JPH05186843A - 制御された粒径を有する炭窒化物焼結合金 - Google Patents
制御された粒径を有する炭窒化物焼結合金Info
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- JPH05186843A JPH05186843A JP4141078A JP14107892A JPH05186843A JP H05186843 A JPH05186843 A JP H05186843A JP 4141078 A JP4141078 A JP 4141078A JP 14107892 A JP14107892 A JP 14107892A JP H05186843 A JPH05186843 A JP H05186843A
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C29/00—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides
- C22C29/02—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides
- C22C29/04—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides based on carbonitrides
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C1/00—Making non-ferrous alloys
- C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
- C22C1/05—Mixtures of metal powder with non-metallic powder
- C22C1/051—Making hard metals based on borides, carbides, nitrides, oxides or silicides; Preparation of the powder mixture used as the starting material therefor
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
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- Ceramic Products (AREA)
- Compositions Of Oxide Ceramics (AREA)
- Carbon And Carbon Compounds (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明はフライス削りおよび旋削用のチタン
ベースの炭窒化物焼結合金に関する。 【構成】 この合金の硬質成分はＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、
Ｖ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏおよび／またはＷに基づくもので
あり、そしてバインダー相はＣｏおよび／またはＮｉに
基づくものである。該焼結合金の組織は、硬質成分の平
均粒径が１μｍ未満のより微細化されたマトリックスの
中に、コアのための平均粒径が２〜８μｍのコア・リム
構造を有する硬質成分粒子を１０〜５０体積％含んでな
り、そして粗い硬質成分粒子の平均粒径がマトリックス
での粒子の平均粒径よりも1.５μｍ以上、好ましくは２
μｍ以上大きい。粗い粒子は適切にはTi(C,N) 、(Ti,T
a)C、(Ti,Ta)(C,N)および／または(Ti,Ta,V)(C,N)から
成る。
ベースの炭窒化物焼結合金に関する。 【構成】 この合金の硬質成分はＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、
Ｖ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏおよび／またはＷに基づくもので
あり、そしてバインダー相はＣｏおよび／またはＮｉに
基づくものである。該焼結合金の組織は、硬質成分の平
均粒径が１μｍ未満のより微細化されたマトリックスの
中に、コアのための平均粒径が２〜８μｍのコア・リム
構造を有する硬質成分粒子を１０〜５０体積％含んでな
り、そして粗い硬質成分粒子の平均粒径がマトリックス
での粒子の平均粒径よりも1.５μｍ以上、好ましくは２
μｍ以上大きい。粗い粒子は適切にはTi(C,N) 、(Ti,T
a)C、(Ti,Ta)(C,N)および／または(Ti,Ta,V)(C,N)から
成る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、旋削およびフライス削
