顕微鏡によって撮影したも
のである。第２図において球形若しくはまゆ形を呈する
粒子は２例えばＴｉＣＮ等の微細硬質粒子であり、結合
相中に分散して存在するものである。なお上記微細硬質
粒子は第１図に示す硬質相におけるような有芯構造若し
くは二重有芯構造とは異なり、若干の不純物の存在は許
容するが芯若しくはコアを持たない単層構造である。な
お上記微細硬質粒子は焼結処理中に角部が一部結合相中
に溶解するため、焼結後において第２図に示すような球
形、楕円形若しくはまゆ形を呈する。

次に上記のようにして得られた夫々の焼結体を。

５ＮＧＮ４３２形状のチップ（１２，７ｍｍ　Ｘ　１２
．７ｍｍ　Ｘ４　、７６１１１１１１厚）に加工し、ホ
ルダーに取付けてフライス切削を行ない切削性能の評価
を行なった。切削性能の評価は刃先の塑性変形量、熱ク
ランクの発生本数および欠損に至る送り量によった。

第３図および第４図は各々刃先に発生する塑性変形およ
び熱クランクの状態を模式的に示す斜視図である。まず
第３図において、１はチップであり前記焼結体により略
角板状に加工して、ホルダー（図示せず）に取付けて切
削を行なうのであるが、切削の進行につれて刃先１ａが
図示ハンチングで示すように塑性変形によって摩耗する
。塑性変形量は刃先に発生した塑性変形部の最大深さδ
によって評価した。なおこの場合の切削条件は。

被削材としてＳ　Ｋ　Ｄ　６１（Ｈｓ　４５）を使用し
て切削速度２００ｍ　／分、切込み２Ｍｍ、送り０．２
ｍｓ／刃とした。また第４図において刃先１ａには切削
の進行につれて上記塑性変形と共に／または別個にチッ
プｌの稜線と略直交する熱クランク１ｂが発生する。フ
ライス切削においては被削材を断続的に切削するため、
加熱と冷却とを交互に繰り返すから。

所謂熱サイクルが印加され、遂には第４図に示すような
熱クランクｌｂの発生をみる。複数本の熱クラツクｌｂ
が連続するとチップ１の欠損に至るため、熱クランク１
ｂの発生が少ないものが好ましい。この場合の切削条件
は、被削材としてＳＣＭ　４４０　（Ｈｓ　３２）を使
用し、切削速度１５０ｍ／分。

切込み３１．送り０．１５ｍ＋ｗ／刃とした。また欠損
に至る送り量は、逃げ角１１゛のポジチップにより。

被削材としてＳ　Ｋ　Ｄ　６１（Ｈｓ　３０）を使用し
、切削速度が各々５０ｍ／分および２００　ｍ　／分の
場合に。

切込み２１で送りを０．０５−Ｎ／刃宛増大させて測定
した値（１０回の平均値）で比較した０以上の結果を第
１表に併記する。

以下余第１表から明らかなように、まず比較合金嵐１０におい
ては、結合相中に微細硬質粒子が全く存在していないた
め、結合相の強度が小であり、刃先の塑性変形量が大で
あり、　３０秒後において欠損に至っている。また熱ク
ランク発生本数も極めて大であり、４０分で欠損に至っ
ている０次に結合相を析出型のＮＬＴＩＡｊ！粒子で強
化した比較合金漱１１においては、刃先の塑性変形量は
比較的小であるが、熱クランク発生本数が大である。な
お欠損に至る送り量の値が比較的小であり、特に機械的
強度を要求される低速切削（５０ｍ／分）における耐欠
損性が低い、これは結合相中にＮｈＴｉＡｊ！粒子が析
出することにより、結合相が脆くなりすぎた結果である
と推定される。これに対して本発明合金であるｌｈ１〜
９においては、刃先の塑性変形量および熱クランク発生
本数が何れも小なる値であると共に、欠損に至る送り量
の値が大である。

これは微細硬質粒子の存在により結合相が耐熱化される
結果、耐塑性変形性が格段に向上するものと認められる
。また前記微細硬質粒子が複炭窒化物からなる硬質相の
接触、結合を防止若しくは抑制する結果、高温強度が向
上するものと認められる。

