JPH06220559A - 焼結チタン基炭窒化物合金とその製造方法 - Google Patents
焼結チタン基炭窒化物合金とその製造方法Info
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- JPH06220559A JPH06220559A JP5191613A JP19161393A JPH06220559A JP H06220559 A JPH06220559 A JP H06220559A JP 5191613 A JP5191613 A JP 5191613A JP 19161393 A JP19161393 A JP 19161393A JP H06220559 A JPH06220559 A JP H06220559A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 焼結Ｔｉ基炭窒化物合金、所謂サーメットの
切削工具用としての特性を向上させる。 【構成】 １−２μm の硬質構成分の平均グレンサイズ
を有する従来の炭窒化物合金マトリックス中に０．８−
５μm の平均グレンサイズを有する本質的に非コア−リ
ム構造の充分分散して成る１０−５０重量％の富Ｔｉ硬
質構成分グレンを含有させ、当該富Ｔｉ硬質構成分グレ
ンを＜０．２３log μm の標準偏差を有する logスケー
ルの略正規グレンサイズ分布を有する丸い非角形のグレ
ンにする。 【効果】 タフネス強度と摩耗抵抗が共に向上したサー
メット合金が得られる。
切削工具用としての特性を向上させる。 【構成】 １−２μm の硬質構成分の平均グレンサイズ
を有する従来の炭窒化物合金マトリックス中に０．８−
５μm の平均グレンサイズを有する本質的に非コア−リ
ム構造の充分分散して成る１０−５０重量％の富Ｔｉ硬
質構成分グレンを含有させ、当該富Ｔｉ硬質構成分グレ
ンを＜０．２３log μm の標準偏差を有する logスケー
ルの略正規グレンサイズ分布を有する丸い非角形のグレ
ンにする。 【効果】 タフネス強度と摩耗抵抗が共に向上したサー
メット合金が得られる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は主要素としてチタンを有
し、旋削、フライス削り及びドリル加工等の金属工作用
の切削工具のインサート材料として使用されたときに、
特に改良物性を発揮する炭窒化物合金の焼結体とその製
造方法に関する。
し、旋削、フライス削り及びドリル加工等の金属工作用
の切削工具のインサート材料として使用されたときに、
特に改良物性を発揮する炭窒化物合金の焼結体とその製
造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】焼結チタン基炭窒化物合金、所謂サーメ
ットは、今日、金属切削工作業界でインサート材料とし
て確立され、殊に仕上加工に使用されている。この合金
はバインダ相に埋設した炭窒化物硬質構成分（物質）を
主として含有している。この硬質構成分のグレンは、一
般にコアとそれとは別の組成のリムに取り囲まれた複合
構造を有している。グレンサイズは通常は１−２μm で
ある。
ットは、今日、金属切削工作業界でインサート材料とし
て確立され、殊に仕上加工に使用されている。この合金
はバインダ相に埋設した炭窒化物硬質構成分（物質）を
主として含有している。この硬質構成分のグレンは、一
般にコアとそれとは別の組成のリムに取り囲まれた複合
構造を有している。グレンサイズは通常は１−２μm で
ある。
【０００３】Ｔｉに加えて、IVA ，VA及び VIA族のこれ
とは別の金属、即ちＺｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｈ，Ｔａ，Ｃ
ｒ，Ｍｏ及び／或いはＷは炭窒化物硬質構成分中に見い
出されるが、これは炭化物の及び／或いは窒化物の硬質
構成分としても現われ得る。バインダ相は一般に、ニッ
ケル同様にコバルトを含有している。バインダ相の含有
量は一般に３−３０重量％である。
とは別の金属、即ちＺｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｈ，Ｔａ，Ｃ
ｒ，Ｍｏ及び／或いはＷは炭窒化物硬質構成分中に見い
出されるが、これは炭化物の及び／或いは窒化物の硬質
構成分としても現われ得る。バインダ相は一般に、ニッ
ケル同様にコバルトを含有している。バインダ相の含有