りに用いることを意図した、メイン成分としてチタンを
有する炭窒化物焼結合金に関する。粒径を適切に選定す
ることによって、靱性低下を伴うことなく焼結合金の摩
耗抵抗に関しての特性が改善されてきた。
りに用いることを意図した、メイン成分としてチタンを
有する炭窒化物焼結合金に関する。粒径を適切に選定す
ることによって、靱性低下を伴うことなく焼結合金の摩
耗抵抗に関しての特性が改善されてきた。
【０００２】
【従来の技術および発明が解決しようとする課題】タン
グステン炭化物（ＷＣ）とバインダー相のコバルト（Ｃ
ｏ）とからなる従来の超硬合金は、近年、チタンベース
の硬質材料を用いる通常サーメットと呼ばれるものとま
すます競合している。当初、チタンベース合金（サーメ
ット）はＴｉＣ＋Ｎｉに基づいており、かつ高い切削温
度での摩耗抵抗が非常に高いので高速仕上げのみに使用
されていた。このことは、本質的に、チタンベース合金
が化学的安定性が良いことによる。しかしながら、靱性
挙動と、塑性変形に対する抵抗とは満足できるものでは
なく、したがって、適用範囲は比較的限られていた。
グステン炭化物（ＷＣ）とバインダー相のコバルト（Ｃ
ｏ）とからなる従来の超硬合金は、近年、チタンベース
の硬質材料を用いる通常サーメットと呼ばれるものとま
すます競合している。当初、チタンベース合金（サーメ
ット）はＴｉＣ＋Ｎｉに基づいており、かつ高い切削温
度での摩耗抵抗が非常に高いので高速仕上げのみに使用
されていた。このことは、本質的に、チタンベース合金
が化学的安定性が良いことによる。しかしながら、靱性
挙動と、塑性変形に対する抵抗とは満足できるものでは
なく、したがって、適用範囲は比較的限られていた。
【０００３】しかし、開発が進み、かつチタンベース硬
質材料の焼結材の応用範囲がかなり拡大した。靱性挙動
および塑性変形への抵抗はかなり改善された。しかしな
がら、これらのことは摩耗抵抗を一部犠牲にすることに
よってなされている。
質材料の焼結材の応用範囲がかなり拡大した。靱性挙動
および塑性変形への抵抗はかなり改善された。しかしな
がら、これらのことは摩耗抵抗を一部犠牲にすることに
よってなされている。
【０００４】チタンベース硬質合金の重要な発達は、硬
質成分での炭化物を窒化物に置換することによる。この
ことによって、焼結合金での硬質成分の粒径が特に小さ
くされる。粒径の微細化および窒化物化の両方によっ
て、摩耗抵抗を変えることなく靱性を高めることが可能
になる。この合金の特色は、通常の超硬合金であるＷＣ
−Ｃｏベース硬質合金よりもかなり微細化されているこ
とである。また、窒化物は炭化物よりも、通常、化学的
に安定であり、その結果として、被削材の粘着ないし工
具の溶解による摩耗（いわゆる拡散摩耗）を低減する。
質成分での炭化物を窒化物に置換することによる。この
ことによって、焼結合金での硬質成分の粒径が特に小さ
くされる。粒径の微細化および窒化物化の両方によっ
て、摩耗抵抗を変えることなく靱性を高めることが可能
になる。この合金の特色は、通常の超硬合金であるＷＣ
−Ｃｏベース硬質合金よりもかなり微細化されているこ
とである。また、窒化物は炭化物よりも、通常、化学的
に安定であり、その結果として、被削材の粘着ないし工
具の溶解による摩耗（いわゆる拡散摩耗）を低減する。
【０００５】バインダー相には、鉄族の金属（即ち、Ｆ
ｅ、Ｎｉおよび／またはＣｏ）を用いる。当初、Ｎｉの
みが使用されていたが、現在はＣｏとＮｉの両方が合金
のバインダー相にしばしば用いられている。バインダー
相の量は、一般的に、３〜２５重量％である。
ｅ、Ｎｉおよび／またはＣｏ）を用いる。当初、Ｎｉの
みが使用されていたが、現在はＣｏとＮｉの両方が合金
のバインダー相にしばしば用いられている。バインダー
相の量は、一般的に、３〜２５重量％である。
【０００６】Ｔｉの他に、IVA 族、VA族、および VIA族
の金属（即ち、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏおよ
び／またはＷ）が、炭化物、窒化物および／または炭窒
化物としての硬質成分形成材として、通常、用いられ
る。使用される別の金属、例えば、Ａｌ、があり、これ
は時にはバインダー相を硬くし、かつ時には硬質成分と
バインダー相との間の濡れ性を改善して焼結を促進す
る。
の金属（即ち、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏおよ
び／またはＷ）が、炭化物、窒化物および／または炭窒
化物としての硬質成分形成材として、通常、用いられ
る。使用される別の金属、例えば、Ａｌ、があり、これ
は時にはバインダー相を硬くし、かつ時には硬質成分と
バインダー相との間の濡れ性を改善して焼結を促進す
る。
【０００７】このタイプの焼結合金の非常にありふれた