実施例２市販の平均粒径１．４μｍのＴｉＣＮ粉末。

同１．２　ｔｔ　ｍのＷＣ粉末、同１．５　ｐ　ｍのＮ
ｂＣ粉末。

同１．ｌｊｍのＭｏｘＣ粉末、同１．０μｍのＣｏ粉末
および同１．１μｍのＮｉ￥Ａ末を使用し、硬質相を形
成する周辺組織の異なる合金を作製した。周辺組織の組
成調整は、まず合金組成を重量比で３５ＴＩＣＮ　−２
０ＷＣ−２０ＮｂＣ−１５ＭｏｚＣ−５Ｎｉ　〜５’Ｃ
ｏで統一し１例えば周辺組織をＷＣに富ませたい場合は
（Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ）ＣＮを作製した後、ＷＣ，Ｃｏ、
Ｎｉを添加する手段によって行なった。すなわち周辺組
織に富ませたい成分を欠如する３元の固溶体原料を作製
し、これに富ませたい成分粉末を単独に添加するのであ
る。但し、Ｔｉの場合は総量が多いため２例えばＴｉを
周辺ａｍ中に富ませたい場合には、Ｔｉ３５％の１５％
を固溶体中に添加し、残りの２０％を外部から単独添加
するように配慮した。上記原料により、前記実施例１と
同様にして焼結体を作製した。なお焼結体の金属組織は
、前記第１図に示すものと同様な二重を芯構造であるこ
とを確認した。第２表にこれらの合金組成、中心組織お
よび周辺組織における夫々の成分の含有量ならびに物性
値を示す。

以下余白［第表第２表から明らかなように、比較合金隘１３〜１５にお
いては、中心組織がＴｉに富みＷに乏しく周辺組織はＴ
ｉに乏しくＷに富む構造となっている。これに対して本
発明合金Ｎ１１Ｌ１２は、中心組織がＴｉに乏しくＷに
富み１周辺組織はＴｉに富みＷに乏しい構造となってお
り、硬質のＴｉが周辺組織中に相対的に多く含有されて
いる。

次に上記焼結体を前記実施例１同様にチップに加工し、
ホルダーに取付けて旋削による耐摩耗性評価を行なった
。この場合の切削条件は、被削材としてＳ　Ｋ　Ｄ　６
１　（Ｈｓ　２８）を使用して切削速度２５０ｍ　７分
２切込み２１１１１．送り０．１５ｍｍ／ｒｅｖとした
。

第５図は切削長と平均逃げ面摩耗との関係を示す図であ
る。第５図において夫々の曲線に付した番号は前記第２
表における番号と対応し、　ＩＩｋＬ１２は本発明合金
および阻１３〜１５は比較合金を示す、第５図から明ら
かなように、比較合金隘１３〜１５においては切削開始
後急激に摩耗が進行し、切削長１００１１１１前後にお
いて、摩耗の進行度が若干減少するものの、切削長の増
大に伴って再び急激に摩耗が進行する。特に切削長が３
００ｍｍ近傍における摩耗の進行は極めて大である。こ
れに対して本発明合金階！２においては、切削開始後切
削長の増大によっても摩耗の進行は略一定となり、前記
比較舎金隘１３〜１５と比較して平均逃げ面摩耗の値が
格段に小であり、切削長３００＋ｓｓにおいてはＮ１１
４の略１／４に留まっている。−船釣に硬さが大である
程耐摩耗性が優れると認められているが５上記合金阻１
２〜Ｉ５は硬さが略同−であるにも拘らず耐摩耗性に格
段の相違が現われることは、硬質相を形成する中心組織
および周辺ｍｍの組成に起因するものと認められる。す
なわち前記第２表に示すように比較合金磁１３〜１５に
おける周辺組織はＴｉ　の含有量が中心組織より相対的
に少ない構造であるのに対し１本発明合金Ｎ１１２にお
いては逆にＴｉの含有量は中心＆ｌＩ織より周辺組織の
方が多い構造であるため、耐摩耗性において格段に優れ
る結果を示すものと認められる。