量は一般に３−３０重量％である。
【０００４】別種のコア−リム構造がチタン基炭窒化物
合金に異なる合金化元素を加えることにより生成し得る
ことは知られている。コア−リム構造を変えることによ
り、例えば焼結を容易にするためにぬれ性を変えること
等が可能である。また、焼結体の物性を変える、例えば
米国特許３，９７１，６５６、同４，８５７，１０８及
びスウェーデン特許出願８９０２３０６−３に開示され
ているように、塑性変形に対する抵抗力或いはタフネス
強度を高めることも可能である。
合金に異なる合金化元素を加えることにより生成し得る
ことは知られている。コア−リム構造を変えることによ
り、例えば焼結を容易にするためにぬれ性を変えること
等が可能である。また、焼結体の物性を変える、例えば
米国特許３，９７１，６５６、同４，８５７，１０８及
びスウェーデン特許出願８９０２３０６−３に開示され
ているように、塑性変形に対する抵抗力或いはタフネス
強度を高めることも可能である。
【０００５】上述のリム相の肯定的（正の）作用効果は
リム相がコア相のように脆性であるがコア相のように硬
質ではないという事実と釣合をとらせる必要がある。こ
れはリムにクラツク伝播を生じる結果をもたらすと信じ
られている。
リム相がコア相のように脆性であるがコア相のように硬
質ではないという事実と釣合をとらせる必要がある。こ
れはリムにクラツク伝播を生じる結果をもたらすと信じ
られている。
【０００６】リムは焼結中に生成される。コア上に成長
するリムの量は焼結温度に依存し、且つコア合金の化学
組成に依存する。コア上に生成したリムの量は合金中の
窒素量が増大するに従い減小すると一般に信じられてい
る。Ｎ／（Ｃ＋Ｎ）＞０．５の成分比を有する合金で
は、殆んど如何るリムも生成されない。
するリムの量は焼結温度に依存し、且つコア合金の化学
組成に依存する。コア上に生成したリムの量は合金中の
窒素量が増大するに従い減小すると一般に信じられてい
る。Ｎ／（Ｃ＋Ｎ）＞０．５の成分比を有する合金で
は、殆んど如何るリムも生成されない。
【０００７】米国特許４，９５７，５４８は５０体積％
以下の、コア−リム構造になっていないＮ≧Ｃの関係に
あるＴｉＮ或いはＴｉＣＮの粒子を含むチタン基炭窒化
物合金を開示している。出発原料は従来法で磨砕され
て、角のあるグレン形態を有している。
以下の、コア−リム構造になっていないＮ≧Ｃの関係に
あるＴｉＮ或いはＴｉＣＮの粒子を含むチタン基炭窒化
物合金を開示している。出発原料は従来法で磨砕され
て、角のあるグレン形態を有している。
【０００８】グレン成長は液相焼結中に、オストウォー
ル（Ｏｓｔｗａｌｌ）熟成法により駆動される。この指
向成長はチタン基炭窒化物合金にも存在する。この指向
成長があるのは、主としてＴｉ含有コア上のリムであ
る。これは角のあるＴｉ含有コアが見られる図１の顕微
鏡写真から明白である。コア−リムのインターフェース
（界面）は直線／面であり、これらインターフェースは
特定の低エネルギーの結晶面に配向する。コアの頂面に
おいては、リムは直線インターフェース上に成長してい
る。リムとバインダ相のインターフェースも、角があ
り、低エネルギーインターフェース面を有している。こ
のことは、ＴＥＭ顕微鏡写真（図２と図３）に良く示さ
れている。
ル（Ｏｓｔｗａｌｌ）熟成法により駆動される。この指
向成長はチタン基炭窒化物合金にも存在する。この指向
成長があるのは、主としてＴｉ含有コア上のリムであ
る。これは角のあるＴｉ含有コアが見られる図１の顕微
鏡写真から明白である。コア−リムのインターフェース
（界面）は直線／面であり、これらインターフェースは
特定の低エネルギーの結晶面に配向する。コアの頂面に
おいては、リムは直線インターフェース上に成長してい
る。リムとバインダ相のインターフェースも、角があ
り、低エネルギーインターフェース面を有している。こ
のことは、ＴＥＭ顕微鏡写真（図２と図３）に良く示さ
れている。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は先行技
術の問題を回避或いは軽減することにある。更に、旋
削、フライス削り、ドリル加工等の金属工作用の切削工
具のインサートの材料として使用したとき、改良物性を
発揮する、主要素としてチタンを有する炭窒化物合金の
焼結体を製造する方法を実現することにある。更に、主
要素としてチタンを有する炭窒化物合金の焼結体を改良
