JPH06172914A

JPH06172914A - ＴｉＣ基サーメット合金

Info

Publication number: JPH06172914A
Application number: JP5646292A
Authority: JP
Inventors: Yuichi Nakahara; 雄一中原; Katsuhiko Kojo; 勝彦古城
Original assignee: Hitachi Metals Ltd; Hitachi Tool Engineering Ltd
Current assignee: Moldino Tool Engineering Ltd; Proterial Ltd
Priority date: 1992-02-06
Filing date: 1992-02-06
Publication date: 1994-06-21

Abstract

(57)【要約】【目的】ＴｉＣサ−メット合金の結合相を強化するこ
とにより、Ｔｉ（Ｃ,Ｎ）基サ−メット合金と同等以上
の硬さを有するとともに、特に優れた靱性を有するＴｉ
Ｃ基サ−メット合金を提供する。【構成】炭化チタンを主体とする硬質相とＣｏおよび
Ｎｉの１種または２種を主体とする結合相とからなる炭
化チタン基サーメット合金であって、結合相中のＴｉお
よびＭｏ含有量が０．８５≦Ｍｏ(wt.%)／Ｔｉ(wt.%)、
６wt.%≦Ｔｉ＋Ｍｏの条件を満足する炭化チタン基サー
メット合金。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、炭化チタン（以後「Ｔ
ｉＣ」と言う）基サーメット合金に関し、特に結合相を
強化することにより高強度，高靱性を兼備したＴｉＣ基
サーメット合金に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】現在、窒素を含有する窒化チタン（以後
「Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）」と記す）基合金が工具用サーメット
合金として主流をなしている。このＴｉ（Ｃ，Ｎ）基サ
ーメット合金は、従来のＴｉＣ基サーメット合金に比
べ、室温強度，耐酸化性，ならびに切削性能が改良され
ている。

【０００３】ＴｉＣ基、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）基サーメット合
金はともに芯部（それぞれＴｉＣ，Ｔｉ（Ｃ，Ｎ））と
これを取り囲む周辺組織（それぞれ（Ｔｉ，Ｍｏ）Ｃ，
（Ｔｉ，Ｍｏ）（Ｃ，Ｎ））からなる有芯構造の粒子に
より硬質相を形成しているが、ＴｉＣ（Ｃ，Ｎ）基サー
メット合金は粒子径が窒素含有によって微細化され、こ
れにより室温強度が改善されている。

【０００４】またＴｉ（Ｃ，Ｎ）基サーメット合金は、
優れた高温強度を有することも知られている。

【０００５】「粉体および粉末冶金，第３０巻第３号
（1983.4）」に窒素を含むＴｉＣ−Ｍｏ₂Ｃ−Ｎｉ合金
の高温強度に関して詳しく述べられているが、当該合金
が優れた高温強度を有するのは結合相中にＭｏがより多
く固溶し結合相の動的回復が抑えられたためと説明され
ている。ここで、結合相へのＭｏ固溶のメカニズムは前
記文献には記載されていないが、以下によるものと推測
することができる。すなわち、真空焼結時にＴｉ（Ｃ，
Ｎ）から脱窒により過飽和となったＴｉが、Ｍｏ₂Ｃの
Ｃと結合して炭化物を形成し、余剰分のＭｏが結合相中
に固溶するのである。

【０００６】また、結合相のＭｏ固溶量は、窒素量が多
いほど多くなり、さらにＭｏの供給源であるＭｏ₂Ｃの
添加量が多いほど多いことが、前記文献に述べられてい
る。例えば、ＴｉＣ_0.7Ｎ_0.3−１１％Ｍｏ₂Ｃ−２４％
Ｎｉの配合組成(wt.%)からなる合金で結合相中のＭｏ量
は３．４wt.%（Ti固溶量９．３wt.%）、ＴｉＣ_0.7Ｎ₀ _.3
-１９%Ｍｏ₂Ｃ−２４％Ｎｉ合金（配合組成wt.%）のＭ
ｏ量が１０．０wt.%（Ｔｉ固溶量９．３wt.%）のＭｏ量
は０．２wt.%（Ｔｉ固溶量９．３wt.%）であるのに対
し、窒素を含まないＴｉＣ−１１％Ｍｏ₂Ｃ−２４％Ｎ
ｉ合金（配合組成wt.%）のＭｏ量は０．２wt.%（Ｔｉ固
溶量１２．７wt.%）、ＴｉＣ−１９%Ｍｏ₂Ｃ−２４％Ｎ
ｉ合金（配合組成wt.%）のＭｏ量は１．８wt.%（Ｔｉ固
溶量１６．３wt.%）となっている。この結果からする
と、窒素を含まないＴｉＣ基サーメット合金ではＭｏ₂
Ｃ添加量を増加させたとしても結合相強化を図ることは
極めて困難であろうことが理解できる。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】以上のようにＴｉ
（Ｃ，Ｎ）基サーメット合金に比べ優れた特性を有して
いるが、真空焼結時に脱窒し、合金の表面と内部との間
に性質変化を生じたり、組織中にポアが生じ易いという
問題点がある。そして、組織中にポアが生じた場合に
は、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）基サーメット合金が本来有すべき強
度が得られなくなってしまう。

