JPH059646A - 高靭性サーメツト及びその製造方法 - Google Patents
高靭性サーメツト及びその製造方法Info
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- JPH059646A JPH059646A JP3041268A JP4126891A JPH059646A JP H059646 A JPH059646 A JP H059646A JP 3041268 A JP3041268 A JP 3041268A JP 4126891 A JP4126891 A JP 4126891A JP H059646 A JPH059646 A JP H059646A
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- 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
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C22C29/00—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 表面部を改質し、耐摩耗性，耐欠損性及び耐
熱衝撃性に優れるようにした窒素含有のＴｉＣ基サーメ
ットを提供する。 【構成】 窒素含有のＴｉＣ基サーメットの表面部の結
合相濃度を最適に減少させると共に、かつ表面に３０ｋ
ｇｆ／ｍｍ2以上の圧縮応力をも残存させたものであ
る。 【効果】 耐摩耗性，耐欠損性及び耐熱衝撃性がバラン
スよく優れていること、特に湿式断続切削領域にまで実
用可能な窒素含有のサーメットである。
熱衝撃性に優れるようにした窒素含有のＴｉＣ基サーメ
ットを提供する。 【構成】 窒素含有のＴｉＣ基サーメットの表面部の結
合相濃度を最適に減少させると共に、かつ表面に３０ｋ
ｇｆ／ｍｍ2以上の圧縮応力をも残存させたものであ
る。 【効果】 耐摩耗性，耐欠損性及び耐熱衝撃性がバラン
スよく優れていること、特に湿式断続切削領域にまで実
用可能な窒素含有のサーメットである。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、例えば旋削工具，フラ
イス工具，ドリル，エンドミルなどの切削用工具材料、
又はスリッター，裁断刃，缶用金型，ノズルなどの耐摩
耗・耐食用工具材料、もしくは時計ケース，ブローチ，
ネクタイピンなどの装飾品用材料として適し、これらの
中でも耐熱衝撃性を必要とする切削用工具材料、特に湿
式切削用工具材料として最適な高靭性サーメット及びそ
の製造方法に関するものである。
イス工具，ドリル，エンドミルなどの切削用工具材料、
又はスリッター，裁断刃，缶用金型，ノズルなどの耐摩
耗・耐食用工具材料、もしくは時計ケース，ブローチ，
ネクタイピンなどの装飾品用材料として適し、これらの
中でも耐熱衝撃性を必要とする切削用工具材料、特に湿
式切削用工具材料として最適な高靭性サーメット及びそ
の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、ＴｉＣ基サーメットは、窒素を含
有してないＮ無含有のＴｉＣ基サーメットと窒素を含有
しているＮ含有のＴｉＣ基サーメットに大別できる。こ
れらの内、Ｎ含有のＴｉＣ基サーメットは、Ｎ無含有の
ＴｉＣ基サーメットに比べて強度及び耐塑性変形性に優
れる傾向にある。このために、最近のＴｉＣ基サーメッ
トは、Ｎ含有のＴｉＣ基サーメットが主流になる傾向に
ある。
有してないＮ無含有のＴｉＣ基サーメットと窒素を含有
しているＮ含有のＴｉＣ基サーメットに大別できる。こ
れらの内、Ｎ含有のＴｉＣ基サーメットは、Ｎ無含有の
ＴｉＣ基サーメットに比べて強度及び耐塑性変形性に優
れる傾向にある。このために、最近のＴｉＣ基サーメッ
トは、Ｎ含有のＴｉＣ基サーメットが主流になる傾向に
ある。
【０００３】Ｎ含有のＴｉＣ基サーメットは、焼結工程
における脱窒および浸炭が原因で焼結合金の表面部が内
部と異なるという問題がある。
における脱窒および浸炭が原因で焼結合金の表面部が内
部と異なるという問題がある。
【０００４】このような問題に対して、焼結合金の合金
特性上から好ましい表面部にしようという提案がなされ
ており、その代表的なものに、特開昭６４−３１９４９
号公報及び特開平２−１５１３９号公報がある。
特性上から好ましい表面部にしようという提案がなされ
ており、その代表的なものに、特開昭６４−３１９４９
号公報及び特開平２−１５１３９号公報がある。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】特開昭６４−３１９４
９号公報には、周期律表４ａ，５ａ，６ａ族金属の炭化
物，窒化物，炭窒化物，窒酸化物，ホウ化物及びこれら
の相互固溶体の中の少なくとも１種の硬質相と、Ｎｉ及
び／又はＣｏを主成分とする結合相と不可避不純物とか
らなる焼結合金の焼肌面の表面部における硬質相に５０
ｋｇ／ｍｍ2以上の圧縮応力を付与させてなる高靭性焼
結合金が開示されている。
９号公報には、周期律表４ａ，５ａ，６ａ族金属の炭化
物，窒化物，炭窒化物，窒酸化物，ホウ化物及びこれら
の相互固溶体の中の少なくとも１種の硬質相と、Ｎｉ及
び／又はＣｏを主成分とする結合相と不可避不純物とか
らなる焼結合金の焼肌面の表面部における硬質相に５０
ｋｇ／ｍｍ2以上の圧縮応力を付与させてなる高靭性焼
結合金が開示されている。
【０００６】同公報に開示の高靭性焼結合金は、その焼
肌面の表面部にショットピーニングやサンドブラストに
より衝撃力を加えて圧縮応力を付与させて抗折強度及び
耐欠損性を向上させたという合金であるけれども、耐摩
耗性および耐熱衝撃性については考慮されてなく、特に
湿式切削用工具材料として用いる場合、耐摩耗性に乏し
いと同時に熱クラックの発生及び進展に起因する突発欠
損に対する信頼性に乏しいという問題がある。
肌面の表面部にショットピーニングやサンドブラストに
より衝撃力を加えて圧縮応力を付与させて抗折強度及び
耐欠損性を向上させたという合金であるけれども、耐摩
耗性および耐熱衝撃性については考慮されてなく、特に
湿式切削用工具材料として用いる場合、耐摩耗性に乏し
いと同時に熱クラックの発生及び進展に起因する突発欠
損に対する信頼性に乏しいという問題がある。
【０００７】特開平２−１５１３９号公報には、焼肌面
の最大表面粗さが３．５μｍ以下で、実質的にポア，ボ
イドがなく、表面部に硬質かつ高靭性の領域を設けたＮ
含有のＴｉＣ基サーメットが開示されている。
の最大表面粗さが３．５μｍ以下で、実質的にポア，ボ
イドがなく、表面部に硬質かつ高靭性の領域を設けたＮ
含有のＴｉＣ基サーメットが開示されている。
【０００８】同公報に開示のサーメットは、焼肌面の面
精度を高め、かつ実質的にポア，ボイドのない焼結合金
にすることなどにより、高靭性，高硬度にし、耐摩耗性
および耐欠損性を高めたというサーメットであるけれど
も、耐欠損性に満足できないこと、並びに耐熱衝撃性、
特に湿式切削用工具材料として用いる場合、熱クラック
の発生及び進展に起因する突発欠損に対する信頼性に乏
しいという問題がある。
精度を高め、かつ実質的にポア，ボイドのない焼結合金
にすることなどにより、高靭性，高硬度にし、耐摩耗性
および耐欠損性を高めたというサーメットであるけれど
も、耐欠損性に満足できないこと、並びに耐熱衝撃性、
特に湿式切削用工具材料として用いる場合、熱クラック
の発生及び進展に起因する突発欠損に対する信頼性に乏
しいという問題がある。
【０００９】本発明は、上述ような問題点を解決したも
ので、具体的には、表面部の結合相の相対濃度を内部の
平均的結合相濃度に比べて減少させ、かつ表面に圧縮応
力を残存させて、耐熱衝撃性を高めると共に、耐摩耗性
及び耐欠損性をバランスよく高めた高靭性サーメット及
びその製造方法の提供を目的とするものである。
ので、具体的には、表面部の結合相の相対濃度を内部の
平均的結合相濃度に比べて減少させ、かつ表面に圧縮応
力を残存させて、耐熱衝撃性を高めると共に、耐摩耗性
及び耐欠損性をバランスよく高めた高靭性サーメット及
びその製造方法の提供を目的とするものである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、Ｎ含有の
ＴｉＣ基サーメットの耐熱衝撃性、特に湿式切削用工具
材料として用いた場合における耐熱衝撃性について検討
していた所、第１に、Ｎ含有のＴｉＣ基サーメットの表
面部に圧縮応力を残存させると、表面部におけるクラッ
クの伝播抵抗が優れること、特に熱クラックの進展に起
因する欠損に対する抵抗、所謂熱衝撃抵抗を顕著に改善
することができるという知見を得たものである。
ＴｉＣ基サーメットの耐熱衝撃性、特に湿式切削用工具
材料として用いた場合における耐熱衝撃性について検討
していた所、第１に、Ｎ含有のＴｉＣ基サーメットの表
面部に圧縮応力を残存させると、表面部におけるクラッ
クの伝播抵抗が優れること、特に熱クラックの進展に起
因する欠損に対する抵抗、所謂熱衝撃抵抗を顕著に改善
することができるという知見を得たものである。
【００１１】第２に、Ｎ含有のＴｉＣ基サーメットの表
面部における結合相の相対濃度を内部の平均的結合相濃
度に比べて減少させると、耐摩耗性を高めることができ
ること、さらに上述の第１の知見を組合わせると、第１
の効果の他に、靭性の低下及び機械的衝撃性の低下を抑
制して、耐摩耗性と耐欠損性をバランスよく優れること
及び湿式切削時における耐熱クラック性が改善されると
いう知見を得たものである。
面部における結合相の相対濃度を内部の平均的結合相濃
度に比べて減少させると、耐摩耗性を高めることができ
ること、さらに上述の第１の知見を組合わせると、第１
の効果の他に、靭性の低下及び機械的衝撃性の低下を抑
制して、耐摩耗性と耐欠損性をバランスよく優れること
及び湿式切削時における耐熱クラック性が改善されると
いう知見を得たものである。
【００１２】この第１及び第２の知見に基づいて本発明
を完成するに至ったものである。
を完成するに至ったものである。
【００１３】すなわち、本発明の高靭性サーメットは、
ＴｉとＷ，Ｍｏ，Ｃｒの中の少なくとも１種とＮ（窒
素）とＣ（炭素）とを含有してなる炭化物，窒化物，炭
窒化物の硬質相７５〜９５重量％と、残り鉄族金属を主
成分とする結合相と不可避不純物とからなる焼結合金で
あって、該焼結合金のＴｉ含有量がＴｉＮ、又はＴｉＮ
とＴｉＣに換算して３５〜８５重量％、Ｗ，Ｍｏ，Ｃｒ
の含有量がＷＣ，Ｍｏ2Ｃ 及び／又はＣｒ3Ｃ2に換算し
て１０〜４０重量％であり、該焼結合金の表面から０．
０１ｍｍ内部の該結合相の相対濃度が内部の平均的結合
相濃度の５〜５０％で、該焼結合金の表面から０．１ｍ
ｍ内部の該結合相の相対濃度が内部の平均的結合相濃度
の７０〜１００％であり、かつ該焼結合金の表面で３０
ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の圧縮応力が残存されていることを
特徴とするものである。
ＴｉとＷ，Ｍｏ，Ｃｒの中の少なくとも１種とＮ（窒
素）とＣ（炭素）とを含有してなる炭化物，窒化物，炭