することにある。
術の問題を回避或いは軽減することにある。更に、旋
削、フライス削り、ドリル加工等の金属工作用の切削工
具のインサートの材料として使用したとき、改良物性を
発揮する、主要素としてチタンを有する炭窒化物合金の
焼結体を製造する方法を実現することにある。更に、主
要素としてチタンを有する炭窒化物合金の焼結体を改良
することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明の１面によれば、
Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｈ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ及び／
或いはＷに基づいた、Ｎ／（Ｃ＋Ｎ）＜０．５の関係を
満す窒素含有分とＣｏ及び／或いはＮｉ基の３−３０％
のバインダ相を有する硬質構成分を含有する金属切削目
的の焼結チタン基炭窒化物合金において、当該合金には
本質的に非コア−リム構造であって０．８−５μm の平
均グレンサイズを有している富チタン硬質構成分のグレ
ンが、１−２μm の硬質構成分の平均グレンサイズを有
する従来のコア−リム炭窒化物合金母材（マトリック
ス）中に５０重量％良好に分散されており、しかも当該
富チタン硬質構成分グレンが本質的に丸い非角形グレン
であって、＜０．２３log μm の標準偏差を有する log
スケールにおいて概して正規分布のグレンサイズを有し
ている。
Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｈ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ及び／
或いはＷに基づいた、Ｎ／（Ｃ＋Ｎ）＜０．５の関係を
満す窒素含有分とＣｏ及び／或いはＮｉ基の３−３０％
のバインダ相を有する硬質構成分を含有する金属切削目
的の焼結チタン基炭窒化物合金において、当該合金には
本質的に非コア−リム構造であって０．８−５μm の平
均グレンサイズを有している富チタン硬質構成分のグレ
ンが、１−２μm の硬質構成分の平均グレンサイズを有
する従来のコア−リム炭窒化物合金母材（マトリック
ス）中に５０重量％良好に分散されており、しかも当該
富チタン硬質構成分グレンが本質的に丸い非角形グレン
であって、＜０．２３log μm の標準偏差を有する log
スケールにおいて概して正規分布のグレンサイズを有し
ている。
【００１１】本発明の別の面によれば、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈ
ｆ，Ｖ，Ｎｈ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ及び／或いはＷに基づ
くものであって、Ｃｏ及び／或いはＮｉ基の３−３０％
バインダ相を有する硬質構成分を含有する焼結チタン基
炭窒化物合金の製造方法において、少くとも丸い、非角
形でグレンサイズ分布が狭い斯かる富Ｔｉ硬質構成分の
粉末を磨砕（ミリング）し、それからバインダ相を加
え、得られた混合物を加圧し、そして焼結する。
ｆ，Ｖ，Ｎｈ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ及び／或いはＷに基づ
くものであって、Ｃｏ及び／或いはＮｉ基の３−３０％
バインダ相を有する硬質構成分を含有する焼結チタン基
炭窒化物合金の製造方法において、少くとも丸い、非角
形でグレンサイズ分布が狭い斯かる富Ｔｉ硬質構成分の
粉末を磨砕（ミリング）し、それからバインダ相を加
え、得られた混合物を加圧し、そして焼結する。
【００１２】
【作用】驚くべき作用として、リム相の生成が抑制さ
れ、所定組成の配向グレン成長が減じられることが判明
した。この作用の結果、所定組成における相関係とバイ
ンダ相中の合金元素の溶液とが変化する。これは、全体
組成を変えることにより、或いは組成は不変に維持しな
がら原材料の組成だけを変えることにより相関係を変え
る従来の方法と対比されるべきものである。
れ、所定組成の配向グレン成長が減じられることが判明
した。この作用の結果、所定組成における相関係とバイ
ンダ相中の合金元素の溶液とが変化する。これは、全体
組成を変えることにより、或いは組成は不変に維持しな
がら原材料の組成だけを変えることにより相関係を変え
る従来の方法と対比されるべきものである。