【０００８】この問題点については、焼結時に窒素ガス
を導入したり、さらに昇温条件をコントロールする等の
提案が種々なされている（例えば特開平2-93036号、同2
-145741号等）。しかし、生産性の点では上記提案は望
ましくない。

【０００９】さらに、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）基サーメット合金
は、ＴｉＣ基サーメット合金に比べ高硬度は得られ易い
が靱性の点で劣るという性質を有している。これについ
ても種々改善案が提案されており、本出願人も特開昭63
-83241号においてＷＣをＴｉ（Ｃ，Ｎ）との固溶体とは
別個に単独で添加する手法を提案したが、本質的な改善
はなされていない。

【００１０】そこで本発明は、焼結時の脱窒という問題
を有さないＴｉＣサ−メット合金の結合相を強化するこ
とにより、Ｔｉ（Ｃ,Ｎ）基サ−メット合金と同等以上
の硬さを有するとともに、特に優れた靱性を有するＴｉ
Ｃ基サ−メット合金の提供を課題とする。

【００１１】

【課題を解決するための手段】前述の先行技術より、Ｍ
ｏ固溶量を増加させれば結合相の強化は達成されるであ
ろうことは当業者であれば容易に予測がつく。しかし、
ＴｉＣ基サ−メット合金の場合Ｔｉ（Ｃ,Ｎ）基サ−メ
ット合金のようにＭｏ2Ｃ添加量を増加させても結合相
中のＭｏ固溶量を増加されることができないことは前述
のとおりである。

【００１２】結合相中にＭｏが比較的多く固溶している
ＴｉＣ基サ−メット合金が「超硬合金と焼結硬質材料
基礎と応用（鈴木等,昭和６１年２月，丸善）」第３１
６乃至第３３２頁に記載されている。

【００１３】例えば、ＴｉＣ−１０％Ｍｏ−３０％Ｎｉ
合金（配合組成wt.%）でＴｉ約１１wt.%、Ｍｏ約２wt.
%,ＴｉＣ−２０％Ｍｏ−３０％Ｎｉ合金（配合組成wt.
%）でＴｉ約１０wt.%、Ｍｏ約６wt.%の値を示してお
り、Ｍｏを金属Ｍｏとして添加すれば炭化物（Ｍｏ2
Ｃ）として添加する場合に比べ結合相中のＭｏ量を増加
させることができるものと解される。

【００１４】そこで本発明者は、ＴｉＣ基サ−メット合
金に関し結合相に固溶させるためのＭｏ供給源を炭化物
（Ｍｏ2Ｃ）としてではなく金属Ｍｏとすることについ
て詳細な検討を行った。

【００１５】その結果、金属Ｍｏの添加量を増加させる
ことにより結合相中のＭｏ固溶量は増加するが、単に結
合相中のＭｏ固溶量が増加するのみでなく、Ｔｉ固溶量
と所定の関係にある場合に結合相強化が図られ、その結
果Ｔｉ（Ｃ,Ｎ）基サ−メット合金と同等の硬さを有し
つつ、靱性を著しく改善することができることを知見す
るに至った。

【００１６】本発明は以上の知見に基づきなされたもの
で、炭化チタンを主体とする硬質相および結合相とから
なる炭化チタン基サ−メット合金であって、結合相中の
ＴｉおよびＭｏ含有量が６Wt.%≦Ｔｉ＋Ｍｏおよび０.
８５≦Ｍｏ（Wt.%）／Ｔｉ（Wt.%）の条件を満足するこ
とを特徴とする炭化チタン基サ−メット合金である。以
下本発明を詳細に説明する。