窒化物の硬質相７５〜９５重量％と、残り鉄族金属を主
成分とする結合相と不可避不純物とからなる焼結合金で
あって、該焼結合金のＴｉ含有量がＴｉＮ、又はＴｉＮ
とＴｉＣに換算して３５〜８５重量％、Ｗ，Ｍｏ，Ｃｒ
の含有量がＷＣ，Ｍｏ2Ｃ 及び／又はＣｒ3Ｃ2に換算し
て１０〜４０重量％であり、該焼結合金の表面から０．
０１ｍｍ内部の該結合相の相対濃度が内部の平均的結合
相濃度の５〜５０％で、該焼結合金の表面から０．１ｍ
ｍ内部の該結合相の相対濃度が内部の平均的結合相濃度
の７０〜１００％であり、かつ該焼結合金の表面で３０
ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の圧縮応力が残存されていることを
特徴とするものである。
【００１４】本発明における硬質相は、具体的には、例
えばＴｉＣ，ＴｉＮ，Ｔｉ（Ｃ，Ｎ），ＷＣ，Ｍｏ
2Ｃ，Ｃｒ3Ｃ2，（Ｔｉ，Ｍ′）Ｃ，（Ｔｉ，Ｍ′）
（Ｃ，Ｎ）を挙げることができる。（但し、Ｍ′はＷ，
Ｍｏ，Ｃｒの少なくとも１種を示す。）これらの硬質相
の他に、さらに周期律表第５ａ族金属及び／又は周期律
表第４ａ族金属（但し、Ｔｉを除く）の含有した炭化
物，窒化物又は炭窒化物でなる硬質相、具体的には、例
えばＴａＣ，ＮｂＣ，ＶＣ，ＺｒＣ，ＨｆＣ，ＴａＮ，
ＮｂＮ，ＶＮ，ＺｒＮ，ＨｆＮ，Ｔａ（Ｃ，Ｎ），Ｎｂ
（Ｃ，Ｎ），Ｖ（Ｃ，Ｎ），Ｚｒ（Ｃ，Ｎ），Ｈｆ
（Ｃ，Ｎ），（Ｔｉ，Ｍ″）Ｃ，（Ｔｉ，Ｍ″）Ｎ，
（ＴＩ，Ｍ″）（Ｃ，Ｎ），（Ｔｉ，Ｍ′，Ｍ″）Ｃ，
（Ｔｉ，Ｍ′，Ｍ″）ＣＮ，（Ｍ′，Ｍ″）Ｃ，
（Ｍ′，Ｍ″）（Ｃ，Ｎ）を挙げることができる。（但
し、Ｍ″はＴａ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒ，Ｈｆの少なくとも１
種を示す。）本発明における硬質相は、上述した少なく
とも１種からなり、芯部とその外周部とが異なった複合
構造の硬質相、例えば芯部がＴｉＣ，Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、
外周部が（Ｔｉ，Ｍ′）Ｃ，（Ｔｉ，Ｍ′）（Ｃ，
Ｎ），（Ｔｉ，Ｍ′．Ｍ″）Ｃ，（Ｔｉ，Ｍ′，Ｍ″）
（Ｃ，Ｎ）の場合があり、化学量論組成又は非化学量論
組成でなるものである。
えばＴｉＣ，ＴｉＮ，Ｔｉ（Ｃ，Ｎ），ＷＣ，Ｍｏ
2Ｃ，Ｃｒ3Ｃ2，（Ｔｉ，Ｍ′）Ｃ，（Ｔｉ，Ｍ′）
（Ｃ，Ｎ）を挙げることができる。（但し、Ｍ′はＷ，
Ｍｏ，Ｃｒの少なくとも１種を示す。）これらの硬質相
の他に、さらに周期律表第５ａ族金属及び／又は周期律
表第４ａ族金属（但し、Ｔｉを除く）の含有した炭化
物，窒化物又は炭窒化物でなる硬質相、具体的には、例
えばＴａＣ，ＮｂＣ，ＶＣ，ＺｒＣ，ＨｆＣ，ＴａＮ，
ＮｂＮ，ＶＮ，ＺｒＮ，ＨｆＮ，Ｔａ（Ｃ，Ｎ），Ｎｂ
（Ｃ，Ｎ），Ｖ（Ｃ，Ｎ），Ｚｒ（Ｃ，Ｎ），Ｈｆ
（Ｃ，Ｎ），（Ｔｉ，Ｍ″）Ｃ，（Ｔｉ，Ｍ″）Ｎ，
（ＴＩ，Ｍ″）（Ｃ，Ｎ），（Ｔｉ，Ｍ′，Ｍ″）Ｃ，
（Ｔｉ，Ｍ′，Ｍ″）ＣＮ，（Ｍ′，Ｍ″）Ｃ，
（Ｍ′，Ｍ″）（Ｃ，Ｎ）を挙げることができる。（但
し、Ｍ″はＴａ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒ，Ｈｆの少なくとも１
種を示す。）本発明における硬質相は、上述した少なく
とも１種からなり、芯部とその外周部とが異なった複合
構造の硬質相、例えば芯部がＴｉＣ，Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、
外周部が（Ｔｉ，Ｍ′）Ｃ，（Ｔｉ，Ｍ′）（Ｃ，
Ｎ），（Ｔｉ，Ｍ′．Ｍ″）Ｃ，（Ｔｉ，Ｍ′，Ｍ″）
（Ｃ，Ｎ）の場合があり、化学量論組成又は非化学量論
組成でなるものである。
【００１５】この硬質相の他に本発明を構成している結
合相は、具体的には、例えばＦｅ，Ｎｉ，Ｃｏを主成分
とし、他に硬質相を構成している元素を固溶して形成さ
れている。
合相は、具体的には、例えばＦｅ，Ｎｉ，Ｃｏを主成分
とし、他に硬質相を構成している元素を固溶して形成さ
れている。
【００１６】本発明における硬質相は、９５重量％を超
えて多くなると、相対的に結合相が５重量％未満となっ
て、耐欠損性及び耐熱衝撃性の低下が著しくなること、
逆に７５重量％未満になると、相対的に結合相が２５重
量％を超えて多くなり、耐摩耗性及び耐塑性変形性の低
下が著しくなる。このために、硬質相は、焼結合金全体
の７５〜９５重量％と定めたものである。
えて多くなると、相対的に結合相が５重量％未満となっ
て、耐欠損性及び耐熱衝撃性の低下が著しくなること、
逆に７５重量％未満になると、相対的に結合相が２５重
量％を超えて多くなり、耐摩耗性及び耐塑性変形性の低
下が著しくなる。このために、硬質相は、焼結合金全体
の７５〜９５重量％と定めたものである。
【００１７】本発明の高靭性サーメットにおけるＴｉ含
有量は、焼結合金中に含有する窒素量を全てＴｉＮにな
るものとして換算し、ＴｉＮとして換算した後も、さら
にＴｉが残存している場合にはＴｉＣになるものとして
換算し、この換算量がＴｉＮ、又はＴｉＮとＴｉＣで全
体の３５〜８５重量％からなるものである。この換算量
が３５重量％未満になると、その他の成分が多くなりす
ぎて耐摩耗性の低下が生じ、逆に８５重量％を超えて多
くなると、その他の成分が少なくなりすぎて耐欠損性の
低下が生じる。
有量は、焼結合金中に含有する窒素量を全てＴｉＮにな
るものとして換算し、ＴｉＮとして換算した後も、さら
にＴｉが残存している場合にはＴｉＣになるものとして
換算し、この換算量がＴｉＮ、又はＴｉＮとＴｉＣで全
体の３５〜８５重量％からなるものである。この換算量
が３５重量％未満になると、その他の成分が多くなりす
ぎて耐摩耗性の低下が生じ、逆に８５重量％を超えて多
くなると、その他の成分が少なくなりすぎて耐欠損性の
低下が生じる。
【００１８】本発明における周期律表第６ａ族金属の含
有量は、Ｗの化合物として含有している場合のＷの含有
量全てをＷＣと換算し、Ｍｏの化合物として含有してい
る場合のＭｏの含有量全てをＭｏ2Ｃと換算し、Ｃｒの
化合物として含有している場合のＣｒの含有量全てをＣ
ｒ3Ｃ2と換算し、これらの換算量がＷＣ，Ｍｏ2Ｃ及び
／又はＣｒ3Ｃ2で全体の１０〜４０重量％からなるもの
である。この換算量が１０重量％未満になると硬質相及
び結合相の強度不足となり耐欠損性を低下させること、
逆に４０重量％を超えて多くなると相対的にＴｉ含有量
が少なくなり耐摩耗性の低下となること及び硬質相の粗
大化から耐摩耗性も低下する。
有量は、Ｗの化合物として含有している場合のＷの含有
量全てをＷＣと換算し、Ｍｏの化合物として含有してい
る場合のＭｏの含有量全てをＭｏ2Ｃと換算し、Ｃｒの
化合物として含有している場合のＣｒの含有量全てをＣ
ｒ3Ｃ2と換算し、これらの換算量がＷＣ，Ｍｏ2Ｃ及び
／又はＣｒ3Ｃ2で全体の１０〜４０重量％からなるもの
である。この換算量が１０重量％未満になると硬質相及
び結合相の強度不足となり耐欠損性を低下させること、
逆に４０重量％を超えて多くなると相対的にＴｉ含有量
が少なくなり耐摩耗性の低下となること及び硬質相の粗
大化から耐摩耗性も低下する。
【００１９】本発明におけるＶ，Ｎｂ，Ｔａの含有量
は、Ｔａ，Ｎｂ，Ｖの化合物として含有している場合を
それぞれＴａＣ，ＮｂＣ，ＶＣとして換算し、これらの
換算量が全体の３０重量％以下でなるものである。この
換算量が３０重量％を超えて多くなると硬質相の粗大化
が生じて耐欠損性の低下となる。また、室温及び高温に
おける強度を高めるために、Ｖ，Ｎｂ，Ｔａの少なくと
も１種を含有させておくのが好ましいことである。
は、Ｔａ，Ｎｂ，Ｖの化合物として含有している場合を
それぞれＴａＣ，ＮｂＣ，ＶＣとして換算し、これらの
換算量が全体の３０重量％以下でなるものである。この
換算量が３０重量％を超えて多くなると硬質相の粗大化
が生じて耐欠損性の低下となる。また、室温及び高温に
おける強度を高めるために、Ｖ，Ｎｂ，Ｔａの少なくと
も１種を含有させておくのが好ましいことである。
【００２０】本発明におけるＺｒ，Ｈｆの含有量は、Ｚ
ｒ，Ｈｆの化合物として含有している場合をそれぞれＺ
ｒＣ，ＨｆＣとして換算し、これらの換算量が全体の５
重量％以下でなるものである。この換算量が５重量％を
超えて多くなると、焼結し難く、マイクロポアが発生し
耐欠損性の低下となる。また、高速切削時における耐摩
耗性を高めるために、Ｔｉを除いた周期律表第４ａ族金
属を含有させておくのが好ましいことである。
ｒ，Ｈｆの化合物として含有している場合をそれぞれＺ
ｒＣ，ＨｆＣとして換算し、これらの換算量が全体の５
重量％以下でなるものである。この換算量が５重量％を
超えて多くなると、焼結し難く、マイクロポアが発生し
耐欠損性の低下となる。また、高速切削時における耐摩
耗性を高めるために、Ｔｉを除いた周期律表第４ａ族金
属を含有させておくのが好ましいことである。
【００２１】本発明における焼結合金中に含有する窒素
は、主として硬質相に固溶して室温から高温での強度の
向上及び熱伝導率の向上に効果があり、機械的な耐欠損
性，耐熱衝撃性及び製造工程での焼結性の問題から、炭
素と窒素の含有量が重量比率で炭素／（炭素＋窒素）＝
０．２〜０．８でなることが好ましいことである。
は、主として硬質相に固溶して室温から高温での強度の
向上及び熱伝導率の向上に効果があり、機械的な耐欠損
性，耐熱衝撃性及び製造工程での焼結性の問題から、炭
素と窒素の含有量が重量比率で炭素／（炭素＋窒素）＝
０．２〜０．８でなることが好ましいことである。
【００２２】本発明における焼結合金の表面部の結合相
の相対濃度は、焼結合金の表面から０．０１ｍｍにおけ
る内部と、表面から０．１ｍｍにおける内部での該結合
相の相対濃度が管理されておればよく、その他の表面部
における結合相の結合相濃度はそれほど問題にならない
ものである。この表面部の結合相の相対濃度は、焼結合
金の表面から０．０１ｍｍ内部において、内部の平均的
結合相濃度の５％未満だと硬質になりすぎて耐欠損性が
低下すること、逆に５０％を超えて多くなると耐摩耗性
が低下すること、及び焼結工程時における表面部の圧縮
応力の残存が困難になる。また、焼結合金の表面から
０．１ｍｍ内部において、内部の平均的結合相濃度の７
０％未満になると耐欠損性の低下が著しくなる。
の相対濃度は、焼結合金の表面から０．０１ｍｍにおけ
る内部と、表面から０．１ｍｍにおける内部での該結合
相の相対濃度が管理されておればよく、その他の表面部
における結合相の結合相濃度はそれほど問題にならない
ものである。この表面部の結合相の相対濃度は、焼結合
金の表面から０．０１ｍｍ内部において、内部の平均的
結合相濃度の５％未満だと硬質になりすぎて耐欠損性が
低下すること、逆に５０％を超えて多くなると耐摩耗性
が低下すること、及び焼結工程時における表面部の圧縮
応力の残存が困難になる。また、焼結合金の表面から
０．１ｍｍ内部において、内部の平均的結合相濃度の７
０％未満になると耐欠損性の低下が著しくなる。
【００２３】本発明における焼結合金の表面での圧縮応
力は、３０ｋｇｆ／ｍｍ2 未満では耐熱衝撃性を高める
効果が弱くなる。