【００１３】本発明によれば、今や、向上したタフネス
強度とフランク摩耗抵抗とを発揮する、Ｎ／（Ｃ＋Ｎ）
＜０．５の関係を満足させる窒素含有分を有するチタン
基炭窒化物合金が提供されるに至った。この合金は１−
２μm の硬質構成分の平均グレンサイズを有する従来の
チタン基炭窒化物合金の母材中に、１０−５０重量％、
好ましくは２０−４０w.t.％の充分分散された、非コア
−リム構造の平均グレンサイズが０．８−５μm である
富Ｔｉ硬質構成分のグレンを含有して成る微構造（マイ
クロ構造）を特徴としている。コア−リム構造がマイク
ロ構造中に出現する度合に関していえば、数％のコアに
のみリム構造が出現し、このリム構造の出現したコアは
通常のものより一段と肉薄になる。これに加えて、ミク
ロ構造には、殆んど完全に角形の富Ｔｉコアが存在せ
ず、あっても僅かな％に過ぎない。酸素含有量は、不可
避不純物に加えて最大限０．５重量％の低いレベルに抑
えられるべきである。本発明の合金は、いづれも同一組
成の従来合金に較べ相対的に１０−２５％低減したリム
相と相対的に１０−１５％増加した富Ｔｉコアを有して
いる。
強度とフランク摩耗抵抗とを発揮する、Ｎ／（Ｃ＋Ｎ）
＜０．５の関係を満足させる窒素含有分を有するチタン
基炭窒化物合金が提供されるに至った。この合金は１−
２μm の硬質構成分の平均グレンサイズを有する従来の
チタン基炭窒化物合金の母材中に、１０−５０重量％、
好ましくは２０−４０w.t.％の充分分散された、非コア
−リム構造の平均グレンサイズが０．８−５μm である
富Ｔｉ硬質構成分のグレンを含有して成る微構造（マイ
クロ構造）を特徴としている。コア−リム構造がマイク
ロ構造中に出現する度合に関していえば、数％のコアに
のみリム構造が出現し、このリム構造の出現したコアは
通常のものより一段と肉薄になる。これに加えて、ミク
ロ構造には、殆んど完全に角形の富Ｔｉコアが存在せ
ず、あっても僅かな％に過ぎない。酸素含有量は、不可
避不純物に加えて最大限０．５重量％の低いレベルに抑
えられるべきである。本発明の合金は、いづれも同一組
成の従来合金に較べ相対的に１０−２５％低減したリム
相と相対的に１０−１５％増加した富Ｔｉコアを有して
いる。
【００１４】「富Ｔｉ」なる用語は、ここでは硬質構成
分中の金属含有量が＞９５％であることを意味してい
る。
分中の金属含有量が＞９５％であることを意味してい
る。
【００１５】富Ｔｉ硬質構成分のグレンは炭窒化物であ
って、丸い非角形グレンであり、＜０．２３log μm の
標準偏差を有する logスケールの正規グレンサイズ分布
を有している。これに加え、このグレンは金属の浸炭浸
窒や酸化により製造される。
って、丸い非角形グレンであり、＜０．２３log μm の
標準偏差を有する logスケールの正規グレンサイズ分布
を有している。これに加え、このグレンは金属の浸炭浸
窒や酸化により製造される。
【００１６】好ましい例では、富Ｔｉ硬質構成分はＣ≧
Ｎの関係にあるＴｉＣＮから成る。
Ｎの関係にあるＴｉＣＮから成る。
【００１７】本発明は粉末冶金法によるチタン基炭窒化
物合金の製法に関するものである。バインダ相生成粉末
と硬質構成分生成粉末を所望組成の混合粉体にする。こ
の粉体を加工し、次いで焼結して合金体にする。本発明
の合金製造においては、＞９０％、好ましくは＞９５％
の富Ｔｉ原料は、狭いグレンサイズ分布で、丸い非角形
グレンの粉末として加える。この粉末は残分の他の従来
原料と、グレンの丸形態が阻害されないように、且つ均
質混合物になるように、注意深く混和する。従来の硬質
構成分に関し、その原料とは、ここでは最終グレンサイ
ズに磨砕されている材料を意味している。
物合金の製法に関するものである。バインダ相生成粉末
と硬質構成分生成粉末を所望組成の混合粉体にする。こ
の粉体を加工し、次いで焼結して合金体にする。本発明
の合金製造においては、＞９０％、好ましくは＞９５％
の富Ｔｉ原料は、狭いグレンサイズ分布で、丸い非角形
グレンの粉末として加える。この粉末は残分の他の従来
原料と、グレンの丸形態が阻害されないように、且つ均
質混合物になるように、注意深く混和する。従来の硬質
構成分に関し、その原料とは、ここでは最終グレンサイ
ズに磨砕されている材料を意味している。
【００１８】合金組成は、ＴｉＣ，ＷＣ，ＴａＮ等の単
純な炭化物や窒化物を混和し、或いは（Ｔｉ，Ｔａ）