組織はコア・リム構造(core-rim structure)をとる硬質
成分粒子である。この分野での初期の特許はアメリカ特
許第３９７１６５６号であり、それはＴｉ−およびＮ−
リッチのコアおよびＭｏ、ＷおよびＣリッチのリムから
なる。スエーデン特許出願ＳＥ8902306-3 号から、上手
くバランスした割合での二重のコア・リム構造の少なく
とも二つの異なる組合せは、摩耗抵抗、靱性挙動および
／または塑性変形に関し最適の特性を与える。
組織はコア・リム構造(core-rim structure)をとる硬質
成分粒子である。この分野での初期の特許はアメリカ特
許第３９７１６５６号であり、それはＴｉ−およびＮ−
リッチのコアおよびＭｏ、ＷおよびＣリッチのリムから
なる。スエーデン特許出願ＳＥ8902306-3 号から、上手
くバランスした割合での二重のコア・リム構造の少なく
とも二つの異なる組合せは、摩耗抵抗、靱性挙動および
／または塑性変形に関し最適の特性を与える。
【０００８】
【課題を解決するための手段及び作用】本発明は、少な
くとも二つの異なる粒径および粒度分布を有する炭窒化
物焼結合金に関する。焼結材料に異なる粒径を持たせる
ことによって性能レベルをさらに高めることのできるこ
とが分かった。摩耗に耐える能力、即ち、摩耗抵抗は、
材料にさらに粗いコアで実質的に構成される粗い粒子を
与えることによって靱性挙動の対応する低下なしに高め
られ、そして粗いコアは焼結／冷却中にリムを得る。こ
のようにして、クレータ摩耗抵抗が高められ、即ち、す
くい面（削りくずが滑走する面）での摩耗が減り、靱性
挙動の予想された損失はない。粗いコアは変化した摩耗
メカニズムの形態にとても予想されない効果をもたら
す。一方では、すくい面の摩耗パターンは被削材料の被
着傾向をかなり低減することで変えられ、他方では、生
じるクレータの切れ刃方向への動きをかなり遅らせる。
この遅滞がクレータ深さから予想されるものよりも非常
に強い。従来の超硬合金と比較したチタンベースの炭窒
化物合金の特色的特性は、フランク摩耗（即ち、チップ
側面での被削材による滑走による摩耗）に対する抵抗が
良いことである。従って、寿命長さの決定は最も多くは
クレータ摩耗であり、このクレータが切れ刃の方へ広が
る程度であって、最終的にクレータ破損が起こりチップ
（スルーアウエイチップ）の完全な損傷を招く程度であ
る。
くとも二つの異なる粒径および粒度分布を有する炭窒化
物焼結合金に関する。焼結材料に異なる粒径を持たせる
ことによって性能レベルをさらに高めることのできるこ
とが分かった。摩耗に耐える能力、即ち、摩耗抵抗は、
材料にさらに粗いコアで実質的に構成される粗い粒子を
与えることによって靱性挙動の対応する低下なしに高め
られ、そして粗いコアは焼結／冷却中にリムを得る。こ
のようにして、クレータ摩耗抵抗が高められ、即ち、す
くい面（削りくずが滑走する面）での摩耗が減り、靱性
挙動の予想された損失はない。粗いコアは変化した摩耗
メカニズムの形態にとても予想されない効果をもたら
す。一方では、すくい面の摩耗パターンは被削材料の被
着傾向をかなり低減することで変えられ、他方では、生
じるクレータの切れ刃方向への動きをかなり遅らせる。
この遅滞がクレータ深さから予想されるものよりも非常
に強い。従来の超硬合金と比較したチタンベースの炭窒
化物合金の特色的特性は、フランク摩耗（即ち、チップ
側面での被削材による滑走による摩耗）に対する抵抗が
良いことである。従って、寿命長さの決定は最も多くは
クレータ摩耗であり、このクレータが切れ刃の方へ広が
る程度であって、最終的にクレータ破損が起こりチップ
（スルーアウエイチップ）の完全な損傷を招く程度であ
る。
【０００９】公知の技術に係るチップ（インサート）の
すくい面での摩耗パターン（クレータ摩耗）が図３に示
され、そして、本発明に係るチップでのクレータ摩耗が
図４に示される。本発明に係るチップに生じるクレータ
は、公知技術の場合と比較して粗く、よりうまく発達し
た凹みになる。本発明によると、凹みのピークの間の距
離は４０〜１００μｍであり、主要部での高さが１２μ
ｍ以上である。
すくい面での摩耗パターン（クレータ摩耗）が図３に示
され、そして、本発明に係るチップでのクレータ摩耗が
図４に示される。本発明に係るチップに生じるクレータ
は、公知技術の場合と比較して粗く、よりうまく発達し
た凹みになる。本発明によると、凹みのピークの間の距
離は４０〜１００μｍであり、主要部での高さが１２μ
ｍ以上である。
【００１０】本発明に係るチタンベース合金は平均粒径
１μｍ未満の微細マトリックスからなり、この中にコア
のための平均粒径が２〜８μｍ（好ましくは、２〜６μ
ｍ）であってコア・リム構造を有する粗く摩耗抵抗を高
める粒子が均一に分散されている。リムの平均厚さはコ
アの平均直径の２５％未満であることが好ましい。二つ
の粒子画分での平均粒径における差異は、好ましくは1.