力は、３０ｋｇｆ／ｍｍ2 未満では耐熱衝撃性を高める
効果が弱くなる。
【００２４】この本発明の高靭性サーメットは、従来か
ら行われている粉末冶金法によって表面部に結合相濃度
勾配を有する焼結合金を作製した後、サンドデラスト，
ショットピーニングなどで衝撃を与えて圧縮応力を残存
させる方法によって得ることもできるが、次のような焼
結工程でもって行うと、製造工程の簡素化から好ましい
ことである。
ら行われている粉末冶金法によって表面部に結合相濃度
勾配を有する焼結合金を作製した後、サンドデラスト，
ショットピーニングなどで衝撃を与えて圧縮応力を残存
させる方法によって得ることもできるが、次のような焼
結工程でもって行うと、製造工程の簡素化から好ましい
ことである。
【００２５】すなわち、本発明の高靭性サーメットの製
造方法は、出発物質の混合工程，成形工程，焼結工程及
び冷却工程の内、該焼結工程が液相出現温度から最終焼
結温度における保持終了までは、５〜３０Ｔｏｒｒの窒
素ガス雰囲気中で行い、該最終焼結温度での保持終了後
における該冷却工程が液相凝固完了までの第１冷却工程
においては真空中、冷却速度１０〜２０℃／分で冷却
し、さらに該液相凝固完了後の第２冷却工程においては
ヘリウムガス雰囲気中で冷却速度３０℃／分以上で急冷
することを特徴とする方法である。
造方法は、出発物質の混合工程，成形工程，焼結工程及
び冷却工程の内、該焼結工程が液相出現温度から最終焼
結温度における保持終了までは、５〜３０Ｔｏｒｒの窒
素ガス雰囲気中で行い、該最終焼結温度での保持終了後
における該冷却工程が液相凝固完了までの第１冷却工程
においては真空中、冷却速度１０〜２０℃／分で冷却
し、さらに該液相凝固完了後の第２冷却工程においては
ヘリウムガス雰囲気中で冷却速度３０℃／分以上で急冷
することを特徴とする方法である。
【００２６】本発明の製造方法における焼結工程は、焼
結合金の表面に圧縮応力を残留させると共に、焼結合金
の表面部に結合相濃度勾配を形成させるために、液相出
現温度以上で５〜３０Ｔｏｒｒの窒素ガス雰囲気とし、
かつ昇温中及び最終焼結温度における窒素ガス圧力を一
定に保つことが重要である。
結合金の表面に圧縮応力を残留させると共に、焼結合金
の表面部に結合相濃度勾配を形成させるために、液相出
現温度以上で５〜３０Ｔｏｒｒの窒素ガス雰囲気とし、
かつ昇温中及び最終焼結温度における窒素ガス圧力を一
定に保つことが重要である。
【００２７】このとき、窒素ガス圧力が限定される理由
は、窒素ガス圧力が５Ｔｏｒｒ以下であると脱窒抑制か
不十分で結合相濃度勾配の減少領域が大きくなり、その
結果所定の結合相濃度勾配を得ることができずに耐欠損
性が低下する。一方３０Ｔｏｒｒを超えると表面の結合
相濃度が内部に対して５％よりも小さくなり、かつマイ
クロポアが発生して耐欠損性が低下するようになる。
は、窒素ガス圧力が５Ｔｏｒｒ以下であると脱窒抑制か
不十分で結合相濃度勾配の減少領域が大きくなり、その
結果所定の結合相濃度勾配を得ることができずに耐欠損
性が低下する。一方３０Ｔｏｒｒを超えると表面の結合
相濃度が内部に対して５％よりも小さくなり、かつマイ
クロポアが発生して耐欠損性が低下するようになる。
【００２８】圧力を一定に保つ理由は、圧力を漸増させ
た場合には焼結合金の表面に炭窒化物からなる膜が形成
されるために冷却時の真空排気による焼結合金からの脱
窒を生じさせることができなくなるからであり、一方圧
力を漸減させた場合には脱窒が焼結工程で生じるために
結合相濃度の減少領域が大きくなるからである。
た場合には焼結合金の表面に炭窒化物からなる膜が形成
されるために冷却時の真空排気による焼結合金からの脱
窒を生じさせることができなくなるからであり、一方圧
力を漸減させた場合には脱窒が焼結工程で生じるために
結合相濃度の減少領域が大きくなるからである。
【００２９】窒素導入のタイミングについては、液相出
現温度より低温で窒素ガスを導入すると焼結性が低下し
てマイクロポアが発生して耐欠損性が低下するようにな
る。一方液相出現温度よりも高温で窒素ガスを導入する
と焼結合金の表面に窒化膜が生じて好ましくない。
現温度より低温で窒素ガスを導入すると焼結性が低下し
てマイクロポアが発生して耐欠損性が低下するようにな
る。一方液相出現温度よりも高温で窒素ガスを導入する
と焼結合金の表面に窒化膜が生じて好ましくない。
【００３０】次に冷却工程が重要となるが、まず液相凝
固完了（通常は１２５０℃前後）までの第１冷却工程に
おける焼結雰囲気は真空にすることが好ましい。この第
１冷却工程中に脱窒が生じ、所定の結合相濃度勾配が生
じることになる。そしてこの場合の冷却速度であるが、
１０℃／分よりも小さいと結合相濃度の減少領域が大き
くなり、耐欠損性が低下するようになり、一方２０℃／
分より大きいと結合相濃度の減少量がそものが小さくな
るために耐摩耗性が改良されずさらに残留応力発生の駆
動力も小さくなって好ましくない。次に液相凝固完了後
の第２冷却工程においては、冷却速度３０℃／分以上で
急冷することが必要である。第２冷却工程において焼結
合金の表面に残留圧縮応力が与えられるが、冷却速度が
３０℃／分よりも小さくなると、所定の残留圧縮応力を
得ることができなくなる。なおそのような冷却速度を通
常の生産に用いられる焼結炉で実現するためには、熱容
量が大きく冷却能に優れるヘリウムガス（Ｈｅ）ガス雰
囲気を用い、必要に応じて冷却ファンを併用する必要が
ある。
固完了（通常は１２５０℃前後）までの第１冷却工程に
おける焼結雰囲気は真空にすることが好ましい。この第
１冷却工程中に脱窒が生じ、所定の結合相濃度勾配が生
じることになる。そしてこの場合の冷却速度であるが、
１０℃／分よりも小さいと結合相濃度の減少領域が大き
くなり、耐欠損性が低下するようになり、一方２０℃／
分より大きいと結合相濃度の減少量がそものが小さくな
るために耐摩耗性が改良されずさらに残留応力発生の駆
動力も小さくなって好ましくない。次に液相凝固完了後
の第２冷却工程においては、冷却速度３０℃／分以上で
急冷することが必要である。第２冷却工程において焼結
合金の表面に残留圧縮応力が与えられるが、冷却速度が
３０℃／分よりも小さくなると、所定の残留圧縮応力を
得ることができなくなる。なおそのような冷却速度を通
常の生産に用いられる焼結炉で実現するためには、熱容
量が大きく冷却能に優れるヘリウムガス（Ｈｅ）ガス雰
囲気を用い、必要に応じて冷却ファンを併用する必要が
ある。
【００３１】ここで述べている液相出現温度とは、硬質
相となる出発物質と結合相となる出発物質の共晶温度又
は結合相となる出発物質と非金属元素との共晶温度に相
当するもので、昇温時に液相が発生する温度、具体的に
は、大体１３００℃前後を示すものである。また、液相
凝固完了とは、焼結工程が完了した後、冷却工程になっ
た段階で温度が降下される時に液相から固相になった時
点、具体的に上述のように大体１２５０℃前後を示すも
のである。
相となる出発物質と結合相となる出発物質の共晶温度又
は結合相となる出発物質と非金属元素との共晶温度に相
当するもので、昇温時に液相が発生する温度、具体的に
は、大体１３００℃前後を示すものである。また、液相
凝固完了とは、焼結工程が完了した後、冷却工程になっ
た段階で温度が降下される時に液相から固相になった時
点、具体的に上述のように大体１２５０℃前後を示すも
のである。
【００３２】
【作用】本発明の高靭性サーメットは、結合相濃度勾配
を有する表面部が耐摩耗性を高める作用をすると共に、
逆にこの表面部によって耐欠損性の低下が生じるのであ
るがこれを最小限に抑制し、この耐欠損性の低下を表面
に残存させた圧縮応力がカバーすると共に、耐熱衝撃性
を高める作用をしているものである。
を有する表面部が耐摩耗性を高める作用をすると共に、
逆にこの表面部によって耐欠損性の低下が生じるのであ
るがこれを最小限に抑制し、この耐欠損性の低下を表面
に残存させた圧縮応力がカバーすると共に、耐熱衝撃性
を高める作用をしているものである。
【００３３】また、本発明の高靭性サーメットの製造方
法は、液相出現温度付近（通常は１３００℃前後）から
窒素中で焼結を行うことにより、脱窒およびそれに起因
する結合相の拡散・移動を抑制することができる。そし
て焼結温度における焼結が終了後、焼結雰囲気を直ちに
真空に切り替え、液相凝固終了（通常は１２５０℃前
後）までの短時間に脱窒および結合相の拡散・移動を生
じさせることにより、極めて表面部のみで結合相の拡散
を生じさせることができる。具体的には焼結合金の表面
から０．０１ｍｍ内部の結合相含有量は内部の５〜５０
％と著しく少ないが、表面から０．１ｍｍ内部の結合相
含有量は内部の７０〜１００％と十分多くすることが可
能となる。
法は、液相出現温度付近（通常は１３００℃前後）から
窒素中で焼結を行うことにより、脱窒およびそれに起因
する結合相の拡散・移動を抑制することができる。そし
て焼結温度における焼結が終了後、焼結雰囲気を直ちに
真空に切り替え、液相凝固終了（通常は１２５０℃前
後）までの短時間に脱窒および結合相の拡散・移動を生
じさせることにより、極めて表面部のみで結合相の拡散
を生じさせることができる。具体的には焼結合金の表面
から０．０１ｍｍ内部の結合相含有量は内部の５〜５０
％と著しく少ないが、表面から０．１ｍｍ内部の結合相
含有量は内部の７０〜１００％と十分多くすることが可
能となる。
【００３４】さらに、本発明の高靭性サーメットの製造
方法は、表面付近の結合相が減少した焼結合金をさらに
冷却すると、焼結合金は冷却に伴って熱収縮しようとす
るが、そもそも硬質相（炭窒化物）の熱膨張係数は結合
相（鉄族金属）のそれよりも小さいので、上記の結合相
濃度勾配を有する合金を冷却すると、結合相が少ない
（硬質相成分が多い）表面は内部よりも熱収縮量が小さ
くなり、その結果として内部からの張力により焼結合金
の表面には圧縮応力が生じようとする。しかし通常の冷
却速度（せいぜい１０℃〜２０℃／分）で冷却すると、
高温における保持時間が長くなるために、一度生じた圧
縮応力が回復してしまう。そこで冷却雰囲気としては、
液相凝固完了（通常は１２５０℃前後）までは表面の結
合相を減少させるために真空にするが、それ以降は熱容
量が大きいヘリウムガスを導入し、さらに必要に応じて
冷却ファンを用いることにより急冷を行う。そして所定
の窒素中燒結→真空冷却を行った後に、３０℃／分以上
の冷却速度で急冷を行うことができれば焼結合金の表面
付近に３０ｋｇｆ／ｍｍ2以上の残留圧縮応力が生じる
るようになる。それにより、熱クラックの発生・伝播を
伴う欠損に対する抵抗を著しく高めることができる。
方法は、表面付近の結合相が減少した焼結合金をさらに
冷却すると、焼結合金は冷却に伴って熱収縮しようとす
るが、そもそも硬質相（炭窒化物）の熱膨張係数は結合
相（鉄族金属）のそれよりも小さいので、上記の結合相
濃度勾配を有する合金を冷却すると、結合相が少ない
（硬質相成分が多い）表面は内部よりも熱収縮量が小さ
くなり、その結果として内部からの張力により焼結合金
の表面には圧縮応力が生じようとする。しかし通常の冷
却速度（せいぜい１０℃〜２０℃／分）で冷却すると、
高温における保持時間が長くなるために、一度生じた圧