【００１７】本発明において、結合相中のＴｉおよびＭ
ｏ含有量を６Wt.%≦Ｔｉ＋Ｍｏとするのは、結合相強化
のために最低限必要な量であるからである。ここで、Ｔ
ｉおよびＭｏ含有量は、結合相中における重量％であ
り、後述の実施例で述べるＩＣＰ（inductively couple
d plasma）発光分析法により求めることができる。

【００１８】優れた靱性、硬さを兼備するためには、結
合相中のＴｉおよびＭｏ含有量の総量を上記範囲とする
だけでなく、ＭｏとＴｉの量比が０．８５≦Ｍｏ(wt.%)
／Ｔｉ(wt.%)の条件を満足する必要がある。それは、
０．８５未満ではＴｉが多く結合相に入ることで靱性の
劣るＮｉ3Ｔｉが析出して結合相の靱性を劣化させると
考えられるからである。

【００１９】本発明サーメット合金の硬質相はＴｉＣを
主体とするが、他の炭化物を含有させることも許容す
る。特に、炭化タングステン（以下「ＷＣ」と記す）は
焼結性向上にも有効な物質である。その場合のＷＣの添
加量は、５vol.%≦ＷＣ≦５０vol.%の範囲とするのが望
ましい。５vol.%未満では焼結性向上の効果を十分に得
ることができず、一方５０vol.%を越えると切削工具と
して使用した場合の切粉溶着が無視できなくなるからで
ある。

【００２０】次に結合相は、ＣｏおよびＮｉの１種また
は２種を主体とし、その強化元素としてＭｏおよび硬質
相の構成元素であるＴｉを含有する。硬質相としてＷＣ
を使用する場合にはＷも含まれることになる。

【００２１】ＣｏおよびＮｉの１種または２種が多くな
ると結合相の量が少なくなり、硬質相の量が相対的に減
少し硬さが低下する。したがって、ＣｏおよびＮｉの１
種または２種の添加量は１５vol.%以下が望ましく、よ
り望ましくは１０vol.%である。

【００２２】本発明サーメット合金の組織は硬質相と結
合相とからなるが、硬質相はいわゆる有芯構造をなして
いる。硬質相としてＴｉＣおよびＷＣを含む場合には、
相対的にＴｉに富みＷに乏しい中心組織と、（Ｗ，Ｍ
ｏ）に富みＴｉの乏しい周辺組織からなる有芯構造をな
している。なお、周辺組織のＭｏは結合相強化の為に添
加されたＭｏに起因するものである。

【００２３】次に本発明サーメット合金の製造方法につ
いて説明する。本発明サーメット合金の製造方法の特徴
は、結合相強化元素であるＭｏを炭化物（Ｍｏ₂Ｃ）と
してではなく、金属Ｍｏとして添加する点にある。その
理由はすでに述べたように、金属Ｍｏとして添加した方
が炭化物として添加するよりもより多く結合相に固溶さ
せることができるからである。

【００２４】また、金属Ｍｏで添加すると、周辺組織を
構成する炭化物である（Ｔｉ，Ｗ，Ｍｏ）Ｃを微細化さ
せるという効果をも有し、靱性向上に寄与するものと考
えられるからである。

【００２５】さらに、金属Ｍｏ添加により、炭化物粒子
同士の接触（以下「スケルトン」と言う）を低減すると
いう効果を発揮し、靱性向上に寄与する。すなわち、通
常のＴｉＣ基サーメット合金はＷＣ基超硬合金に比べス
ケルトンの表面積が２〜３倍程度大きいためクラックの
伝播抵抗を下げ靱性を劣化させている。特にＭo₂Ｃとし
て添加すると周辺組織にＭｏが炭化物として残る傾向が
強く、結合相中へのＭｏ固溶を低減させてしまう。しか
しながら金属Ｍｏとして添加すれば、炭化物として添加
する場合に比べて周辺組織に入るＭｏ量が減り、結合相
に固溶するＭｏ量が増えスケルトンの低減に寄与するの
である。金属Ｍｏとしては、純Ｍｏのほか結合相の構成
元素であるＣｏ、Ｎｉとの合金として添加することもで
きる。