５μｍ以上であり、より好ましくは２μｍ以上（＞２μ
ｍ）である。後者の硬質成分の適切な体積割合は１０〜
５０％（好ましくは、２０〜４０％）である。図１は公
知技術に係る合金の顕微鏡組織を示し、そして図２は本
発明に係る合金の顕微鏡組織を示す。特に、本発明に係
る合金は、少なくとも二つの、好ましくは少なくとも三
つの異なるコア・リム組合せからなる。
１μｍ未満の微細マトリックスからなり、この中にコア
のための平均粒径が２〜８μｍ（好ましくは、２〜６μ
ｍ）であってコア・リム構造を有する粗く摩耗抵抗を高
める粒子が均一に分散されている。リムの平均厚さはコ
アの平均直径の２５％未満であることが好ましい。二つ
の粒子画分での平均粒径における差異は、好ましくは1.
５μｍ以上であり、より好ましくは２μｍ以上（＞２μ
ｍ）である。後者の硬質成分の適切な体積割合は１０〜
５０％（好ましくは、２０〜４０％）である。図１は公
知技術に係る合金の顕微鏡組織を示し、そして図２は本
発明に係る合金の顕微鏡組織を示す。特に、本発明に係
る合金は、少なくとも二つの、好ましくは少なくとも三
つの異なるコア・リム組合せからなる。
【００１１】本発明は、また、チタンベースの炭窒化物
焼結合金を、混合、圧縮成形および焼結の粉末冶金法に
よって製造する方法に関するものである。粉末状原材料
を単体（例えば、ＴｉＮ）として、および／または錯体
（例えば、（Ti,Ta,V) (C,N)）として添加することがで
きる。所望の「粗い粒子材料」を付加的な粗い粒状の原
材料として添加することができる。それを、合計ミリン
グ時間の１／４、１／２または３／４の経過後に添加す
る。このようにして、摩耗抵抗の増大に寄与する粒子は
そう長くは混合（ミリング）しないで、そしてもしこれ
ら粒子は機械的な崩壊に対する抵抗力があるならば、残
りの原材料よりも粗い粒径を有していない原材料を使用
することが可能であり、しかしそれでも所望の硬質成分
の高めた粒径にかなり寄与する。「粗い粒子材料」は一
種または二種の原材料からなる。それを微細粒子部分と
同じタイプのものでもよい。
焼結合金を、混合、圧縮成形および焼結の粉末冶金法に
よって製造する方法に関するものである。粉末状原材料
を単体（例えば、ＴｉＮ）として、および／または錯体
（例えば、（Ti,Ta,V) (C,N)）として添加することがで
きる。所望の「粗い粒子材料」を付加的な粗い粒状の原
材料として添加することができる。それを、合計ミリン
グ時間の１／４、１／２または３／４の経過後に添加す
る。このようにして、摩耗抵抗の増大に寄与する粒子は
そう長くは混合（ミリング）しないで、そしてもしこれ
ら粒子は機械的な崩壊に対する抵抗力があるならば、残
りの原材料よりも粗い粒径を有していない原材料を使用
することが可能であり、しかしそれでも所望の硬質成分
の高めた粒径にかなり寄与する。「粗い粒子材料」は一
種または二種の原材料からなる。それを微細粒子部分と
同じタイプのものでもよい。
【００１２】Ti(C,N) 、(Ti,Ta)C、(Ti,Ta)(C,N)および
／または(Ti,Ta,V)(C,N)のような原材料を粗い粒子とし
て添加するならば、このような粒子は崩壊に対して非常
に大きな抵抗を有しかつ焼結処理中は安定であり（即
ち、溶解傾向が低い）ので、特に好ましいと分かった。
上述した摩耗抵抗増大メカニズムのために使用するのに
僅かに適するタイプの硬質成分は、例えば、ＷＣおよび
／またはＭｏ2 Ｃである。これら二つの炭化物は、焼結
中はバインダー溶融体に溶解し、次に、冷却中に非溶解