実施例３市販の平均粒径１．４μｍのＴｉＣＮ粉末同１．　Ｏ／
ｊ　ｍのＴｉｃ粉末、同１．３　ｐ　ｍのＴｉＮ粉末。

同１．５μｍの窒化アルミニウム（以下ＡＩ！Ｎと記す
）粉末、同１．６μｍの炭化バナジウム（以下ＶＣと記
す）粉末、同１．３μｍの窒化バナジウム（以下ＶＮと
記す）粉末、同２．０μｍの炭化ジルコニウム（以下Ｚ
ｒＣと記す）粉末および同２．０μｍのＺｒＮ粉末を使
用し、単層構造の硬質相を形成すべき出発原料を作製し
た。すなわち上記原料を第４表に示す成分となるように
秤量後、湿式ボールミル混合を４８時間行ない、乾燥後
２０００℃にて１時間固溶体処理を行なった。なお組成
中にＮを含有する場合には窒素分圧２００Ｔｏｒｒの雰
囲気中で、一方組成中にＮを含有しない場合には真空中
で行なった。得られた粉末をボールミルにより平均粒径
】、５〜２．０μｍとなるように粉砕を行ない。

乾燥して出発原料とした。

上記出発原料と前記実施例Ｉと同様の硬質相形成原料１
結合相形成原料および微細硬質粒子形成原料を使用して
、第４表に示す組成の合金を作製した。なお合金の製造
工程は前記実施例１におけるものと同様である。

第６図は実施例３における代表的な金属組織を示す写真
であり、前記第１図と同様に走査電子顕微鏡によって撮
影したものである。第６図から明らかなように前記第１
図に示した二重有芯構造の硬質相とは別に、黒色を呈す
る他の硬質相の存在が認められる。この黒色の硬質相は
ＴｉＣＮまたは°Ｔｉを含有する炭化物、窒化物、炭窒
化物若しくはこれらの混合物であり、若干の不可避的不
純物の存在は許容するが、前記二重有芯構造を有する硬
質相とは異なる単層構造を示している。

次に上記のようにして作製した合金から前記実施例と同
様のチップに加工し、第３表に示す切削条件により切削
性能の評価を行ない、結果を第４表に併記した。

第３表但し耐熱クランク性は旋削にて行なったため。

送りの単位はｍａｄ／ｒａｙＯ値で表示しである。

第４表において切削性能中の耐摩耗性の欄は。

切削開始後３０分経過後における平均逃げ面摩耗量を示
しである。また耐塑性変形性の欄は、切削開始後３０秒
経過後におけるチップ刃先の塑性変形量（第３図参照）
を示す０次に耐熱クランク性の欄は、切削開始後６０分
経過後における刃先に発生した熱クラック（第４図参照
）の発生本数を示す。

更に耐欠損性の欄は、送りを０．０５ｍｍ／刃宛１０秒
毎に増大した場合に欠損に至った時の送り量（１０個の
平均値）を示しである。

第４表から明らかなように、比較合金階２５〜２８にお
いては、結合相中に微細硬質粒子を分散せず。

かつ単層構造の硬質相が存在しないため、耐摩耗性を初
めとする切削性能が劣り、特にＮａ２６．２８において
は途中欠損を惹起している。また微細硬質粒子としてＮ
１５Ａ、１　（Ｔｉ）を結合相中に析出分散させた比較
合金Ｎ１２９．３０においては耐摩耗性の点で若干優れ
るものの、耐熱クランク性および耐欠損性が劣゛化して
いる。なお単層構造の硬質相として（Ｔｉ。、、Ａ１゜
、、）Ｎを４０体積％を越えて含有する比較合金８１１
３１は耐摩耗性および耐塑性変形性において優れるもの
の、耐熱クラック性および耐欠損性が劣化している。こ
れに対して本発明合金の岡１６〜２４は、何れも優れた
切削性能を有することがわかる。これは結合相中に微細
硬質粒子を分散させて、結合相を分散強化すると共に、
二重有芯構造の硬質相に加えて単層構造の他の硬質相を
存在させたことに起因するものと認められる。

実施例４前記実施例３と同一手法により１合金中のＣ！ｔの異な
る合金を作製した。この場合Ｃ量の多いものはＣ粉末を
添加し、Ｃ量の少ないものはＴｉＣＮの一部をＴｊＮ″
ｉ？置換して調整して第５表に示す合金を作製した。第
５表中のＣｆｌ１域は、健全相のＣ量の領域を１０等分
した場合の下限からの相当区分を示しである。この場合
の健全相領域とは、前述のように結合相中に遊離Ｃが析
出する上限と５脱炭層が出現する下限との間に存在する
Ｃ量の領域を称する。