縮応力が回復してしまう。そこで冷却雰囲気としては、
液相凝固完了（通常は１２５０℃前後）までは表面の結
合相を減少させるために真空にするが、それ以降は熱容
量が大きいヘリウムガスを導入し、さらに必要に応じて
冷却ファンを用いることにより急冷を行う。そして所定
の窒素中燒結→真空冷却を行った後に、３０℃／分以上
の冷却速度で急冷を行うことができれば焼結合金の表面
付近に３０ｋｇｆ／ｍｍ2以上の残留圧縮応力が生じる
るようになる。それにより、熱クラックの発生・伝播を
伴う欠損に対する抵抗を著しく高めることができる。
【００３５】
【実施例１】市販の平均粒径１〜３μｍの出発物質を表
１に示す重量比率で配合した後、湿式ボールミルによる
混合粉砕を行った。（但し、Ｃ／Ｃ＋Ｎについては、焼
結合金の分析値を示した。また、その他の組成成分は、
焼結後も変化が見られなかったので焼結合金の組成成分
は省略した。）次に、表１のそれぞれの試料を乾燥後、
ＴＮＭＧ１６０４０８形状に成形した。これらの成形圧
粉体を炉に設置し、炉内を真空にし、５℃／分昇温速度
で１３００℃に加熱後、炉内に窒素ガスを導入し、窒素
ガス圧力１５Ｔｏｒｒの状態で、１５００℃に加熱し、
６０分間保持した。次いで、第１冷却工程として、炉内
を真空にし、１５℃／分冷却速度で１２５０℃まで冷却
後、第２冷却工程として、炉内をヘリウムガス雰囲気に
し、３５℃／分冷却速度で冷却して切削用スローアウェ
イチップを作製した。
１に示す重量比率で配合した後、湿式ボールミルによる
混合粉砕を行った。（但し、Ｃ／Ｃ＋Ｎについては、焼
結合金の分析値を示した。また、その他の組成成分は、
焼結後も変化が見られなかったので焼結合金の組成成分
は省略した。）次に、表１のそれぞれの試料を乾燥後、
ＴＮＭＧ１６０４０８形状に成形した。これらの成形圧
粉体を炉に設置し、炉内を真空にし、５℃／分昇温速度
で１３００℃に加熱後、炉内に窒素ガスを導入し、窒素
ガス圧力１５Ｔｏｒｒの状態で、１５００℃に加熱し、
６０分間保持した。次いで、第１冷却工程として、炉内
を真空にし、１５℃／分冷却速度で１２５０℃まで冷却
後、第２冷却工程として、炉内をヘリウムガス雰囲気に
し、３５℃／分冷却速度で冷却して切削用スローアウェ
イチップを作製した。
【００３６】
【表１】
このようにして得た焼結合金の表面部の結合相濃度分布
をＥＰＭＡ分析し、表面の残留応力をＸ線応力装置によ
り、それぞれ測定し、その結果を表２に示した。
をＥＰＭＡ分析し、表面の残留応力をＸ線応力装置によ
り、それぞれ測定し、その結果を表２に示した。
【００３７】
【表２】
表２に示した本発明１〜９及び比較品１〜８の耐摩耗性
試験，耐欠損性試験及び耐熱衝撃性試験を行い、耐摩耗
性試験は、被削材Ｓ４８Ｃ，切削速度１８０ｍ／ｍｉ
ｎ，切込み１．５ｍｍ，送り０．３ｍｍ／ｒｅｖで３０
分間湿式連続旋削を行った時の平均逃げ面摩耗量で評価
し、耐欠損性試験は、被削材Ｓ４５Ｃ（４本溝付），切
削速度１００ｍ／ｍｉｎ，切込み１．５ｍｍ，初期送り
０．１５ｍｍ／ｒｅｖで被削材１０００回転分の乾式断
続旋削を行い、それで欠損しなければ、欠損に至るまで
送りを０．０５ｍｍ／ｒｅｖずつ上昇させ、欠損時の送
りで評価し、耐熱衝撃性試験は、被削材Ｓ４５Ｃ，切削
速度２００ｍ／ｍｉｎ，切込み２．０ｍｍ，送り０．３
ｍｍ／ｒｅｖで、６０秒切削、３０秒空転冷却の湿式断
続旋削を繰り返し行い、初期欠損又はサーマルクラック
によって欠損するまでの時間で評価し、それぞれの結果
を表３に示した。
試験，耐欠損性試験及び耐熱衝撃性試験を行い、耐摩耗
性試験は、被削材Ｓ４８Ｃ，切削速度１８０ｍ／ｍｉ
ｎ，切込み１．５ｍｍ，送り０．３ｍｍ／ｒｅｖで３０
分間湿式連続旋削を行った時の平均逃げ面摩耗量で評価
し、耐欠損性試験は、被削材Ｓ４５Ｃ（４本溝付），切
削速度１００ｍ／ｍｉｎ，切込み１．５ｍｍ，初期送り
０．１５ｍｍ／ｒｅｖで被削材１０００回転分の乾式断
続旋削を行い、それで欠損しなければ、欠損に至るまで
送りを０．０５ｍｍ／ｒｅｖずつ上昇させ、欠損時の送
りで評価し、耐熱衝撃性試験は、被削材Ｓ４５Ｃ，切削
速度２００ｍ／ｍｉｎ，切込み２．０ｍｍ，送り０．３
ｍｍ／ｒｅｖで、６０秒切削、３０秒空転冷却の湿式断
続旋削を繰り返し行い、初期欠損又はサーマルクラック
によって欠損するまでの時間で評価し、それぞれの結果
を表３に示した。
【００３８】
【表３】
【００３９】
【実施例２】実施例１の表１の本発明品２に示した配合
組成成分のものを表４に示すような焼結条件で焼結し
た。こうして得た本発明品１０〜１４及び比較品９〜１
９を実施例１と同様にして、それぞれの合金の表面部の
結合相濃度分布及び表面の残留応力を測定し、その結果
を表５に示した。さらに、それぞれの合金を用いて、実
施例１と同様の切削試験を行い、その結果を表６に示し
た。
組成成分のものを表４に示すような焼結条件で焼結し
た。こうして得た本発明品１０〜１４及び比較品９〜１
９を実施例１と同様にして、それぞれの合金の表面部の
結合相濃度分布及び表面の残留応力を測定し、その結果
を表５に示した。さらに、それぞれの合金を用いて、実
施例１と同様の切削試験を行い、その結果を表６に示し
た。
【００４０】尚、ここで得た本発明品１０〜１４及び比
較品９〜１９のそれぞれの合金のＣ／Ｃ＋Ｎは、０．４
８〜０．５５内にあった。
較品９〜１９のそれぞれの合金のＣ／Ｃ＋Ｎは、０．４
８〜０．５５内にあった。
【００４１】
【表４】
＊１５→２０は、１５Ｔｏｒｒから２０Ｔｏｒｒへ漸増
＊＊１５→１０は、１５Ｔｏｒｒから１０Ｔｏｒｒへ漸
減
減
【００４２】
【表５】
【００４３】
【表６】
【００４４】
【発明の効果】以上、本発明の高靭性サーメットは、表
面部の結合相濃度の減少でもって耐摩耗性を高める効果
を引き出し、しかもその減少領域を小さく調整して、耐
欠損性の低下の生じないないような効果を引き出し、さ
らに、表面に残留圧縮応力を存在させることにより、耐
熱衝撃性を高めるという効果を引き出したもので、従来
のサーメット及び本発明を外れたサーメットが耐摩耗
性，耐欠損性又は耐熱衝撃性のいずれかの点で劣るのに
対し、耐摩耗性，耐欠損性及び耐熱衝撃性がバランスよ
く優れるというものである。
面部の結合相濃度の減少でもって耐摩耗性を高める効果
を引き出し、しかもその減少領域を小さく調整して、耐
欠損性の低下の生じないないような効果を引き出し、さ
らに、表面に残留圧縮応力を存在させることにより、耐
熱衝撃性を高めるという効果を引き出したもので、従来
のサーメット及び本発明を外れたサーメットが耐摩耗
性，耐欠損性又は耐熱衝撃性のいずれかの点で劣るのに
対し、耐摩耗性，耐欠損性及び耐熱衝撃性がバランスよ
く優れるというものである。
【００４５】このことから、本発明の高靭性性サーメッ
トは、使用領域が拡大し、従来のサーメットでは短寿命
で実用できなかった湿式断続切削領域にまで実用できる
というものである。
トは、使用領域が拡大し、従来のサーメットでは短寿命
で実用できなかった湿式断続切削領域にまで実用できる
というものである。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成４年５月１５日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正内容】
【書類名】 明細書
【発明の名称】 高靭性サーメット及びその製
造方法
造方法
【特許請求の範囲】
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、例えば旋削工具，フラ
イス工具，ドリル，エンドミルなどの切削用工具材料、
又はスリッター，裁断刃，缶用金型，ノズルなどの耐摩
耗・耐食用工具材料として適し、これらの中でも耐熱衝
撃性を必要とする切削用工具材料、特に湿式切削用工具
材料として最適な高靭性サーメット及びその製造方法に
関するものである。
イス工具，ドリル，エンドミルなどの切削用工具材料、
又はスリッター，裁断刃，缶用金型，ノズルなどの耐摩
耗・耐食用工具材料として適し、これらの中でも耐熱衝
撃性を必要とする切削用工具材料、特に湿式切削用工具
材料として最適な高靭性サーメット及びその製造方法に
関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、ＴｉＣ基サーメットは、窒素を含
有してないＮ無含有のＴｉＣ基サーメットと窒素を含有
しているＮ含有のＴｉＣ基サーメットに大別できる。こ
れらの内、Ｎ含有のＴｉＣ基サーメットは、Ｎ無含有の
ＴｉＣ基サーメットに比べて強度及び耐塑性変形性に優
れる傾向にある。このために、最近のＴｉＣ基サーメッ
トは、Ｎ含有のＴｉＣ基サーメットが主流になる傾向に
ある。
有してないＮ無含有のＴｉＣ基サーメットと窒素を含有
しているＮ含有のＴｉＣ基サーメットに大別できる。こ
れらの内、Ｎ含有のＴｉＣ基サーメットは、Ｎ無含有の
ＴｉＣ基サーメットに比べて強度及び耐塑性変形性に優
れる傾向にある。このために、最近のＴｉＣ基サーメッ
トは、Ｎ含有のＴｉＣ基サーメットが主流になる傾向に
ある。
【０００３】しかし、Ｎ含有のＴｉＣ基サーメットは、
焼結工程における脱窒および浸炭が原因で焼結合金の表
面部が内部に比べて脆弱になりやすいという問題があ
る。
焼結工程における脱窒および浸炭が原因で焼結合金の表
面部が内部に比べて脆弱になりやすいという問題があ
る。
【０００４】このような問題に対して、焼結合金の合金
特性上から好ましい表面部にしようという提案がなされ
ており、その代表的なものに、特開昭６４−３１９４９
号公報及び特開平２−１５１３９号公報がある。
特性上から好ましい表面部にしようという提案がなされ
ており、その代表的なものに、特開昭６４−３１９４９
号公報及び特開平２−１５１３９号公報がある。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】特開昭６４−３１９４
９号公報には、周期律表４ａ，５ａ，６ａ族金属の炭化
物，窒化物，炭窒化物，窒酸化物，ホウ化物及びこれら
の相互固溶体の中の少なくとも１種の硬質相と、Ｎｉ及
び／又はＣｏを主成分とする結合相と不可避不純物とか
らなる焼結合金の焼肌面の表面部における硬質相に５０
ｋｇ／ｍｍ2以上の圧縮応力を付与させてなる高靭性焼
結合金が開示されている。
９号公報には、周期律表４ａ，５ａ，６ａ族金属の炭化
物，窒化物，炭窒化物，窒酸化物，ホウ化物及びこれら
の相互固溶体の中の少なくとも１種の硬質相と、Ｎｉ及
び／又はＣｏを主成分とする結合相と不可避不純物とか
らなる焼結合金の焼肌面の表面部における硬質相に５０
ｋｇ／ｍｍ2以上の圧縮応力を付与させてなる高靭性焼
結合金が開示されている。
【０００６】同公報に開示の高靭性焼結合金は、その焼
肌面の表面部にショットピーニングやサンドブラストに
より衝撃力を加えて圧縮応力を付与させて抗折強度及び
耐欠損性を向上させたという合金であるけれども、耐摩
耗性および耐熱衝撃性については考慮されてなく、特に
湿式切削用工具材料として用いる場合、耐摩耗性に乏し
いと同時に熱クラックの発生及び進展に起因する突発欠
損に対する信頼性に乏しいという問題がある。