Ｃ、（Ｔｉ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）等の複合炭化物、窒化物
及び／或いは炭窒化物を混和し、或いはこれら２種の出
発原料の組合せ物を混和することにより得られる。
純な炭化物や窒化物を混和し、或いは（Ｔｉ，Ｔａ）
Ｃ、（Ｔｉ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）等の複合炭化物、窒化物
及び／或いは炭窒化物を混和し、或いはこれら２種の出
発原料の組合せ物を混和することにより得られる。
【００１９】富Ｔｉ原料（単数或いは複数）は、ＦＳＳ
Ｓ法（Fisher Sub Sieve Sizer−Method）により０．３
と５μm の間、好ましくは０．５と２μm の間の平均グ
レンサイズを有するようにする。このグレンサイズ分布
は、例えば沈降法により測定すると、概略log 正規分布
になり、その標準偏差は０．２３log μm より小さい。
グレン形態は本質的に丸い、非角形グレンである。許容
されるグレン形態は図４に示されており、許容出来ない
グレン形態は図５に示されている。富Ｔｉ原料はＴｉの
みの及び／或いはＴｉ並びに少量、即ち＜５％のＺｒ，
Ｈｆ，Ｖ，Ｎｈ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ及びＷの１種以上の
炭化物、窒化物及び／或いは炭窒化物である。
Ｓ法（Fisher Sub Sieve Sizer−Method）により０．３
と５μm の間、好ましくは０．５と２μm の間の平均グ
レンサイズを有するようにする。このグレンサイズ分布
は、例えば沈降法により測定すると、概略log 正規分布
になり、その標準偏差は０．２３log μm より小さい。
グレン形態は本質的に丸い、非角形グレンである。許容
されるグレン形態は図４に示されており、許容出来ない
グレン形態は図５に示されている。富Ｔｉ原料はＴｉの
みの及び／或いはＴｉ並びに少量、即ち＜５％のＺｒ，
Ｈｆ，Ｖ，Ｎｈ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ及びＷの１種以上の
炭化物、窒化物及び／或いは炭窒化物である。
【００２０】原料の混合は、２種の方法で行うことが出
来る。１の方法は富Ｔｉ原料を除く全ての原料を、先ず
適宜の溶剤、例えばエタノールに加えたプレス用添加物
と共に磨砕する。所望グレンサイズが得られたならば、
次にこれに富Ｔｉ標準原料を加えて、極めて短時間だけ
磨砕して、この富Ｔｉ材料を均等に分布させる。
来る。１の方法は富Ｔｉ原料を除く全ての原料を、先ず
適宜の溶剤、例えばエタノールに加えたプレス用添加物
と共に磨砕する。所望グレンサイズが得られたならば、
次にこれに富Ｔｉ標準原料を加えて、極めて短時間だけ
磨砕して、この富Ｔｉ材料を均等に分布させる。
【００２１】他の混合法は、全ての標準原料と適宜の溶
剤、例えばエタノールに加えたプレス用添加物を混合
し、それからこれを上述の最終混合状態に混合するもの
である。この後者の方法は、富Ｔｉ標準原料の形態を破
壊せずに均等分布を得るために、全ての標準原料を加え
ることに要求の力点がある。
剤、例えばエタノールに加えたプレス用添加物を混合
し、それからこれを上述の最終混合状態に混合するもの
である。この後者の方法は、富Ｔｉ標準原料の形態を破
壊せずに均等分布を得るために、全ての標準原料を加え
ることに要求の力点がある。
【００２２】本発明は、下記の例により、更に説明され
るが、その特定事項に限定されるものではない。
るが、その特定事項に限定されるものではない。
【００２３】例１ ２種の合金Ａ，Ｂを、各々が下記組成を重量％におい
て、有するように製造された。 ２３％Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）；２３％（Ｔｉ，Ｔａ）Ｃ；１５
％（Ｔｉ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）；１８％ＷＣ；５％Ｍｏ2
Ｃ；８％Ｃｏ；及び８％Ｎｉ 合金Ａは、図５に示す形態の従来原料から製造した。原
料は、ボールミルで２０時間、共に磨砕した。合金Ｂ
は、ＦＳＳＳ法による測定で１．４μm の平均グレンサ
イズと沈降法による測定で０．１９log μm の標準偏差
を有するグレンサイズ分布とを有する、図４に示すもの
に類似した形態のＴｉ（Ｃ，Ｎ）原料を用いて製造し