【００２６】また、Ｍｏの全量を金属Ｍｏとして添加す
る必要はなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲内で金属
Ｍｏを主体としつつ炭化物（Ｍｏ2Ｃ）を添加すること
も許容される。

【００２７】

【実施例】以下本発明を実施例に基づき詳細に説明す
る。

【００２８】（実施例１）表１に示す配合組成となるよ
うにＴｉＣ,ＷＣ,Ｍｏ,Ｃｏ,Ｎｉ粉末を準備した。粉末
の粒度は、平均粒径でＴｉＣ：1.5μm，ＷＣ：1.5μm，
Ｃｏ：2.0μm,Ｎｉ：2.5μm,Ｍｏ：3.0μmである。これ
らの原料粉末を変性アルコ−ル中に入れ、アトライタ−
を用い４hr.混合した。

【００２９】なお、サ−メットを作る場合の混合量は、
硬質相の成分であるＴｉＣ,ＷＣを全体の60〜90Wt.%と
し、結合相の成分であるＣｏ,Ｎｉと単独添加のＭｏを
全体の10〜40Wt.%なるようにした。

【００３０】上記混合物に、成形助剤として可塑剤（パ
ラフィン）を約4Wt%添加、乾燥し、篩いにかけてSNP432
(SNGN120408)に成形後、1500〜1550゜Cで1hr.真空焼結し
た。

【００３１】この試料を用いビッカ−ス硬度,靱性を表
すクラック抵抗(kg/mm),結合相中の元素の固溶量（結合
相中の溶解量を100%として求めたwt.%）を求めた。

【００３２】ビッカ−ス硬度は、JIS規格に準じダイア
モンド圧子で30kgの荷重をかけ、図５に示すようにａ,b
の距離を計り、硬度換算表より求めた。

【００３３】クラック抵抗（kg/mm）は、ビッカ−ス硬
度と同じ様にダイアモンド圧子で50kgの荷重をかけ、図
６に示すようにｃ,d,e,fの距離を計り、荷重／（c+d+ｅ
+f）の式により求めた。結合相中の元素固溶量は、結合
相を混酸水溶液で溶解,抽出、ICP(inductivel-y couple
d plasma)発光分析によって結合相中の各元素を定量す
ることにより求めた。

【００３４】表２にビッカ−ス硬度,クラック抵抗(kg/m
m),結合相中の各元素固溶量(Wt.%)を示す。なお、表１
および表２において、○は本発明合金を、また△は比較
合金を示す。

【００３５】本発明合金は、いずれも硬さＨv１６００
以上、及びクラック抵抗７０(kg/mm)以上という従来合
金（試番１１,１２）では得られていない特性をクリア
している。

【００３６】

【表１】組成上段 wt.% 下段 vol% 試番 TiC WC Mo Mo₂C Co Ni △ 1 37.4 52.0 3.3 -- 2.6 4.7 63.1 27.4 2.7 -- 2.4 4.4 △ 2 37.9 48.9 5.9 -- 2.6 4.7 63.1 25.4 4.7 -- 2.4 4.4 ○ 3 38.4 45.6 8.5 -- 2.6 4.9 63.1 23.4 6.7 -- 2.4 4.4 ○ 4 38.7 44.0 9.8 -- 2.6 4.9 63.1 22.4 7.7 -- 2.4 4.4 ○ 5 38.9 42.3 11.2 -- 2.7 4.9 63.1 21.4 8.7 -- 2.4 4.4 ○ 6 39.2 40.6 12.5 -- 2.7 5.0 63.1 20.4 9.7 -- 2.4 4.4 ○ 7 39.5 38.9 13.9 -- 2.7 5.0 63.1 19.4 10.7 -- 2.4 4.4 ○ 8 39.8 37.2 15.3 -- 2.7 5.0 63.1 18.4 11.7 -- 2.4 4.4 ○ 9 40.4 33.5 18.2 -- 2.8 5.1 63.1 26.4 13.7 -- 2.4 4.4 △ 10 40.9 29.9 21.2 -- 2.8 5.1 63.1 14.4 15.7 -- 2.4 4.4 従 11 64TiCN-17WC-8NbC-0.5Mo2C-6.5Co-3Ni 来材 12 73.2TiCN-7.0WC-3.8Mo2C-4.2TaC-7.4Co-3.9Ni