肌面の表面部にショットピーニングやサンドブラストに
より衝撃力を加えて圧縮応力を付与させて抗折強度及び
耐欠損性を向上させたという合金であるけれども、耐摩
耗性および耐熱衝撃性については考慮されてなく、特に
湿式切削用工具材料として用いる場合、耐摩耗性に乏し
いと同時に熱クラックの発生及び進展に起因する突発欠
損に対する信頼性に乏しいという問題がある。
【０００７】特開平２−１５１３９号公報には、焼肌面
の最大表面粗さが３．５μｍ以下で、実質的にポア，ボ
イドがなく、表面部に硬質かつ高靭性の領域を設けたＮ
含有のＴｉＣ基サーメットが開示されている。
の最大表面粗さが３．５μｍ以下で、実質的にポア，ボ
イドがなく、表面部に硬質かつ高靭性の領域を設けたＮ
含有のＴｉＣ基サーメットが開示されている。
【０００８】同公報に開示のサーメットは、焼肌面の面
精度を高め、かつ実質的にポア，ボイドのない焼結合金
にすることなどにより、高靭性，高硬度にし、耐摩耗性
および耐欠損性を高めたというサーメットであるけれど
も、耐欠損性に満足できないこと、並びに耐熱衝撃性、
特に湿式切削用工具材料として用いる場合、熱クラック
の発生及び進展に起因する突発欠損に対する信頼性に乏
しいという問題がある。
精度を高め、かつ実質的にポア，ボイドのない焼結合金
にすることなどにより、高靭性，高硬度にし、耐摩耗性
および耐欠損性を高めたというサーメットであるけれど
も、耐欠損性に満足できないこと、並びに耐熱衝撃性、
特に湿式切削用工具材料として用いる場合、熱クラック
の発生及び進展に起因する突発欠損に対する信頼性に乏
しいという問題がある。
【０００９】本発明は、上述のような問題点を解決した
もので、具体的には、表面部の結合相の相対濃度を内部
の平均的結合相濃度に比べて減少させ、かつ表面に圧縮
応力を残存させて、耐熱衝撃性を高めると共に、耐摩耗
性及び耐欠損性をバランスよく高めた高靭性サーメット
及びその製造方法の提供を目的とするものである。
もので、具体的には、表面部の結合相の相対濃度を内部
の平均的結合相濃度に比べて減少させ、かつ表面に圧縮
応力を残存させて、耐熱衝撃性を高めると共に、耐摩耗
性及び耐欠損性をバランスよく高めた高靭性サーメット
及びその製造方法の提供を目的とするものである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、Ｎ含有の
ＴｉＣ基サーメットの諸特性の改善、特に湿式切削用工
具材料として用いた場合における性能改善について検討
していた所、次の知見を得た。 第１に、焼結合金の表面部に内部よりも著しく結合相の
減少した領域を設けること、その領域は硬質となり耐摩
耗性が改善されること。
ＴｉＣ基サーメットの諸特性の改善、特に湿式切削用工
具材料として用いた場合における性能改善について検討
していた所、次の知見を得た。 第１に、焼結合金の表面部に内部よりも著しく結合相の
減少した領域を設けること、その領域は硬質となり耐摩
耗性が改善されること。
【００１１】 第２に、上記領域は硬質であると同時に
脆弱であるので耐機械的衝撃性の低下という問題が生じ
るが、結合相の濃度変化を急激にして上記領域の深さを
小さくすると、耐機械的衝撃性の低下が抑制されるこ
と。第３に、上記領域で結合相濃度の急激な変化があると、
焼結後の冷却過程における熱収縮量の差が原因で表面部
には圧縮応力が生じ、それにより熱クラックの伝播に対
する抵抗、すなわち熱衝撃に対する抵抗が著しく改善さ
れること。
脆弱であるので耐機械的衝撃性の低下という問題が生じ
るが、結合相の濃度変化を急激にして上記領域の深さを
小さくすると、耐機械的衝撃性の低下が抑制されるこ
と。第３に、上記領域で結合相濃度の急激な変化があると、
焼結後の冷却過程における熱収縮量の差が原因で表面部
には圧縮応力が生じ、それにより熱クラックの伝播に対
する抵抗、すなわち熱衝撃に対する抵抗が著しく改善さ
れること。
【００１２】 この第１，第２及び第３の知見に基づい
て本発明を完成するに至ったものである。
て本発明を完成するに至ったものである。
【００１３】すなわち、本発明の高靭性サーメットは、
ＴｉとＷ，Ｍｏ，Ｃｒの中の少なくとも１種とＮ（窒
素）とＣ（炭素）とを含有してなる炭化物，窒化物，炭
窒化物の硬質相７５〜９５重量％と、残り鉄族金属を主
成分とする結合相と不可避不純物とからなる焼結合金で
あって、該焼結合金のＴｉ含有量がＴｉＮ、又はＴｉＮ
とＴｉＣに換算して３５〜８５重量％、Ｗ，Ｍｏ，Ｃｒ
の合計含有量がＷＣ，Ｍｏ2Ｃ 及び／又はＣｒ3Ｃ2に換
算して１０〜４０重量％であり、該焼結合金の表面から
０．０１ｍｍ内部の該結合相の相対濃度が内部の平均的
結合相濃度の５〜５０％で、該焼結合金の表面から０．
１ｍｍ内部の該結合相の相対濃度が内部の平均的結合相
濃度の７０〜１００％であり、かつ該焼結合金の表面で
３０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の圧縮応力が残存されているこ
とを特徴とするものである。
ＴｉとＷ，Ｍｏ，Ｃｒの中の少なくとも１種とＮ（窒
素）とＣ（炭素）とを含有してなる炭化物，窒化物，炭
窒化物の硬質相７５〜９５重量％と、残り鉄族金属を主
成分とする結合相と不可避不純物とからなる焼結合金で
あって、該焼結合金のＴｉ含有量がＴｉＮ、又はＴｉＮ
とＴｉＣに換算して３５〜８５重量％、Ｗ，Ｍｏ，Ｃｒ
の合計含有量がＷＣ，Ｍｏ2Ｃ 及び／又はＣｒ3Ｃ2に換
算して１０〜４０重量％であり、該焼結合金の表面から
０．０１ｍｍ内部の該結合相の相対濃度が内部の平均的
結合相濃度の５〜５０％で、該焼結合金の表面から０．
１ｍｍ内部の該結合相の相対濃度が内部の平均的結合相
濃度の７０〜１００％であり、かつ該焼結合金の表面で
３０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の圧縮応力が残存されているこ
とを特徴とするものである。
【００１４】本発明における硬質相は、具体的には、例
えばＴｉＣ，ＴｉＮ，Ｔｉ（Ｃ，Ｎ），ＷＣ，Ｍｏ
2Ｃ，Ｃｒ3Ｃ2，（Ｔｉ，Ｍ′）Ｃ，（Ｔｉ，Ｍ′）
（Ｃ，Ｎ）を挙げることができる。（但し、Ｍ′はＷ，
Ｍｏ，Ｃｒの少なくとも１種を示す。）これらの硬質相
の他に、さらに周期律表第５ａ族金属及び／又は周期律
表第４ａ族金属（但し、Ｔｉを除く）の含有した炭化
物，窒化物又は炭窒化物でなる硬質相、具体的には、例
えばＴａＣ，ＮｂＣ，ＶＣ，ＺｒＣ，ＨｆＣ，ＴａＮ，
ＮｂＮ，ＶＮ，ＺｒＮ，ＨｆＮ，Ｔａ（Ｃ，Ｎ），Ｎｂ
（Ｃ，Ｎ），Ｖ（Ｃ，Ｎ），Ｚｒ（Ｃ，Ｎ），Ｈｆ
（Ｃ，Ｎ），（Ｔｉ，Ｍ″）Ｃ，（Ｔｉ，Ｍ″）Ｎ，
（ＴＩ，Ｍ″）（Ｃ，Ｎ），（Ｔｉ，Ｍ′，Ｍ″）Ｃ，
（Ｔｉ，Ｍ′，Ｍ″）ＣＮ，（Ｍ′，Ｍ″）Ｃ，
（Ｍ′，Ｍ″）（Ｃ，Ｎ）を挙げることができる。（但
し、Ｍ″はＴａ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒ，Ｈｆの少なくとも１
種を示す。）本発明における硬質相は、上述した少なく
とも１種からなり、芯部とその外周部とが異なった複合
構造の硬質相、例えば芯部がＴｉＣ，Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、
外周部が（Ｔｉ，Ｍ′）Ｃ，（Ｔｉ，Ｍ′）（Ｃ，
Ｎ），（Ｔｉ，Ｍ′．Ｍ″）Ｃ，（Ｔｉ，Ｍ′，Ｍ″）
（Ｃ，Ｎ）の場合があり、化学量論組成又は非化学量論
組成でなるものである。
えばＴｉＣ，ＴｉＮ，Ｔｉ（Ｃ，Ｎ），ＷＣ，Ｍｏ
2Ｃ，Ｃｒ3Ｃ2，（Ｔｉ，Ｍ′）Ｃ，（Ｔｉ，Ｍ′）
（Ｃ，Ｎ）を挙げることができる。（但し、Ｍ′はＷ，
Ｍｏ，Ｃｒの少なくとも１種を示す。）これらの硬質相
の他に、さらに周期律表第５ａ族金属及び／又は周期律
表第４ａ族金属（但し、Ｔｉを除く）の含有した炭化
物，窒化物又は炭窒化物でなる硬質相、具体的には、例
えばＴａＣ，ＮｂＣ，ＶＣ，ＺｒＣ，ＨｆＣ，ＴａＮ，
ＮｂＮ，ＶＮ，ＺｒＮ，ＨｆＮ，Ｔａ（Ｃ，Ｎ），Ｎｂ
（Ｃ，Ｎ），Ｖ（Ｃ，Ｎ），Ｚｒ（Ｃ，Ｎ），Ｈｆ
（Ｃ，Ｎ），（Ｔｉ，Ｍ″）Ｃ，（Ｔｉ，Ｍ″）Ｎ，
（ＴＩ，Ｍ″）（Ｃ，Ｎ），（Ｔｉ，Ｍ′，Ｍ″）Ｃ，
（Ｔｉ，Ｍ′，Ｍ″）ＣＮ，（Ｍ′，Ｍ″）Ｃ，
（Ｍ′，Ｍ″）（Ｃ，Ｎ）を挙げることができる。（但
し、Ｍ″はＴａ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒ，Ｈｆの少なくとも１
種を示す。）本発明における硬質相は、上述した少なく
とも１種からなり、芯部とその外周部とが異なった複合
構造の硬質相、例えば芯部がＴｉＣ，Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、
外周部が（Ｔｉ，Ｍ′）Ｃ，（Ｔｉ，Ｍ′）（Ｃ，
Ｎ），（Ｔｉ，Ｍ′．Ｍ″）Ｃ，（Ｔｉ，Ｍ′，Ｍ″）
（Ｃ，Ｎ）の場合があり、化学量論組成又は非化学量論
組成でなるものである。
【００１５】この硬質相の他に本発明を構成している結
合相は、具体的には、例えばＦｅ，Ｎｉ，Ｃｏを主成分
とし、他に硬質相を構成している元素を固溶して形成さ
れている。
合相は、具体的には、例えばＦｅ，Ｎｉ，Ｃｏを主成分
とし、他に硬質相を構成している元素を固溶して形成さ
れている。
【００１６】本発明における硬質相は、９５重量％を超
えて多くなると、相対的に結合相が５重量％未満となっ
て、耐欠損性及び耐熱衝撃性の低下が著しくなること、
逆に７５重量％未満になると、相対的に結合相が２５重
量％を超えて多くなり、耐摩耗性及び耐塑性変形性の低
下が著しくなる。このために、硬質相は、焼結合金全体
の７５〜９５重量％と定めたものである。
えて多くなると、相対的に結合相が５重量％未満となっ
て、耐欠損性及び耐熱衝撃性の低下が著しくなること、
逆に７５重量％未満になると、相対的に結合相が２５重
量％を超えて多くなり、耐摩耗性及び耐塑性変形性の低
下が著しくなる。このために、硬質相は、焼結合金全体
の７５〜９５重量％と定めたものである。
【００１７】本発明の高靭性サーメットにおけるＴｉ含
有量は、焼結合金中に含有する窒素量を全てＴｉＮにな
るものとして換算し、ＴｉＮとして換算した後も、さら
にＴｉが残存している場合にはＴｉＣになるものとして
換算し、この換算量がＴｉＮ、又はＴｉＮとＴｉＣで全
体の３５〜８５重量％からなるものである。この換算量
が３５重量％未満になると、その他の成分が多くなりす
ぎて耐摩耗性の低下が生じ、逆に８５重量％を超えて多
くなると、その他の成分が少なくなりすぎて耐欠損性の
低下が生じる。
有量は、焼結合金中に含有する窒素量を全てＴｉＮにな
るものとして換算し、ＴｉＮとして換算した後も、さら
にＴｉが残存している場合にはＴｉＣになるものとして
換算し、この換算量がＴｉＮ、又はＴｉＮとＴｉＣで全
体の３５〜８５重量％からなるものである。この換算量
が３５重量％未満になると、その他の成分が多くなりす
ぎて耐摩耗性の低下が生じ、逆に８５重量％を超えて多
くなると、その他の成分が少なくなりすぎて耐欠損性の
低下が生じる。
【００１８】本発明における周期律表第６ａ族金属の含
有量は、Ｗの化合物として含有している場合のＷの含有
量全てをＷＣと換算し、Ｍｏの化合物として含有してい
る場合のＭｏの含有量全てをＭｏ2Ｃと換算し、Ｃｒの