た。その他の硬質構成分原料は図５に示すものと類似の
形態を有していた。原料は、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）を除き、ボ
ールミルで１４時間磨砕し、次いでこれにＴｉ（Ｃ，
Ｎ）を加えて、磨砕を続行した。その後、２種の混合物
は同じように処理した。即ち公知の技法で噴霧乾燥し、
加圧固化し、そして焼結した。
て、有するように製造された。 ２３％Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）；２３％（Ｔｉ，Ｔａ）Ｃ；１５
％（Ｔｉ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）；１８％ＷＣ；５％Ｍｏ2
Ｃ；８％Ｃｏ；及び８％Ｎｉ 合金Ａは、図５に示す形態の従来原料から製造した。原
料は、ボールミルで２０時間、共に磨砕した。合金Ｂ
は、ＦＳＳＳ法による測定で１．４μm の平均グレンサ
イズと沈降法による測定で０．１９log μm の標準偏差
を有するグレンサイズ分布とを有する、図４に示すもの
に類似した形態のＴｉ（Ｃ，Ｎ）原料を用いて製造し
た。その他の硬質構成分原料は図５に示すものと類似の
形態を有していた。原料は、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）を除き、ボ
ールミルで１４時間磨砕し、次いでこれにＴｉ（Ｃ，
Ｎ）を加えて、磨砕を続行した。その後、２種の混合物
は同じように処理した。即ち公知の技法で噴霧乾燥し、
加圧固化し、そして焼結した。
【００２４】得られた従来品の合金Ａのマイクロ構造
は、図６に示され、本発明品の合金Ｂのマイクロ構造は
図７に示される。留意すべき点は、両合金Ａ，Ｂ間にあ
る富Ｔｉ相（暗色）の大きな量上の相違と硬質相の形態
上の相違である。大ざっぱな定量的相分析は、概略体積
％で表して以下の通りである。 従来品（Ａ） 本発明品（Ｂ） ダークコア １８％ ３０％ ライトグレイコア １６％ １５％ 中間グレイコア ２％ ２％ 残余（バインダ相とリム） ６４％ ５３％
は、図６に示され、本発明品の合金Ｂのマイクロ構造は
図７に示される。留意すべき点は、両合金Ａ，Ｂ間にあ
る富Ｔｉ相（暗色）の大きな量上の相違と硬質相の形態
上の相違である。大ざっぱな定量的相分析は、概略体積
％で表して以下の通りである。 従来品（Ａ） 本発明品（Ｂ） ダークコア １８％ ３０％ ライトグレイコア １６％ １５％ 中間グレイコア ２％ ２％ 残余（バインダ相とリム） ６４％ ５３％
【００２５】例２ 合金ＡとＢを２種の切削テストで比較した。テスト１で
は、フライス削り時のタフネス強度を測定した。各合金
当り１５個の切刃を増大させる送り速度で試験操作し
た。チッピング／破壊を生じたときの送り速度を記録し
た。切削条件データは切削深さ２．０mm、及び切削速度
１２９mm／min であった。工作物の材質は硬度３２０Ｈ
ＢのＳＳ２５４１であった。
は、フライス削り時のタフネス強度を測定した。各合金
当り１５個の切刃を増大させる送り速度で試験操作し
た。チッピング／破壊を生じたときの送り速度を記録し
た。切削条件データは切削深さ２．０mm、及び切削速度
１２９mm／min であった。工作物の材質は硬度３２０Ｈ
ＢのＳＳ２５４１であった。
【００２６】テスト結果では、合金Ａの切刃の５０％が
０．３mm／rev and tooth の送り速度において破壊さ
れ、合金Ｂの場合には５０％破壊が０．４１mm／rev an
d tooth の送り速度で生じた。
０．３mm／rev and tooth の送り速度において破壊さ
れ、合金Ｂの場合には５０％破壊が０．４１mm／rev an
d tooth の送り速度で生じた。
【００２７】テスト２においては、フライス工作でフラ
ンク摩耗抵抗を測定した。切削条件データは切削深さ
２．０mm、切削速度４５９ｍ／min 及び送り速度０．１
２mm／rev and tooth であった。工作物の材質は硬度２
１５ＨＢのＳＳ１６７２であった。
ンク摩耗抵抗を測定した。切削条件データは切削深さ
２．０mm、切削速度４５９ｍ／min 及び送り速度０．１
２mm／rev and tooth であった。工作物の材質は硬度２
１５ＨＢのＳＳ１６７２であった。
【００２８】このテストによれば、本発明品の合金Ｂは
従来品の合金Ａに較べ、相対的に１０％低減したフラン