【表２】結合相硬さクラック試番サーメットの結合相分析(wt.%) 総量抵抗 Ti W Mo Co Ni (wt.%) (Ｈｖ) (kg/mm) △１ 2.8 0.1 0.5 40.7 55.9 5.9 1450 75 △２ 3.4 0.7 2.0 39.2 54.6 5.6 1760 65 ○３ 3.3 1.1 4.2 35.1 56.3 5.5 1810 75 ○４ 3.8 0.9 4.9 35.0 55.5 6.3 1720 79 ○５ 4.9 1.1 6.4 33.2 54.5 5.9 1710 84 ○６ 6.5 1.2 7.5 32.8 51.9 4.5 1730 91 ○７ 8.7 1.1 10.1 31.3 48.9 3.5 1670 92 ○８ 14.0 1.3 12.5 29.4 42.8 2.1 1680 78 ○９ 12.7 1.0 11.6 27.5 47.1 2.6 1640 75 △10 13.9 1.0 10.4 23.5 51.1 5.0 1530 58 従 11 2.9 0.9 1.3 65.2 29.7 5.6 1740 45 来材 12 2.3 1.5 6.3 60.5 29.4 7.2 1525 75 図１に、表２におけるＭｏ添加量と硬度、クラック抵抗
の関係を示す。図１よりＭｏ添加量を５vol.%以上１５v
ol.%以下にすることによりHvで1600以上の硬さ、および
クラック抵抗７０(kg/mm)以上の特性を得ることができ
ることがわかる。

【００３７】また、図１において、硬さが高くなるにつ
れてクラック抵抗も高くなっている点が注目される。硬
さとクラック抵抗は相反する特性であり、ー般に、硬さ
が高くなるにつれてクラック抵抗は低くなるというのが
当業界の常識だからである。

【００３８】図２に、表２におけるＭｏ添加量と、結合
相の総量（Wt.%）、および結合相中のＴi,Ｍｏ,Ｗ固容
量の関係を示す。この図から結合相総量はＭｏ添加量が
7.7〜11.7vol.%(9.8〜15.3wt.%)の範囲で増えるにつれ
て減少する傾向にあるが、Ｔｉ，Ｍｏ固溶量は逆に増加
する傾向にあることがわかる。また、この範囲では結合
相中のＭｏがＴｉより多く固溶しているが、それ以外の
範囲ではＴｉがＭｏより多く固溶していることがわか
る。Ｗ固溶量は、Ｍｏ添加量に拘らずほぼ一定の値を示
している。

【００３９】図３に、表２におけるＭｏ添加量と、結合
相中のＴｉ＋Ｍｏ＋Ｗ固溶量の関係を示す。Ｍｏ添加量
が11.7vol.%までの範囲ではＭｏ添加量が増加するに従
いＴｉ＋Ｍｏ＋Ｗ固溶量も増加するが、それ以上添加し
てもＴｉ＋Ｍｏ＋Ｗ固溶量は増加しない。また、Hvで16
00以上の硬さおよびクラック抵抗７０(kg/mm)以上の特
性をえることができるＭｏ添加量の範囲に対応するＴｉ
＋Ｍｏ＋Ｗ固溶量はおよそ7〜28wt.%である。

【００４０】次に、図４にＭｏ(wt.%)／Ｔｉ(wt.%)との
関係を示すが、Ｍｏ添加量が５vol.%以上の場合には、
Ｍｏ(wt.%)／Ｔｉ(wt.%)はおよそ０．８５以上となって
いることがわかる。

【００４１】以上の図１〜図４の結果を整理すると、 Hvで1600以上の硬さ、およびクラック抵抗７０(kg/m
m)以上の特性を得るためにはＭｏ添加量をおよそ５vol.
%以上１５vol.%以下にすればよく（図１）、このＭｏ添
加量の範囲において、結合相中のＴｉ＋Ｍｏ＋Ｗ固溶量は７〜２８wt.%（Ｔ
ｉ＋Ｍｏとしては６wt.%以上）の範囲にあり（図３）、
また、Ｍｏ(wt.%)／Ｔｉ(wt.%)は０．８５以上の値を示す
（図４）、ことがわかる。

【００４２】ここで、試番１０は、Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ固溶
量は２０wt.%を越えこの限りでは本発明の範囲内にある
が、クラック抵抗は低い値となっている。これはＭｏ(w
t.%)／Ｔｉ(wt.%)が0.75と低いためと考えられる。