化合物として含有している場合のＣｒの含有量全てをＣ
ｒ3Ｃ2と換算し、これらの換算量がＷＣ，Ｍｏ2Ｃ及び
／又はＣｒ3Ｃ2で全体の１０〜４０重量％からなるもの
である。この換算量が１０重量％未満になると硬質相及
び結合相の強度不足となり耐欠損性を低下させること、
逆に４０重量％を超えて多くなると相対的にＴｉ含有量
が少なくなり耐摩耗性の低下となること及び硬質相の粗
大化から耐摩耗性も低下する。
有量は、Ｗの化合物として含有している場合のＷの含有
量全てをＷＣと換算し、Ｍｏの化合物として含有してい
る場合のＭｏの含有量全てをＭｏ2Ｃと換算し、Ｃｒの
化合物として含有している場合のＣｒの含有量全てをＣ
ｒ3Ｃ2と換算し、これらの換算量がＷＣ，Ｍｏ2Ｃ及び
／又はＣｒ3Ｃ2で全体の１０〜４０重量％からなるもの
である。この換算量が１０重量％未満になると硬質相及
び結合相の強度不足となり耐欠損性を低下させること、
逆に４０重量％を超えて多くなると相対的にＴｉ含有量
が少なくなり耐摩耗性の低下となること及び硬質相の粗
大化から耐摩耗性も低下する。
【００１９】本発明におけるＶ，Ｎｂ，Ｔａの含有量
は、Ｔａ，Ｎｂ，Ｖの化合物として含有している場合を
それぞれＴａＣ，ＮｂＣ，ＶＣとして換算し、これらの
換算量が全体の３０重量％以下でなるものである。この
換算量が３０重量％を超えて多くなると硬質相の粗大化
が生じて耐欠損性の低下となる。また、室温及び高温に
おける強度を高めるために、Ｖ，Ｎｂ，Ｔａの少なくと
も１種を含有させておくのが好ましいことである。
は、Ｔａ，Ｎｂ，Ｖの化合物として含有している場合を
それぞれＴａＣ，ＮｂＣ，ＶＣとして換算し、これらの
換算量が全体の３０重量％以下でなるものである。この
換算量が３０重量％を超えて多くなると硬質相の粗大化
が生じて耐欠損性の低下となる。また、室温及び高温に
おける強度を高めるために、Ｖ，Ｎｂ，Ｔａの少なくと
も１種を含有させておくのが好ましいことである。
【００２０】本発明におけるＺｒ，Ｈｆの含有量は、Ｚ
ｒ，Ｈｆの化合物として含有している場合をそれぞれＺ
ｒＣ，ＨｆＣとして換算し、これらの換算量が全体の５
重量％以下でなるものである。この換算量が５重量％を
超えて多くなると、焼結し難く、マイクロポアが発生し
耐欠損性の低下となる。また、高速切削時における耐摩
耗性を高めるために、Ｔｉを除いた周期律表第４ａ族金
属を含有させておくのが好ましいことである。
ｒ，Ｈｆの化合物として含有している場合をそれぞれＺ
ｒＣ，ＨｆＣとして換算し、これらの換算量が全体の５
重量％以下でなるものである。この換算量が５重量％を
超えて多くなると、焼結し難く、マイクロポアが発生し
耐欠損性の低下となる。また、高速切削時における耐摩
耗性を高めるために、Ｔｉを除いた周期律表第４ａ族金
属を含有させておくのが好ましいことである。
【００２１】本発明における焼結合金中に含有する窒素
は、主として硬質相に固溶して室温から高温での強度の
向上及び熱伝導率の向上に効果があり、機械的な耐欠損
性，耐熱衝撃性及び製造工程での焼結性の問題から、炭
素と窒素の含有量が重量比率で炭素／（炭素＋窒素）＝
０．２〜０．８でなることが好ましいことである。
は、主として硬質相に固溶して室温から高温での強度の
向上及び熱伝導率の向上に効果があり、機械的な耐欠損
性，耐熱衝撃性及び製造工程での焼結性の問題から、炭
素と窒素の含有量が重量比率で炭素／（炭素＋窒素）＝
０．２〜０．８でなることが好ましいことである。
【００２２】本発明における焼結合金の表面部の結合相
の濃度分布は、具体的には焼結合金の表面から０．０１
ｍｍにおける内部と、表面から０．１ｍｍにおける内部
での該結合相の相対濃度で管理される。そのようにすれ
ば、その他の表面部における結合相の結合相濃度はそれ
ほど問題にならないものである。この表面部の結合相の
相対濃度は、焼結合金の表面から０．０１ｍｍ内部にお
いて、内部の平均的結合相濃度の５％未満だと硬質にな
りすぎて耐欠損性が低下すること、逆に５０％を超えて
多くなると耐摩耗性が低下すること、及び焼結工程時に
おける表面部の圧縮応力の残存が困難になる。また、焼
結合金の表面から０．１ｍｍ内部において、内部の平均
的結合相濃度の７０％未満になると耐欠損性の低下が著
しくなる。
の濃度分布は、具体的には焼結合金の表面から０．０１
ｍｍにおける内部と、表面から０．１ｍｍにおける内部
での該結合相の相対濃度で管理される。そのようにすれ
ば、その他の表面部における結合相の結合相濃度はそれ
ほど問題にならないものである。この表面部の結合相の
相対濃度は、焼結合金の表面から０．０１ｍｍ内部にお
いて、内部の平均的結合相濃度の５％未満だと硬質にな
りすぎて耐欠損性が低下すること、逆に５０％を超えて
多くなると耐摩耗性が低下すること、及び焼結工程時に
おける表面部の圧縮応力の残存が困難になる。また、焼
結合金の表面から０．１ｍｍ内部において、内部の平均
的結合相濃度の７０％未満になると耐欠損性の低下が著
しくなる。
【００２３】本発明における焼結合金の表面での圧縮応
力は、３０ｋｇｆ／ｍｍ2 未満では耐熱衝撃性を高める
効果が弱くなる。
力は、３０ｋｇｆ／ｍｍ2 未満では耐熱衝撃性を高める
効果が弱くなる。
【００２４】この本発明の高靭性サーメットは、例えば
結合相量の異なる成形圧粉体を圧着した後に焼結するな
ど、一種の接合技術を用いても得ることができるが、次
のような焼結工程でもって行うと、製造工程の簡素化か
ら好ましいことである。
結合相量の異なる成形圧粉体を圧着した後に焼結するな
ど、一種の接合技術を用いても得ることができるが、次
のような焼結工程でもって行うと、製造工程の簡素化か
ら好ましいことである。
【００２５】すなわち、本発明の高靭性サーメットの製
造方法は、出発物質の混合工程，成形工程，焼結工程及
び冷却工程の内、該焼結工程が液相出現温度から最終焼
結温度における保持終了までは、５〜３０Ｔｏｒｒの窒
素ガス雰囲気中で行い、該最終焼結温度での保持終了後
における液相凝固完了までの冷却工程は真空中、冷却速
度１０〜２０℃／分で冷却することを特徴とする方法で
ある。
造方法は、出発物質の混合工程，成形工程，焼結工程及
び冷却工程の内、該焼結工程が液相出現温度から最終焼
結温度における保持終了までは、５〜３０Ｔｏｒｒの窒
素ガス雰囲気中で行い、該最終焼結温度での保持終了後
における液相凝固完了までの冷却工程は真空中、冷却速
度１０〜２０℃／分で冷却することを特徴とする方法で
ある。
【００２６】本発明の焼結方法は、最終焼結温度におけ
る保持終了までは窒素中焼結を行うことにより脱窒を抑
制して焼結合金の結合相濃度分布を均一に保ち、保持終
了後の冷却工程において真空排気を行って急激に脱窒さ
せ、表面付近にのみ結合相の濃度勾配を設けることに特
徴がある。
る保持終了までは窒素中焼結を行うことにより脱窒を抑
制して焼結合金の結合相濃度分布を均一に保ち、保持終
了後の冷却工程において真空排気を行って急激に脱窒さ
せ、表面付近にのみ結合相の濃度勾配を設けることに特
徴がある。
【００２７】このとき、窒素ガス圧力が限定される理由
は、窒素ガス圧力が５Ｔｏｒｒ以下であると最終焼結温
度における脱窒抑制が不十分で結合相の減少領域が大き
くなり、その結果所定の結合相濃度勾配を得ることがで
きずに耐欠損性が低下する。一方３０Ｔｏｒｒを超える
と表面の結合相濃度が内部に対して５％よりも小さくな
り、かつマイクロポアが発生して耐欠損性が低下するよ
うになる。
は、窒素ガス圧力が５Ｔｏｒｒ以下であると最終焼結温
度における脱窒抑制が不十分で結合相の減少領域が大き
くなり、その結果所定の結合相濃度勾配を得ることがで
きずに耐欠損性が低下する。一方３０Ｔｏｒｒを超える
と表面の結合相濃度が内部に対して５％よりも小さくな
り、かつマイクロポアが発生して耐欠損性が低下するよ
うになる。
【００２８】圧力を一定に保つ理由は、圧力を漸増させ
た場合には焼結合金の表面に炭窒化物からなる膜が形成
されるために冷却時の真空排気による焼結合金からの脱
窒を生じさせることができなくなるからであり、一方圧
力を漸減させた場合には脱窒が焼結工程で生じるために
結合相濃度の減少領域が大きくなるからである。
た場合には焼結合金の表面に炭窒化物からなる膜が形成
されるために冷却時の真空排気による焼結合金からの脱
窒を生じさせることができなくなるからであり、一方圧
力を漸減させた場合には脱窒が焼結工程で生じるために
結合相濃度の減少領域が大きくなるからである。
【００２９】窒素導入のタイミングについては、液相出
現温度より低温で窒素ガスを導入すると焼結性が低下し
てマイクロポアが発生して耐欠損性が低下するようにな
る。一方液相出現温度よりも高温で窒素ガスを導入する
と焼結合金の表面に窒化膜が生じて好ましくない。
現温度より低温で窒素ガスを導入すると焼結性が低下し
てマイクロポアが発生して耐欠損性が低下するようにな
る。一方液相出現温度よりも高温で窒素ガスを導入する
と焼結合金の表面に窒化膜が生じて好ましくない。
【００３０】次に冷却工程が重要となるが、特に液相凝
固完了（通常は１２５０℃前後）までの冷却工程におけ
る焼結雰囲気は真空にすることが好ましい。この冷却工
程中に脱窒が生じ、所定の結合相濃度勾配が生じること
になる。そしてこの場合の冷却速度であるが、１０℃／
分よりも小さいと結合相濃度の減少領域が大きく、耐欠
損性が低下するようになり、一方２０℃／分より大きい
と結合相濃度の減少量が小さくなるために耐摩耗性が改
良されず、さらに残留応力発生の駆動力も小さくなって
好ましくない。
固完了（通常は１２５０℃前後）までの冷却工程におけ
る焼結雰囲気は真空にすることが好ましい。この冷却工
程中に脱窒が生じ、所定の結合相濃度勾配が生じること
になる。そしてこの場合の冷却速度であるが、１０℃／
分よりも小さいと結合相濃度の減少領域が大きく、耐欠
損性が低下するようになり、一方２０℃／分より大きい
と結合相濃度の減少量が小さくなるために耐摩耗性が改
良されず、さらに残留応力発生の駆動力も小さくなって
好ましくない。
【００３１】ここで述べている液相出現温度とは、硬質
相となる出発物質と結合相となる出発物質の共晶温度又
は結合相となる出発物質と非金属元素との共晶温度に相
当するもので、昇温時に液相が発生する温度、具体的に
は、大体１３００℃前後を示すものである。また、液相
凝固完了とは、焼結工程が完了した後、冷却工程になっ
た段階で温度が降下される時に液相から固相になった時
点、具体的に上述のように大体１２５０℃前後を示すも
のである。尚、焼結合金の表面の残留応力、すなわち圧
縮応力は、Ｘ線を用いて測定されるが、結合相の結晶粒
度が数百μｍと大きく、そのために測定精度に乏しいの
で、ここでは硬質相の結晶粒子に負荷されている応力で
求められている。残留応力の測定は、所謂Ｓｉｎ−４法
で用いた。具体的には、Ｃｕターゲット，４０ｋｗ加速
電圧，３０ｍＡ電流で、硬質相のＢ１構造の結晶粒子の
（１１５）結晶面を対称に測定した。この結晶粒子のヤ
ング率及びポアソン比は、便宜的にＴｉＣの値（４５０
００ｋｇｆ／ｍｍ2及び０．１９）を用いた。結合相の
濃度分布は、ＥＰＭＡ分析により行った。具体的には７
°に角度研摩した試料を対象に、試料中央、表面から