上記のようにして作製した焼結体を前記実施例１と同様
のチップに加工し、実施例１と同様の切削を行なって切
削性能を評価した結果を第５表に併記する。

以下余白第５表から明らかなように、まず比較合金陽４１゜４２
においては、微細硬質粒子および単層構造の硬質相を欠
如すると共に、Ｃ量を健全相領域の上限側に設定したも
のであり、結合相の塑性変形量が比較的大である。すな
わち結合相の格子定数が小さいため、耐熱性を有するＷ
、Ｍｏ等の金属元素の結合相中への固溶量が少なく、結
合相の固溶強化が不充分であり、高温における塑性変形
防止作用が小である結果であると推定される。従って何
れも切削途中において欠損に至っており、耐熱クランク
性も極めて低い０次に比較合金？ｈ４３．４４は。

結合相をＹ、０．によって分散強化したものであり、耐
摩耗性が若干向上してはいるが、ｃｌを健全相領域の上
限側に設定したものであるため、耐熱クランク性が劣化
する。また比較合金Ｎｎ３９．４０はＴｉＣＮによって
結合相を分散強化すると共に。

単層構造の硬質相を存在させたことにより、前記比較合
金より若干の切削性能の向上が認められるものの、Ｃ量
を健全相領域の上限側に設定したことにより結合相の固
溶強化が不充分であり、耐熱クラック性が劣化している
。これに対して本発明合金Ｎ１３２〜３８においては、
塑性変形量および熱クランク発生本数の両者共極めて小
なる値であり耐塑性変形性および耐熱クランク性が格段
に優れている。これはＣ量を健全相領域の下限から１７
２以内に設定したことにより、結合相の格子定数を増大
させ得る結果、耐熱性を有するＷ、Ｍｏ等の金属元素の
結合相への固溶量を増大させることとなり、結合相が固
溶強化されたためと認められるやなおＣ量を健全相領域
の下限から１／４以内に設定すると上記結合相の固溶強
化作用が格段に大となり、耐塑性変形性および耐熱クラ
ック性の向上が顕著であることが明らかである。

実施例５実施例１と同様の市販原料粉末を使用して第６表に示す
組成の合金を作製した０合金の製造工程は実施例１と同
様である。得られた焼結体からチップを加工し、実施例
３と同様の切削性能の評価を行なった結果を第６表に併
記する。

第６表から明らかなように、比較合金Ｎ１１６３におい
てはＷＣの含有量が小であるため靭性および高温強度が
不足し、耐熱クランク性が劣化し、特に機械的強度を要
求される低速切削における耐欠損性の劣化が著しい、ま
た比較合金１１６１６４．６５はＷＣの含有量が過大で
あるため、複炭窒化物からなる硬質相を形成する周辺組
織形成量を増大させて靭性を劣化させる結果となり８特
に耐摩耗性、・耐塑性変形性および高速切削における耐
欠損性の劣化が著しい。次に比較合金隘６６はＮｂＣ量
が少ないため、高温強度が低く、このため耐摩耗性、耐
塑性変形性および高速切削時の耐欠損性が劣化している
。一方比較合金磁６７においてはＮｂＣ３ｌが過大であ
るため、前記ＷＣと同様に周辺組織形成量を増大させる
ので靭性を劣化させ、切削性能を著しく劣化させる結果
となっている。比較合金阻６８においては低速切削時の
耐欠損性の他は全般的に切削性能が劣る。すなわちＭｏ
ｔＣ量が過大であるため、硬さを低下させ、高温時の耐
摩耗性を劣化させる結果となっている。一方比較合金隘
６９は耐欠損性において著しい劣化を示している。組成
中にＭｏｚＣを欠如するため、硬質相と結合相とのぬれ
性が不充分であり、靭性を低下させるためと認められる
０次に比較合金磁７０は耐摩耗性および高速切削時の耐
欠損性において著しい劣化を示す。

これは高温強度の向上に寄与するＶＣの欠如によるもの
と認められる。一方比較合金磁７１においては低速切削
時の耐欠損性が劣化している。すなわちＶＣ量が過大で
あるため３機械的強度が低下した結果である。比較合金
Ｎ１１７２は耐塑性変形性および高速時の耐欠損性の低
下が顕著であるが、これはＺｒＣを欠如するため高温強
度および靭性の向上が不充分であるためと認められる。