【００４３】すなわち、ＴｉＣ基サーメット合金におい
て、結合相強化により優れた靱性と硬さを兼備させるた
めには、結合相中のＭｏとＴｉの固溶量を０．８５≦Ｍ
ｏ(wt.%)／Ｔｉ(wt.%)の関係を維持させつつＴｉ＋Ｍｏ
を６wt.%以上または、Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗを７wt.%以上とす
ればよいものと判断させる。図７に表１の試番７の金属
ミクロ組織写真（２４００倍）をしめす。図７におい
て、１および４の部分がＴｉＣ、２および５の部分が
(Ｔｉ，Ｗ)がrichな（Ｔｉ，Ｗ，Ｍｏ）Ｃ、ならびに３
および６の部分がＣｏおよびＮｉを微量含有した（Ｔ
ｉ，Ｗ，Ｍｏ）Ｃであり、硬質相が有芯構造を有してい
ることが確認された。

【００４４】次に表１の試番３，６および７の組成を有
する材料を用い切削試験を行った。切削条件は切削速度
V=200m/min，送りf=0.3mm/rev，切り込み量d=2.0mmと
し、被削材にJIS SUJ-2を使用した。

【００４５】試験結果を図８に示すが、結合相中にＭｏ
が多く固溶した順、すなわち、試番７，６，３の順に耐
摩耗性が良いことがわかる。これはJIS SUJ-2が高カー
ボン材でありかなり硬い被削材であるため切削時に刃先
が高温状態になり易いが、Ｍｏが多く固溶することで結
合相の耐熱性が上がったためと考えられる。

【００４６】被削材をJIS SCM440とした以外は上記と
同条件で切削試験を行った。その結果を図９に示すが、
やはり結合相中にＭｏが多く固溶した順に耐摩耗性が良
いことがわかる。

【００４７】（実施例２）次に結合相を構成するＣｏお
よびＮｉの量を変化させた材料を用いて硬度，靱性の測
定を行った。用いた材料の配合組成を表３に示す。な
お、製造条件は実施例１と同様である。

【００４８】

【表３】試配合組成 (vol%) Co/Co+Ni 番 TiC WC Mo Co Ni 7 63.1 19.4 10.7 2.4 4.4 0.3 13 63.1 19.4 10.7 3.4 3.4 0.5 14 63.1 19.4 10.7 4.4 2.4 0.7 図１０にＣｏ／Ｃｏ＋Ｎｉと硬さ（ビッカース硬さ），
クラック抵抗との関係を示す。Ｃｏ／Ｃｏ＋Ｎｉが大き
くなるほど硬さは上昇し、逆にクラック抵抗は低下する
傾向にある。

【００４９】図１１にＣｏ／Ｃｏ＋Ｎｉと結合相量との
関係を示す。結合相中に固溶するＴｉ，Ｗ，Ｍｏ量は、
Ｃｏ／Ｃｏ＋Ｎｉ＝０．３５の場合にＭｏのほうがＴｉ
よりも固溶量が多く、逆にＣｏ／Ｃｏ＋Ｎｉ＝０．６５
の場合にＴｉのほうがＭｏよりも固溶量が多い。

【００５０】図１２にＣｏ／Ｃｏ＋Ｎｉと結合相中のＴ
ｉ＋Ｍｏ＋Ｗ量とＭｏ／Ｔｉとの関係を示す。Ｔｉ＋Ｍ
ｏ＋Ｗ量はＣｏ／Ｃｏ＋Ｎｉが高くなると増加し、逆に
Ｍｏ／ＴｉはＣｏ／Ｃｏ＋Ｎｉが高くなると低下する。

【００５１】以上の結果より、靱性を重視する場合はＮ
ｉを、また硬さを重視する場合はＣｏを多く添加すれば
良いものと考えられる。

【００５２】以上の試番７，１３および１４の材料を用
いてJIS SCM440の切削試験を行った。切削条件は切削
速度V=200m/min，送りf=0.3mm/rev,切り込み量d=2.0mm
とした。図１３に結果を示すが、Ｃｏ／Ｃｏ＋Ｎｉが
０．３５よりも０．５０，０．６５の材料のほうが耐摩
耗性に優れることがわかる。