０．１ｍｍ，表面から０．０１ｍｍに相当する部位を、
分析面積１２０×８５μｍ2の面分析に各１０点供し、
その平均値で算出した。
相となる出発物質と結合相となる出発物質の共晶温度又
は結合相となる出発物質と非金属元素との共晶温度に相
当するもので、昇温時に液相が発生する温度、具体的に
は、大体１３００℃前後を示すものである。また、液相
凝固完了とは、焼結工程が完了した後、冷却工程になっ
た段階で温度が降下される時に液相から固相になった時
点、具体的に上述のように大体１２５０℃前後を示すも
のである。尚、焼結合金の表面の残留応力、すなわち圧
縮応力は、Ｘ線を用いて測定されるが、結合相の結晶粒
度が数百μｍと大きく、そのために測定精度に乏しいの
で、ここでは硬質相の結晶粒子に負荷されている応力で
求められている。残留応力の測定は、所謂Ｓｉｎ−４法
で用いた。具体的には、Ｃｕターゲット，４０ｋｗ加速
電圧，３０ｍＡ電流で、硬質相のＢ１構造の結晶粒子の
（１１５）結晶面を対称に測定した。この結晶粒子のヤ
ング率及びポアソン比は、便宜的にＴｉＣの値（４５０
００ｋｇｆ／ｍｍ2及び０．１９）を用いた。結合相の
濃度分布は、ＥＰＭＡ分析により行った。具体的には７
°に角度研摩した試料を対象に、試料中央、表面から
０．１ｍｍ，表面から０．０１ｍｍに相当する部位を、
分析面積１２０×８５μｍ2の面分析に各１０点供し、
その平均値で算出した。
【００３２】
【作用】本発明の高靭性サーメットは、まず結合相の少
ない表面部が耐摩耗性を高める作用をするものである。
一方、この表面部によって耐欠損性の低下が生じるので
あるが、結合相の濃度勾配をコントロールすることによ
り、これを最小限に抑制し、さらに、表面に残存させた
圧縮応力が耐熱衝撃性を高める作用をしているものであ
る。
ない表面部が耐摩耗性を高める作用をするものである。
一方、この表面部によって耐欠損性の低下が生じるので
あるが、結合相の濃度勾配をコントロールすることによ
り、これを最小限に抑制し、さらに、表面に残存させた
圧縮応力が耐熱衝撃性を高める作用をしているものであ
る。
【００３３】また、本発明の高靭性サーメットの製造方
法は、液相出現温度付近（通常は１３００℃前後）から
窒素中で焼結を行うことにより、脱窒およびそれに起因
する結合相の拡散・移動を抑制することができる。そし
て焼結温度における焼結が終了後、焼結雰囲気を直ちに
真空に切り替え、液相凝固終了（通常は１２５０℃前
後）までの短時間に脱窒および結合相の拡散・移動を生
じさせることにより、極めて表面部のみで結合相の拡散
を生じさせることができる。具体的には焼結合金の表面
から０．０１ｍｍ内部の結合相含有量は内部の５〜５０
％と著しく少ないが、表面から０．１ｍｍ内部の結合相
含有量は内部の７０〜１００％と十分多くすることが可
能となる。
法は、液相出現温度付近（通常は１３００℃前後）から
窒素中で焼結を行うことにより、脱窒およびそれに起因
する結合相の拡散・移動を抑制することができる。そし
て焼結温度における焼結が終了後、焼結雰囲気を直ちに
真空に切り替え、液相凝固終了（通常は１２５０℃前
後）までの短時間に脱窒および結合相の拡散・移動を生
じさせることにより、極めて表面部のみで結合相の拡散
を生じさせることができる。具体的には焼結合金の表面
から０．０１ｍｍ内部の結合相含有量は内部の５〜５０
％と著しく少ないが、表面から０．１ｍｍ内部の結合相
含有量は内部の７０〜１００％と十分多くすることが可
能となる。
【００３４】さらに、本発明の高靭性サーメットの製造
方法は、表面付近の結合相が減少した焼結合金をさらに
冷却すると、焼結合金は冷却に伴って熱収縮しようとす
るが、そもそも硬質相（炭窒化物）の熱膨張係数は結合
相（鉄族金属）のそれよりも小さいので、上記の結合相
濃度勾配を有する合金を冷却すると、結合相が少ない
（硬質相成分が多い）表面は内部よりも熱収縮量が小さ
くなり、その結果として内部からの張力により焼結合金
の表面には圧縮応力が生じようとする。
方法は、表面付近の結合相が減少した焼結合金をさらに
冷却すると、焼結合金は冷却に伴って熱収縮しようとす
るが、そもそも硬質相（炭窒化物）の熱膨張係数は結合
相（鉄族金属）のそれよりも小さいので、上記の結合相
濃度勾配を有する合金を冷却すると、結合相が少ない
（硬質相成分が多い）表面は内部よりも熱収縮量が小さ
くなり、その結果として内部からの張力により焼結合金
の表面には圧縮応力が生じようとする。
【００３５】
【実施例１】市販の平均粒径１〜３μｍの出発物質を表
１に示す重量比率で配合した後、湿式ボールミルによる
混合粉砕を行った。（但し、Ｃ／（Ｃ＋Ｎ）について
は、焼結合金の分析値を示した。また、その他の組成成
分は、焼結後も変化が見られなかったので焼結合金の組
成成分は省略した。）次に、表１のそれぞれの試料を乾
燥後、ＴＮＭＧ１６０４０８形状に成形した。これらの
成形圧粉体を炉に設置し、炉内を真空にし、５℃／分昇
温速度で１３００℃に加熱後、炉内に窒素ガスを導入
し、窒素ガス圧力１５Ｔｏｒｒの状態で、１５００℃に
加熱し、６０分間保持した。次いで、冷却工程として、
炉内を真空にし、１５℃／分冷却速度で１２５０℃まで
冷却した。以降室温まで放令し、切削用スローアウェイ
チップを作製した。
１に示す重量比率で配合した後、湿式ボールミルによる
混合粉砕を行った。（但し、Ｃ／（Ｃ＋Ｎ）について
は、焼結合金の分析値を示した。また、その他の組成成
分は、焼結後も変化が見られなかったので焼結合金の組
成成分は省略した。）次に、表１のそれぞれの試料を乾
燥後、ＴＮＭＧ１６０４０８形状に成形した。これらの
成形圧粉体を炉に設置し、炉内を真空にし、５℃／分昇
温速度で１３００℃に加熱後、炉内に窒素ガスを導入
し、窒素ガス圧力１５Ｔｏｒｒの状態で、１５００℃に
加熱し、６０分間保持した。次いで、冷却工程として、
炉内を真空にし、１５℃／分冷却速度で１２５０℃まで
冷却した。以降室温まで放令し、切削用スローアウェイ
チップを作製した。
【００３６】
【表１】
このようにして得た焼結合金の表面部の結合相濃度分布
をＥＰＭＡ分析し、表面の残留応力をＸ線応力装置によ
り、それぞれ測定し、その結果を表２に示した。
をＥＰＭＡ分析し、表面の残留応力をＸ線応力装置によ
り、それぞれ測定し、その結果を表２に示した。
【００３７】
【表２】
表２に示した本発明１〜９及び比較品１〜８の耐摩耗性
試験，耐欠損性試験及び耐熱衝撃性試験を行い、耐摩耗
性試験は、被削材Ｓ４８Ｃ，切削速度１８０ｍ／ｍｉ
ｎ，切込み１．５ｍｍ，送り０．３ｍｍ／ｒｅｖで３０
分間湿式連続旋削を行った時の平均逃げ面摩耗量で評価
し、耐欠損性試験は、被削材Ｓ４５Ｃ（４本溝付），切
削速度１００ｍ／ｍｉｎ，切込み１．５ｍｍ，初期送り
０．１５ｍｍ／ｒｅｖで被削材１０００回転分の乾式断
続旋削を行い、それで欠損しなければ、欠損に至るまで
送りを０．０５ｍｍ／ｒｅｖずつ上昇させ、欠損時の送
りで評価し、耐熱衝撃性試験は、被削材Ｓ４５Ｃ，切削
速度２００ｍ／ｍｉｎ，切込み２．０ｍｍ，送り０．３
ｍｍ／ｒｅｖで、６０秒切削、３０秒空転冷却の湿式断
続旋削を繰り返し行い、初期欠損又はサーマルクラック
によって欠損するまでの時間で評価し、それぞれの結果
を表３に示した。
試験，耐欠損性試験及び耐熱衝撃性試験を行い、耐摩耗
性試験は、被削材Ｓ４８Ｃ，切削速度１８０ｍ／ｍｉ
ｎ，切込み１．５ｍｍ，送り０．３ｍｍ／ｒｅｖで３０
分間湿式連続旋削を行った時の平均逃げ面摩耗量で評価
し、耐欠損性試験は、被削材Ｓ４５Ｃ（４本溝付），切
削速度１００ｍ／ｍｉｎ，切込み１．５ｍｍ，初期送り
０．１５ｍｍ／ｒｅｖで被削材１０００回転分の乾式断
続旋削を行い、それで欠損しなければ、欠損に至るまで
送りを０．０５ｍｍ／ｒｅｖずつ上昇させ、欠損時の送
りで評価し、耐熱衝撃性試験は、被削材Ｓ４５Ｃ，切削
速度２００ｍ／ｍｉｎ，切込み２．０ｍｍ，送り０．３
ｍｍ／ｒｅｖで、６０秒切削、３０秒空転冷却の湿式断
続旋削を繰り返し行い、初期欠損又はサーマルクラック
によって欠損するまでの時間で評価し、それぞれの結果
を表３に示した。
【００３８】
【表３】
【００３９】
【実施例２】実施例１の表１の本発明品２に示した配合
組成成分のものを表４に示すような焼結条件で焼結し
た。こうして得た本発明品１０〜１４及び比較品７〜１
４を実施例１と同様にして、それぞれの合金の表面部の
結合相濃度分布及び表面の残留応力を測定し、その結果
を表５に示した。さらに、それぞれの合金を用いて、実
施例１と同様の切削試験を行い、その結果を表６に示し
た。
組成成分のものを表４に示すような焼結条件で焼結し
た。こうして得た本発明品１０〜１４及び比較品７〜１
４を実施例１と同様にして、それぞれの合金の表面部の
結合相濃度分布及び表面の残留応力を測定し、その結果
を表５に示した。さらに、それぞれの合金を用いて、実
施例１と同様の切削試験を行い、その結果を表６に示し
た。
【００４０】尚、ここで得た本発明品１０〜１４及び比
較品７〜１４のそれぞれの合金のＣ／（Ｃ＋Ｎ）は、
０．４８〜０．５５内にあった。
較品７〜１４のそれぞれの合金のＣ／（Ｃ＋Ｎ）は、
０．４８〜０．５５内にあった。
【００４１】
【表４】
＊１５→２０は、１５Ｔｏｒｒから２０Ｔｏｒｒへ漸増
＊＊１５→１０は、１５Ｔｏｒｒから１０Ｔｏｒｒへ漸
減
減
【００４２】
【表５】
【００４３】
【表６】
【００４４】
【発明の効果】以上、本発明の高靭性サーメットは、表
面部の結合相濃度の減少でもって耐摩耗性を高める効果
を引き出し、しかもその減少領域を小さく調整して、耐
欠損性の低下の生じないないような効果を引き出し、さ
らに、表面に残留圧縮応力を存在させることにより、耐
熱衝撃性を高めるという効果を引き出したもので、従来
のサーメット及び本発明を外れたサーメットが耐摩耗
性，耐欠損性又は耐熱衝撃性のいずれかの点で劣るのに
対し、耐摩耗性，耐欠損性及び耐熱衝撃性がバランスよ
く優れるというものである。
面部の結合相濃度の減少でもって耐摩耗性を高める効果
を引き出し、しかもその減少領域を小さく調整して、耐
欠損性の低下の生じないないような効果を引き出し、さ
らに、表面に残留圧縮応力を存在させることにより、耐
熱衝撃性を高めるという効果を引き出したもので、従来
のサーメット及び本発明を外れたサーメットが耐摩耗
性，耐欠損性又は耐熱衝撃性のいずれかの点で劣るのに
対し、耐摩耗性，耐欠損性及び耐熱衝撃性がバランスよ
く優れるというものである。
【００４５】このことから、本発明の高靭性サーメット
は、使用領域が拡大し、従来のサーメットでは短寿命で
実用できなかった湿式断続切削領域にまで実用できると
いうものである。
は、使用領域が拡大し、従来のサーメットでは短寿命で
実用できなかった湿式断続切削領域にまで実用できると
いうものである。
Claims (6)
- 【請求項１】 ＴｉとＷ，Ｍｏ，Ｃｒの中の少なくとも
１種とＮ（窒素）とＣ（炭素）とを含有してなる炭化
物，窒化物，炭窒化物の硬質相７５〜９５重量％と、残
り鉄族金属を主成分とする結合相と不可避不純物とから
なる燒結合金において、該焼結合金中のＴｉ含有量がＴ
ｉＮ、又はＴｉＮとＴｉＣに換算して３５〜８５重量