一方比較合金隘７３においては、ＺｒＣ，ｌが過大であ
るため耐摩耗性および低速時の耐欠損性を低下させる結
果となっている。次に比較合金阻７４は切削性能全般的
に著しい劣化を示しており、途中欠損に至っている。す
なわち硬質相を形成すべきＴｉＣＮ量が不足するため高
温耐摩耗性および高温強度を付与できないと共に、Ｎｂ
Ｃ量も過大であるため。

高温強度の改善よりむしろ周辺組織形成量を増大させる
ので靭性を低下させるためである。一方比較合金Ｎａ７
５においては、耐熱クランク性および低速切削時の耐欠
損性が劣る。すなわちＴｉｃ　Ｎ量が過大であるため靭
性を低下させると共に。

ＮｂＣ量が小であるため高温強度が低くなる結果である
と認められる。これに対して本発明合金の。

隘４５〜６２においては、何れも所定の適量の組成であ
り、格段に優れた切削性能を示している。

よって形成した。

第７表実施例６実施例４と同様にしてＮ量を変化させた合金を作製し、
前記同様の切削性能評価を行なった。第７表にＮ８量（
重量％）および切削性能評価結果を示す、なおＮ、量の
調整はＴｉＣＮにおけるＣ／Ｎ比が夫々？／３．５１５
．３／７であるものを使用して行なった０組成は重量比
で４５ＴｉＣＮ−１５ＷＣ１５ＮｂＣ７ＭｏｔＣ２ＶＣ
ＩＺｒＣ−７，５Ｃｏ　−７，５Ｎｉに統一し、単層構
造の硬質相および微細硬質粒子は何れもＴｉＣＮに第７
表から明らかなように比較合金１１ｍ８２．８３におい
ては、耐摩耗性、耐塑性変形性および高速切削時の耐欠
損性において著しい劣化が認められる。

これはＮ２量が少ないため、結合相の格子定数が小であ
り１結合相中にＷ、Ｍｏ等の耐熱性を有する金属元素の
固溶量が少なく、結合相の固溶強化が不充分であるため
と認められる。これに対して本発明合金Ｎ１７６〜８１
においては、Ｎ、を充分に含有するため前記元素の結合
相への固溶量を増大させ得る結果、結合相を充分に固溶
強化し得ることとなり、切削性能を大幅に向上させ得る
のである。

実施例７実施例４と同様にしてＣ１を変化させて第８表に示すよ
うに保磁力の異なる合金を作製した０次に前記実施例１
におけるものと同様のチップに加工し、および同様の切
削条件における切削性能を評価した結果を第８表に併記
する。

以下余白第８表から明らかなように、比較合金Ｎ１８８〜９１に
おいては塑性変形量および熱クラツク発生本数が何れも
大であるのに対し９本発明合金Ｉｌ＆Ｌ８４〜８７にお
いては何れも小であり、長寿命である。なお保磁力は合
金中のＣ量の多寡によって変化するが。

本発明合金においては前述のようにＣ量を健全相領域の
下限から１／２以内に設定したものであり。

保磁力の値が低くなっている。従って第８表に示す結果
は、前記第５表に示す結果と類似している。

第８図は合金のＣ量と保磁力との関係を示す図である。

保磁力は同−Ｃ量においては、Ｇｏ比が大である程大で
ある。第８図から明らかなように。

合金中のＣ量が健全相領域の下限を越え、同領域の１／
２未満の範囲においては、Ｎｉ／（Ｃｏ＋Ｎｉ）を３７
１０以上とすれば保磁力を５００ｅ以下とすることがで
き、前記第８表に示すような良好な切削性能を付与し得
る。

〔発明の効果〕

本発明は以上記述のような構成および作用であるから、
下記の効果を奏し得る。

（１）結合相中に微細硬質粒子を分散させたものである
ため、結合相が充分に分散強化され、耐熱性を有する金
属元素による固溶強化と相俟て。

耐塑性変形性を飛躍的に増大させ得る。

（２）結合相中に微細硬質粒子を分散させたため。

硬質相を形成する周辺組織の増大に伴なう粒成長があっ
ても、硬質相相互間の結合を防止し。

靭性および耐熱クランク性を大幅に増大させ得る。

（３）硬質相を５相対的にＴｉに乏しくＷに冨む中心ｍ
織と、相対的にＴｉに富みＷに乏しい周辺組織とからな
る二重有芯構造に形成した場合には耐摩耗性を大幅に増
大さ−き得る。