ク摩耗と１０％延長した工具寿命を有していた。
従来品の合金Ａに較べ、相対的に１０％低減したフラン
ク摩耗と１０％延長した工具寿命を有していた。
【００２９】結論的には、本発明品の合金によればタフ
ネス強度と摩耗抵抗が増大することを切削テストは示し
ているといえる。
ネス強度と摩耗抵抗が増大することを切削テストは示し
ているといえる。
【００３０】
【発明の効果】本発明によれば、焼結チタン基炭窒化物
合金による切削工具のタフネス強度と摩耗抵抗が大きく
向上する。
合金による切削工具のタフネス強度と摩耗抵抗が大きく
向上する。
【図１】代表的なチタン基炭窒化物合金のマイクロ構造
を示す、図面に代わる６０００倍の顕微鏡写真であり、
Ａはコア、Ｂはリムを示す。
を示す、図面に代わる６０００倍の顕微鏡写真であり、
Ａはコア、Ｂはリムを示す。
【図２】代表的なチタン基炭窒化物合金のマイクロ構造
を示す、図面に代わる３５０００倍の顕微鏡写真であ
り、Ｃはコア、Ｄはリムを示す。
を示す、図面に代わる３５０００倍の顕微鏡写真であ
り、Ｃはコア、Ｄはリムを示す。
【図３】図２の合金のマイクロ構造を示す、図面に代わ
る４００００倍の顕微鏡写真であり、Ｃはコア、Ｄはリ
ムを示す。
る４００００倍の顕微鏡写真であり、Ｃはコア、Ｄはリ
ムを示す。
【図４】原料粉末を示す図面に代わる３０００倍の顕微
鏡写真である。
鏡写真である。
【図５】図４のものとは別の原料粉末を示す図面に代わ
る３０００倍の顕微鏡写真である。
る３０００倍の顕微鏡写真である。
【図６】従来品合金のマイクロ構造を示す、図面に代わ
る８０００倍の顕微鏡写真である。
る８０００倍の顕微鏡写真である。
【図７】本発明品合金のマイクロ構造を示す、図面に代
わる８０００倍の顕微鏡写真である。
わる８０００倍の顕微鏡写真である。
Ａ，Ｃ…コア Ｂ，Ｄ…リム
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成６年１月１４日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】図面の簡単な説明
【補正方法】変更
【補正内容】
【図面の簡単な説明】
【図１】代表的なチタン基炭窒化物合金の結晶構造を示
す、図面に代わる６０００倍の顕微鏡写真であり、Ａは
コア、Ｂはリムを示す。
す、図面に代わる６０００倍の顕微鏡写真であり、Ａは
コア、Ｂはリムを示す。
【図２】代表的なチタン基炭窒化物合金の結晶構造を示
す、図面に代わる３５０００倍の顕微鏡写真であり、Ｃ
はコア、Ｄはリムを示す。
す、図面に代わる３５０００倍の顕微鏡写真であり、Ｃ
はコア、Ｄはリムを示す。
【図３】図２の合金の結晶構造を示す、図面に代わる４
００００倍の顕微鏡写真であり、Ｃはコア、Ｄはリムを
示す。
００００倍の顕微鏡写真であり、Ｃはコア、Ｄはリムを
示す。
【図４】原料粉末の粒子構造を示す図面に代わる３００
０倍の顕微鏡写真である。
０倍の顕微鏡写真である。
【図５】図４のものとは別の原料粉末の粒子構造を示す
図面に代わる３０００倍の顕微鏡写真である。
図面に代わる３０００倍の顕微鏡写真である。
【図６】従来品合金の結晶構造を示す、図面に代わる８
０００倍の顕微鏡写真である。
０００倍の顕微鏡写真である。
【図７】本発明品合金の結晶構造を示す、図面に代わる
８０００倍の顕微鏡写真である。
８０００倍の顕微鏡写真である。
【符号の説明】 Ａ，Ｃ…コア Ｂ，Ｄ…リム
Claims (7)
- 【請求項１】 Ｎ／（Ｃ＋Ｎ）＜０．５の関係式を満す
窒素含有分と３−３０％のＣｏ及び／或いはＮｉ基のバ
インタ相を有するＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｈ，Ｔａ，
Ｃｒ，Ｍｏ及び／或いはＷ基の硬質構成分を含有する金
属切削用の焼結チタン基炭窒化物合金であって、当該合
金が平均グレンサイズ１−２μm の硬質構成分を有する
従来のコア−リム構造の炭窒化物母材中に０．８−５μ
m の平均グレンサイズの本質的に非コア−リム構造の充
分分散されて成る１０−５０重量％の富Ｔｉ硬質構成分
グレンを含有し、当該富Ｔｉ硬質構成分グレンが＜０．
２３log μm の標準偏差を有する logスケールの略正規
グレンサイズ分布の本質的に丸い、非角形グレンである
ことを特徴とする、焼結チタン基炭窒化物合金。 - 【請求項２】 母材の該コア−リム構成分グレンでは殆
んど角形の富Ｔｉコアが欠乏していることを特徴とす