粒子の上にリムとして析出する。
／または(Ti,Ta,V)(C,N)のような原材料を粗い粒子とし
て添加するならば、このような粒子は崩壊に対して非常
に大きな抵抗を有しかつ焼結処理中は安定であり（即
ち、溶解傾向が低い）ので、特に好ましいと分かった。
上述した摩耗抵抗増大メカニズムのために使用するのに
僅かに適するタイプの硬質成分は、例えば、ＷＣおよび
／またはＭｏ2 Ｃである。これら二つの炭化物は、焼結
中はバインダー溶融体に溶解し、次に、冷却中に非溶解
粒子の上にリムとして析出する。
【００１３】
【実施例】以下、添付図面を参照して、本発明の実施態
様例および比較例によって本発明を詳細に説明する。 実施例１ 下記組成（重量％）：１５％Ｗ、３9.２％Ｔｉ、5.９％
Ｔａ、8.８％Ｍｏ、１1.５％Ｃｏ、7.７％Ｎｉ、9.３％
Ｃおよび2.６％Ｎとなる粉末混合物を調製した。この粉
末をボールミルにて混合した。全ての原材料を始めから
粉砕して、ミリング時間は３３時間であった（試料
１）。
様例および比較例によって本発明を詳細に説明する。 実施例１ 下記組成（重量％）：１５％Ｗ、３9.２％Ｔｉ、5.９％
Ｔａ、8.８％Ｍｏ、１1.５％Ｃｏ、7.７％Ｎｉ、9.３％
Ｃおよび2.６％Ｎとなる粉末混合物を調製した。この粉
末をボールミルにて混合した。全ての原材料を始めから
粉砕して、ミリング時間は３３時間であった（試料
１）。
【００１４】本発明に係る別の粉末混合物を同一組成で
調製し、異なるのはＴｉ含有原材料のためのミリング時
間を２５時間に短くしたことである（試料２）。これら
両方の混合物をフライス用チップ（サンドビック株式会
社の商品名：型番ＳＰＫＮ−１２０３ＥＤＲ）に圧縮成
形し、そして同時に焼結した。試料２は試料１よりもミ
リング時間が短いので、試料２（図２）は試料１（図
１）よりも粗い粒子をかなり多く有していた。
調製し、異なるのはＴｉ含有原材料のためのミリング時
間を２５時間に短くしたことである（試料２）。これら
両方の混合物をフライス用チップ（サンドビック株式会
社の商品名：型番ＳＰＫＮ−１２０３ＥＤＲ）に圧縮成
形し、そして同時に焼結した。試料２は試料１よりもミ
リング時間が短いので、試料２（図２）は試料１（図
１）よりも粗い粒子をかなり多く有していた。
【００１５】両方の試料を耐摩耗性試験のみならず基本
靱性試験で試験した。チップの５０％が破損する送り量
で表す相対靱性は両方の試料とも同じであった。耐摩耗
性試験を下記条件にて行った。 被削材料：ＳＳ１６７２ 切削速度：２８５ｍ／分 テーブル送り量：８７mm／分 １刃当たりの送り量：0.１２mm／刃 切り込み深さ：２mm
靱性試験で試験した。チップの５０％が破損する送り量
で表す相対靱性は両方の試料とも同じであった。耐摩耗
性試験を下記条件にて行った。 被削材料：ＳＳ１６７２ 切削速度：２８５ｍ／分 テーブル送り量：８７mm／分 １刃当たりの送り量：0.１２mm／刃 切り込み深さ：２mm
【００１６】両方の試料の摩耗を継続的に測定した。フ
ランク摩耗に対する抵抗は両試料とも同じであるが、ク
レータ深さ（ＫＴ）として測定したクレータ摩耗に対す
る抵抗は試料２の方が２０％良いことが分かった。本発
明に係るチップについて変化した摩耗メカニズムに起因
して、測定したＫＴ値は切れ刃の方へのクレータの広が
りを遅延させる能力についての十分な情報を与えない。
しかしながら、このメカニズムは合計工具寿命、即ち、
クレータ破損までの時間を最終的に決定するものであ
る。
ランク摩耗に対する抵抗は両試料とも同じであるが、ク