（４）　　単層構造の他の硬質相を形成して分散させる
ことにより、耐摩耗性を更に増大させ得る。

（５）Ｃ量および／またはＮｉｌを規制することにより
、結合相の格子定数を増大させる結果、結合相の固溶強
化を一段と向上させ得る。

（６）　　上記によりエンドミル工具を初めとして、高
硬度材の切削分野へのサーメット合金の適用が可能であ
ると共に、高速切削においても長寿命化が可能である。

１　　図本　２

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明の実施例１における代表的な金属組織を
示す写真、第２図は同実施例１における微細硬質粒子近
傍の金属＆［ｌ織を示す写真、第３図および第４図は各
々刃先に発生する塑性変形および熱クランクの状態を模
式的に示す斜視図、第５図は切削長と平均逃げ面摩耗と
の関係を示す図。第６図は本発明の実施例３における代表的な金属ｍｍを
示す写真、第７図は従来のサーメット合金の金属Ｍｉ織
を示す写真、第８図は合金のＣ量と保磁力との関係を示
す図である。第　４特許出願人　　日立金属株式会社（外１名）代　理　人
　弁理士　森　１）　寛干均龜庁酔粍−戦）

Claims

【特許請求の範囲】

（１）硬質相と鉄族金属の１種または２種以上の成分か
らなる結合相とからなるサーメット合金において、結合
相中に平均粒径２０００Å以下の微細硬質粒子を分散さ
せた組織に構成したことを特徴とするサーメット合金。
（２）微細硬質粒子が単層構造である請求項（１）記載
のサーメット合金。
（３）微細硬質粒子がＴｉＣＮ、ＺｒＮ、ＺｒＣＮ、Ｈ
ｆＣ，Ａｌ＿２Ｏ＿３、Ｙ＿２Ｏ＿３、Ｄｙ＿３Ｏ＿２
、ＺｒＯ＿２およびＮｄ＿３Ｏ＿２の群から選ばれた１
種または２種以上からなる請求項（１）若しくは（２）
記載のサーメット合金。
（４）硬質相がIVａ族，Ｖａ族およびVIａ族の２種以上
の元素の炭化物，窒化物若しくは炭窒化物またはこれら
の混合物である請求項（１）ないし（３）何れかに記載
のサーメット合金。
（５）硬質相が相対的にＴｉに乏しくＷに富む中心組織
と，相対的にＴｉに富みＷに乏しい周辺組織とからなる
二重有芯構造である請求項（１）ないし（４）何れかに
記載のサーメット合金。
（６）平均粒径１μｍ以上であり，かつＴｉを含有する
炭化物，窒化物若しくは炭窒化物またはこれらの混合物
からなる単層構造の他の硬質相が０．５〜４０体積％存
在する請求項（１）ないし（５）何れかに記載のサーメ
ット合金。
（７）全組成中の炭素量が健全相領域の下限を越え健全
相領域の１／２未満，好ましくは１／４未満の値である
請求項（１）ないし（６）何れかに記載のサーメット合
金。
（８）重量比でＴｉＣＮ１０〜７０％，ＷＣ５〜３０％
，ＮｂＣ５〜３０％，Ｍｏ＿２Ｃ１〜１０％，ＶＣ０．
５〜５％，ＺｒＣ０．０５〜３％，（Ｎｉ，Ｃｏ）５〜
２５％および全窒素量２．５％以上からなる請求項（１
）ないし（７）何れかに記載のサーメット合金。
（９）ＮｂＣの一部または全部をＴａＣで置換した請求
項（８）記載のサーメット合金。
（１０）合金の保磁力が５００ｅ以下である請求項（１
）ないし（９）何れらに記載のサーメット合金。
（１１）硬質相と鉄族金属の１種または２種以上の成分
からなる結合相とからなるサーメット合金において，重
量比でＴｉＣＮ１０〜７０％，ＷＣ５〜３０％，ＮｂＣ
５〜３０％，Ｍｏ＿２Ｃ１〜１０％，ＶＣ０．５〜５％
，ＺｒＣ０．０５〜３％，（Ｎｉ，Ｃｏ）５〜２５％お
よび全窒素量２．５％以上からなり，保磁力が５０Ｏｅ
以下であることを特徴とするサーメット合金。
（１２）Ｎｉ／（Ｃｏ＋Ｎｉ）が３／１０以上である請
求項（１１）記載のサーメット合金。