％、Ｗ，Ｍｏ，Ｃｒの含有量がＷＣ，Ｍｏ2Ｃ 及び／又
はＣｒ3Ｃ2に換算して１０〜４０重量％であり、該焼結
合金の表面から０．０１ｍｍ内部の該結合相の相対濃度
が内部の平均的結合相濃度の５〜５０％で、該焼結合金
の表面から０．１ｍｍ内部の該結合相の相対濃度が内部
の平均的結合相濃度の７０〜１００％であり、かつ該焼
結合金の表面で３０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の圧縮応力が残
存されていることを特徴とする高靭性サーメット。 - 【請求項２】 上記焼結合金は、炭素と窒素の含有量が
重量比率で炭素／（炭素＋窒素）が０．２〜０．８でな
ることを特徴とする特許請求の範囲第１項記載の高靭性
サーメット。 - 【請求項３】 ＴｉとＷ，Ｍｏ，Ｃｒの中の少なくとも
１種とＮ（窒素）とＣ（炭素）とＶ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｚ
ｒ，Ｈｆの中の少なくとも１種とを含有してなる炭化
物，窒化物，炭窒化物の硬質相７５〜９５重量％と残り
鉄族金属を主成分とする結合相と不可避不純物とからな
る焼結合金において、該焼結合金中のＴｉ含有量がＴｉ
Ｎ又はＴｉＮとＴｉＣに換算して３５〜８５重量％、
Ｗ，Ｍｏ，Ｃｒの含有量がＷＣ，Ｍｏ2Ｃ 及び／又はＣ
ｒ3Ｃ2に換算して１０〜４０重量％、Ｖ，Ｎｂ，Ｔａが
ＶＣ，ＮｂＣ及び／又はＴａＣに換算して３０重量％以
下、Ｚｒ，ＨｆがＺｒＣ及び／又はＨｆＣに換算して５
重量％以下であり、該焼結合金の表面から０．０１ｍｍ
内部の該結合相の相対濃度が内部の平均的結合相濃度の
５〜５０％で、該焼結合金の表面から０．１ｍｍ内部の
該結合相の相対濃度が内部の平均的結合相濃度の７０〜
１００％であり、かつ該焼結合金の表面で３０ｋｇｆ／
ｍｍ2 以上の圧縮応力が残存されていることを特徴とす
る高靭性サーメット。 - 【請求項４】 上記焼結合金は、炭素と窒素の含有量が
重量比率で炭素／（炭素＋窒素）が０．２〜０．８でな
ることを特徴とする特許請求の範囲第３項記載の高靭性
サーメット。 - 【請求項５】 Ｔｉの炭化物，窒化物，炭窒化物と、周
期律表第６ａ族金属の炭化物と、もしくはこれらの相互
固溶体でなる出発物質を混合，成形，焼結及び冷却工程
を経て特許請求の範囲第１項記載の高靭性サーメットと
する製造方法であって、該焼結工程が液相出現温度から
最終焼結温度における保持終了までは、５〜３０Ｔｏｒ
ｒの一定圧力の窒素ガス雰囲気中で焼結を行い、該最終
焼結温度での保持終了後における該冷却工程が液相凝固
完了までの第１冷却工程においては真空中で冷却速度１
０〜２０℃／分で冷却し、さらに該液相凝固完了後の第
２冷却工程においてはヘリウムガス雰囲気中で冷却速度
３０℃／分以上で急冷することを特徴とする高靭性サー
メットの製造方法。 - 【請求項６】 Ｔｉの炭化物，窒化物，炭窒化物と、周
期律表第６ａ族金属の炭化物と、周期律表第４ａ族金属
（但しＴｉを除く）及び／又は第５ａ族金属の炭化物，
窒化物，炭窒化物と、もしくはこれらの相互固溶体でな
る出発物質を混合，成形，焼結及び冷却工程を経て特許
請求の範囲第２項記載の高靭性サーメットとする製造方
法であって、該焼結工程が液相出現温度から最終焼結温
度における保持終了までは、５〜３０Ｔｏｒｒの一定圧
力の窒素ガス雰囲気中で焼結を行い、該最終焼結温度で
の保持終了後における該冷却工程が液相凝固完了までの
第１冷却工程においては真空中で冷却速度１０〜２０℃
／分で冷却し、さらに該液相凝固完了後の第２冷却工程
においてはヘリウムガス雰囲気中で冷却速度３０℃／分
以上で急冷することを特徴とする高靭性サーメットの製
造方法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3041268A JPH0726173B2 (ja) | 1991-02-13 | 1991-02-13 | 高靭性サーメット及びその製造方法 |
| US07/832,316 US5145505A (en) | 1991-02-13 | 1992-02-07 | High toughness cermet and process for preparing the same |
| EP92102317A EP0499223B1 (en) | 1991-02-13 | 1992-02-12 | High toughness cermet and process for preparing the same |
| KR1019920002044A KR100186288B1 (ko) | 1991-02-13 | 1992-02-12 | 고인성 서멧 및 그의 제조방법 |
| DE69210641T DE69210641T2 (de) | 1991-02-13 | 1992-02-12 | Cermet mit hoher Zähigkeit und Verfahren zu ihrer Herstellung |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3041268A JPH0726173B2 (ja) | 1991-02-13 | 1991-02-13 | 高靭性サーメット及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH059646A true JPH059646A (ja) | 1993-01-19 |
| JPH0726173B2 JPH0726173B2 (ja) | 1995-03-22 |
Family
ID=12603697
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3041268A Expired - Lifetime JPH0726173B2 (ja) | 1991-02-13 | 1991-02-13 | 高靭性サーメット及びその製造方法 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5145505A (ja) |
| EP (1) | EP0499223B1 (ja) |
| JP (1) | JPH0726173B2 (ja) |
| KR (1) | KR100186288B1 (ja) |
| DE (1) | DE69210641T2 (ja) |
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| JPH08229719A (ja) * | 1995-02-22 | 1996-09-10 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 強靱性サーメットドリル |
| US6057046A (en) * | 1994-05-19 | 2000-05-02 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Nitrogen-containing sintered alloy containing a hard phase |
| WO2010013735A1 (ja) * | 2008-07-29 | 2010-02-04 | 京セラ株式会社 | 切削工具 |
| JP2012508321A (ja) * | 2008-11-10 | 2012-04-05 | セコ ツールズ アクティエボラーグ | 切削工具を製造する方法 |
| WO2012086839A1 (ja) | 2010-12-25 | 2012-06-28 | 京セラ株式会社 | 切削工具 |
| WO2014054680A1 (ja) * | 2012-10-02 | 2014-04-10 | 株式会社タンガロイ | サーメット工具 |
| JP2019085646A (ja) * | 2017-11-08 | 2019-06-06 | ザ・スウォッチ・グループ・リサーチ・アンド・ディベロップメント・リミテッド | 塊状焼結サーメット製の装飾的又は被覆物品を製造することを特に目的とした粉末冶金成型組成物及び塊状焼結サーメット製の装飾的又は被覆物品 |
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| US5468278A (en) * | 1992-11-11 | 1995-11-21 | Hitachi Metals, Ltd. | Cermet alloy |
| WO1994018351A1 (en) * | 1993-02-05 | 1994-08-18 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Nitrogen-containing hard sintered alloy |
| JP2792391B2 (ja) * | 1993-05-21 | 1998-09-03 | 株式会社神戸製鋼所 | サーメット焼結体 |
| DE4423451A1 (de) * | 1994-05-03 | 1995-11-09 | Krupp Widia Gmbh | Cermet und Verfahren zu seiner Herstellung |
| EP0687744B1 (en) * | 1994-05-19 | 1999-11-03 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Nitrogen-containing sintered hard alloy |
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| SE511846C2 (sv) * | 1997-05-15 | 1999-12-06 | Sandvik Ab | Sätt att smältfassintra en titanbaserad karbonitridlegering |
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-
1992
- 1992-02-07 US US07/832,316 patent/US5145505A/en not_active Expired - Lifetime
- 1992-02-12 EP EP92102317A patent/EP0499223B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1992-02-12 DE DE69210641T patent/DE69210641T2/de not_active Expired - Lifetime
- 1992-02-12 KR KR1019920002044A patent/KR100186288B1/ko not_active IP Right Cessation
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| DE69210641D1 (de) | 1996-06-20 |
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