【００５３】次に実施例１で示した試番７、試番１１、
試番１３、および試番１４を用いて切削試験による靱性
の評価を行った。切削条件は、被削材JIS SCM440(４つ
溝丸棒)、切削速度200m/min、切り込み2.0mm、チップ形
状SNGN120408Rであり、臨界送り(mm/rev)および臨界衝
撃回数によって耐欠損性を評価した。なお、臨界送りと
は欠損が生じる送り速度を、また臨界衝撃回数とは溝に
衝突する回数を衝撃回数とした場合の欠損が生じる衝撃
回数をいう。

【００５４】耐欠損性の評価結果、および結合相中のTi
+Mo+W固溶量、結合相中のMo/Tiを表４に示すが、本発明
材である試番７、１３、１４は従来材である試番１１に
比べて耐欠損性に優れることがわかる。なお、図１４に
臨界衝撃回数と臨界送りの関係を示しておく。

【００５５】

【表４】結合相中の臨界送り臨界衝撃試番 Ti+Mo+W固溶 Mo/Ti (mm/rev) 回数(回) 量(wt.%) ７ 19.9 0.86 0.24 170 13 25.6 0.95 0.25 175 14 30.7 0.86 0.25 195 11 5.1 0.45 0.21 103

【００５６】（実施例３）次に表５に示す配合組成とな
るようにＴｉＣ，ＷＣ，Ｍｏ，Ｃｏ，Ｎｉ粉末を準備し
た。粉末の粒度は、平均粒径TiC:1.5μm,WC:1.5μm,Co:
2.0μm,Ni:2.5μm,Mo:3.0μmである。これらの粉末を用
い前述の実施例１と同様に焼結体を得た。

【００５７】

【表５】

【００５８】表５に示した試番１８の材料を用いてJIS
SCM440の切削試験を行った。切削条件は切削速度V=20
0m/min，送りf=0.3mm/rev,切り込み量d=2.0mmとした。
結果を図１５に示す。図１３に示した試番１３の結果も
図１５に参考のため併記する。本実施例にかかる試番１
８は試番１３に比べ耐摩耗性に優れる。これは、試番１
８は試番１３より結合相構成元素であるＮｉ、Ｃｏの添
加量が少なくその分硬質相が多くなったためと考えられ
る。

【００５９】次に表５に示した試番１６、１７、１８、
および１９の材料を用いて実施例２と同様に靱性の評価
を行った。評価結果、および結合相中のTi+Mo+W固溶
量、結合相中のＭｏ(wt.%)／Ｔｉ(wt.%)を表６に示す。
本発明材である試番１７、１８、および１９は比較材で
ある試番１６に比べて耐欠損性に優れることがわかる。
なお、図１６に臨界衝撃回数と臨界送りとの関係を示
す。

【００６０】

【表６】結合相中の臨界送り臨界衝撃試番 Ti+Mo+W固溶 Mo/Ti (mm/rev) 回数(回) 量(wt.%) △ 16 10.4 0.41 0.16 30 ○ 17 17.4 0.95 0.20 80 ○ 18 22.1 0.95 0.23 140 ○ 19 24.6 0.90 0.20 105

【００６１】（実施例４）次に、前記試番１３と表７に
示す試番２０および２１の混合組成(vol.%)を有する材
料を用いて湿式切削を行った。切削条件は、被削材JIS
SCM435(硬さ Hs=31)、切削速度200m/min、送り0.3mm/re
v、切り込み2.0mm、チップ形状SNGN432Rであり、切削油
として水溶性ワックスを用いた。試番２０および２１の
材料を用いたチップは、切削開始後３０秒で刃先にヒー
トクラックが発生した。図１７〜図１９はそれぞれ試番
１３、２０、２１を用いたチップの逃げ面摩耗量が0.3m
mに達した時点の逃げ面部の拡大写真(600倍)を示すが、
試番１３にはヒートクラックが発生していないのに対し
試番２０、２１には図中矢印で示すように長いヒートク
ラックが発生していることがわかる。ヒートクラックの
長さは、図１８に示す試番２０の場合0.35mm、図１９に
示す試番２１の場合0.30mmであった。