レータ深さ（ＫＴ）として測定したクレータ摩耗に対す
る抵抗は試料２の方が２０％良いことが分かった。本発
明に係るチップについて変化した摩耗メカニズムに起因
して、測定したＫＴ値は切れ刃の方へのクレータの広が
りを遅延させる能力についての十分な情報を与えない。
しかしながら、このメカニズムは合計工具寿命、即ち、
クレータ破損までの時間を最終的に決定するものであ
る。
【００１７】延ばされた摩耗試験、即ち、チップが破損
するまでの時間の測定は上述の切削条件で「一刃フライ
ス」として行われ、これら試料での工具寿命の相違がＫ
Ｔ値で表される相違よりも大きいことがわかった。試料
１は３９分の平均寿命（フライス切削長さ3.４ｍに相当
する）であり、一方、試料２の平均寿命はフライス切削
長さ7.４ｍに相当する８２分であり、２倍以上の改善で
ある。
するまでの時間の測定は上述の切削条件で「一刃フライ
ス」として行われ、これら試料での工具寿命の相違がＫ
Ｔ値で表される相違よりも大きいことがわかった。試料
１は３９分の平均寿命（フライス切削長さ3.４ｍに相当
する）であり、一方、試料２の平均寿命はフライス切削
長さ7.４ｍに相当する８２分であり、２倍以上の改善で
ある。
【００１８】実施例２ 下記組成（重量％）：１4.９％Ｗ、３8.２％Ｔｉ、5.９
％Ｔａ、8.８％Ｍｏ、3.２％Ｖ、１0.８％Ｃｏ、5.７％
Ｎｉ、8.４％Ｃおよび4.４％Ｎとなる粉末混合物を調製
した。この粉末をボールミルにて混合した。全ての原材
料を始めから粉砕して、ミリング時間は３８時間であっ
た（試料３）。本発明に係る別の粉末混合物を同一組成
で調製し、異なるのはＴｉ（ＣＮ）原材料のためのミリ
ング時間を２８時間に短くしたことである（試料４）。
％Ｔａ、8.８％Ｍｏ、3.２％Ｖ、１0.８％Ｃｏ、5.７％
Ｎｉ、8.４％Ｃおよび4.４％Ｎとなる粉末混合物を調製
した。この粉末をボールミルにて混合した。全ての原材
料を始めから粉砕して、ミリング時間は３８時間であっ
た（試料３）。本発明に係る別の粉末混合物を同一組成
で調製し、異なるのはＴｉ（ＣＮ）原材料のためのミリ
ング時間を２８時間に短くしたことである（試料４）。
【００１９】これら両方の混合物を旋削用チップ（サン
ドビック株式会社の商品名：型番ＴＮＭＧ−１６０４０
８ＱＦ）に圧縮成形し、そして同時に焼結した。この場
合においても、粒径にかなりの差異が認められた。基本
的靱性についての技術的試験では、これら試料に全く相
違はなかった。一方、先の実施例と同じ観察を行い、即
ち、クレータの切れ刃の方への成長の遅延についてであ
る。下記切削条件にて切削を行った。
ドビック株式会社の商品名：型番ＴＮＭＧ−１６０４０
８ＱＦ）に圧縮成形し、そして同時に焼結した。この場
合においても、粒径にかなりの差異が認められた。基本
的靱性についての技術的試験では、これら試料に全く相
違はなかった。一方、先の実施例と同じ観察を行い、即
ち、クレータの切れ刃の方への成長の遅延についてであ
る。下記切削条件にて切削を行った。
【００２０】被削材料：ＳＳ２５４１ 切削速度：３１５ｍ／分 送り：0.１５mm／rev 切り込み深さ：0.５mm
【００２１】試料４の平均工具寿命は１8.３分であり、
これは平均工具寿命が１1.５分の試料３よりも６０％長
かった。全ての場合で、クレータ破損が寿命判定基準で
あった。フランク摩耗に対する抵抗は両試料とも同じで
あった。クレータ摩耗の値（ＫＴ）はチップブレーカの
ために測定できなかった。
これは平均工具寿命が１1.５分の試料３よりも６０％長