【００６２】表７に焼結体の結合相中のTi+Mo+W固溶量
を示す。このTi+Mo+W固溶量とヒートクラック発生状況
を対比すると、両者が対応することがわかる。すなわ
ち、Ti+Mo+W固溶量の最も多い試番１３はヒートクラッ
クの発生がなく、また、ヒートクラックの発生した試番
２０と２１ではTi+Mo+W固溶量の多い試番２１のヒート
クラック長さが短い。

【００６３】湿式切削に用いられる工具材料には耐熱衝
撃性が要求されるが、以上の結果から、本発明において
耐熱衝撃性を向上しヒートクラックの発生を抑制するた
めにTi+Mo+W固溶量を増加させることが有効である。

【００６４】

【表７】試番 TiCN WC Mo₂C Co Ni その他 Ti+Mo+W 固溶量(wt.%) １３ − − − − − − 26.6 ２０ 84 4.2 3 3.7 2.6 VC:2.2,ZrC:0.3 6.9 ２１ 73.8 5.6 4.4 5.0 5.0 NbC:3.7 18.6

【００６５】

【発明の効果】以上説明のように、本発明によるとＴｉ
ＣＮ基サーメット合金と同等の硬さを有しつつ靱性を著
しく改善したＴｉＣ基サーメット合金を得ることがで
き、しかもこのＴｉＣ基サーメット合金は真空焼結時の
脱窒によるポアの発生という問題が生じない。

【図面の簡単な説明】

【図１】実施例１におけるＭｏ添加量と硬さおよびクラ
ック抵抗の関係を示すグラフである。

【図２】実施例１におけるＭｏ添加量と結合相総量およ
びＴｉ，Ｍｏ，Ｗの結合相中における固溶量の関係を
示すグラフである。

【図３】実施例１におけるＭｏ添加量と結合相中におけ
るＴｉ＋Ｍｏ＋Ｗ固溶量の関係を示すグラフである。

【図４】実施例１におけるＭｏ添加量と結合相中におけ
るＭｏ／Ｔｉの関係を示すグラフである。

【図５】ビッカース硬さ測定法を示す図である。

【図６】クラック抵抗の測定法を示す図である。

【図７】本発明合金の金属ミクロ組織写真である（２４
００倍）。

【図８】実施例１におけるSUJ2切削による耐摩耗性試験
結果を示すグラフである。

【図９】実施例１におけるSCM440切削による耐摩耗性試
験結果を示すグラフである。

【図１０】実施例２におけるビッカース硬さ，クラック
抵抗を示すグラフである。

【図１１】実施例２における結合相のＴｉ＋Ｍｏ＋Ｗ
量，Ｍｏ／Ｔｉを示すグラフである。

【図１２】実施例２における結合相総量，結合相中のＴ
ｉ，Ｍｏ，Ｗ量を示すグラフである。

【図１３】実施例２におけるSCM440切削による耐摩耗性
試験結果を示すグラフである。

【図１４】実施例２における臨界衝撃回数と臨界送りの
関係示すグラフである。

【図１５】実施例３におけるSCM435切削による耐摩耗性
試験結果を示すグラフである。

【図１６】実施例３における臨界衝撃回数と臨界送りの
関係を示すグラフである。

【図１７】実施例４にて使用した本発明合金からなるチ
ップ先端部の金属ミクロ組織写真である（６００倍）。

【図１８】実施例４にて使用した従来合金からなるチッ
プ先端部の金属ミクロ組織写真である（６００倍）。

【図１９】実施例４にて使用した従来合金からなるチッ
プ先端部の金属ミクロ組織写真である（６００倍）。

【符号の説明】

なし

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】炭化チタンを主体とする硬質相とＣｏお
よびＮｉの１種または２種を主体とする結合相とからな
る炭化チタン基サーメット合金であって、結合相中のＴ
ｉおよびＭｏ含有量が０．８５≦Ｍｏ(wt.%)／Ｔｉ(wt.
%)、６wt.%≦Ｔｉ＋Ｍｏの条件を満足することを特徴と
する炭化チタン基サーメット合金。
【請求項２】炭化チタンおよび炭化タングステンを主
体とする硬質相とＣｏおよびＮｉの１種または２種を主
体とする結合相とからなる炭化チタン基サーメット合金
であって、結合相中のＴｉおよびＭｏ含有量が０．８５
≦Ｍｏ(wt.%)／Ｔｉ(wt.%)、７wt.%≦Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗの
条件を満足することを特徴とする炭化チタン基サーメッ
ト合金。