かった。全ての場合で、クレータ破損が寿命判定基準で
あった。フランク摩耗に対する抵抗は両試料とも同じで
あった。クレータ摩耗の値（ＫＴ）はチップブレーカの
ために測定できなかった。
【００２２】
【発明の効果】以上説明したように、本発明に係る焼結
合金のチップ（切削工具）は従来のものよりも工具寿命
が長い。
合金のチップ（切削工具）は従来のものよりも工具寿命
が長い。
【図１】公知技術に係るチタンベースの炭窒化物焼結合
金の金属組織の顕微鏡写真（４０００倍）である。
金の金属組織の顕微鏡写真（４０００倍）である。
【図２】本発明に係るチタンベースの炭窒化物焼結合金
の金属組織の顕微鏡写真（４０００倍）である。
の金属組織の顕微鏡写真（４０００倍）である。
【図３】公知技術に係るチップのクレータ摩耗を示す焼
結合金の金属組織の顕微鏡写真（６０倍）である。
結合金の金属組織の顕微鏡写真（６０倍）である。
【図４】本発明に係るチップのクレータ摩耗を示す焼結
合金の金属組織の顕微鏡写真（６０倍）である。
合金の金属組織の顕微鏡写真（６０倍）である。
フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ０４Ｂ 35/78 7305−4Ｇ (72)発明者 オーケ オェーストルント スウェーデン国，エス−183 46 テービ ィ，コパーベーゲン 114
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍ
ｏおよびＷの群から選ばれた少なくとも一種の金属をベ
ースとした硬質成分と、ＣｏおよびＮｉの少なくとも一
種の金属をベースとしたバインダー相とを含有している
フライス削りないし旋削用のチタンベースの炭窒化物焼
結合金において、前記焼結合金の組織は、前記硬質成分
の平均粒径が１μｍ未満のより微細化されたマトリック
スの中に、コアのための平均粒径が２〜６μｍのコア・
リム構造を有する粗い硬質成分粒子を１０〜５０体積％
含んでなり、そして該粗い硬質成分粒子の前記平均粒径
が前記マトリックス中の粒子についての平均粒径よりも
1.５μｍ以上、好ましくは、２μｍ以上大きいことを特
徴とする制御された粒径を有する炭窒化物焼結合金。 - 【請求項２】 前記粗い粒子はTi(C,N) 、(Ti,Ta)C、(T
i,Ta)(C,N)および(Ti,Ta,V)(C,N)からなる群から選ばれ
た少なくとも一種の化合物を含んでいることを特徴とす
る請求項１記載の炭窒化物焼結合金。 - 【請求項３】 クレータ摩耗によって生じるクレータ
が、４０〜１００μｍの相互距離および１２μｍ以上の
深さを有する凹みであることを特徴とする請求項１また
は請求項２記載の炭窒化物焼結合金。 - 【請求項４】 混合、圧縮成形および焼結の粉末冶金法
によって、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏお
よびＷの群から選ばれた少なくとも一種の金属をベース
とした硬質成分と、ＣｏおよびＮｉの少なくとも一種の
金属をベースとしたバインダー相とを含有しているフラ
イス削りないし旋削用のチタンベースの炭窒化物焼結合
金を製造する方法において、少なくとも一種の硬質成分
に、より粗い粒径である残りの硬質成分を添加し、およ
び／またはこの前者の硬質成分に後者の硬質成分を前記
混合中に添加することを特徴とする炭窒化物焼結合金を
製造する方法。
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