る、請求項１に記載の合金。 - 【請求項３】 該富Ｔｉ硬質構成分グレンが金属の浸炭
浸窒化或いは金属の酸化により直接に生成されているこ
とを特徴とする、請求項１に記載の合金。 - 【請求項４】 該富Ｔｉ硬質構成分がＣ＞Ｎの関係にあ
るＴｉＣ或いはＴｉＣＮであることを特徴とする、請求
項１に記載の合金。 - 【請求項５】 Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｈ，Ｔａ，Ｃ
ｒ，Ｍｏ及び／或いはＷに基づくものであって、Ｃｏ及
び／或いはＮｉ基の３−３０％のバインダ相を有してい
る硬質構成分を含有する焼結チタン基炭窒化物合金を製
造する方法において、少くとも狭いグレンサイズ分布の
丸い非角形グレンから成る富Ｔｉ硬質構成分粉末を磨砕
し、バインダ金属を添加し、得られた混合物を加圧し、
焼結することを特徴とする焼結チタン基炭窒化物合金の
製造方法。 - 【請求項６】 該狭いグレンサイズ分布が＜０．２３lo
g μm の標準偏差を有する logスケールの略正規分布で
あることを特徴とする、請求項５に記載の製造方法。 - 【請求項７】 該硬質構成分グレンを金属の浸炭浸窒化
或いは酸化により生成することを特徴とする、請求項５
に記載の製造方法。
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| SE9202091-6 | 1992-07-06 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06220559A true JPH06220559A (ja) | 1994-08-09 |
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Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2016114190A1 (ja) * | 2015-01-16 | 2016-07-21 | 住友電気工業株式会社 | サーメット、切削工具、及びサーメットの製造方法 |
| JP2016135906A (ja) * | 2015-01-16 | 2016-07-28 | 住友電気工業株式会社 | サーメット、切削工具、及びサーメットの製造方法 |
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| SE518731C2 (sv) * | 1995-01-20 | 2002-11-12 | Sandvik Ab | Sätt att tillverka en titanbaserad karbonitridlegering med kontrollerbar slitstyrka och seghet |
| EP0775755B1 (en) * | 1995-11-27 | 2001-07-18 | Mitsubishi Materials Corporation | Carbonitride-type cermet cutting tool having excellent wear resistance |
| US5723800A (en) * | 1996-07-03 | 1998-03-03 | Nachi-Fujikoshi Corp. | Wear resistant cermet alloy vane for alternate flon |
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| SE514053C2 (sv) * | 1999-05-03 | 2000-12-18 | Sandvik Ab | Metod för tillverkning Ti(C,N)-(Ti,Ta,W) (C,N)-Co legeringar för skärverktygstillämpningar |
| JP2001158932A (ja) * | 1999-09-21 | 2001-06-12 | Hitachi Tool Engineering Ltd | ＴｉＣＮ基サーメット合金 |
| US7413591B2 (en) * | 2002-12-24 | 2008-08-19 | Kyocera Corporation | Throw-away tip and cutting tool |
| KR101640644B1 (ko) * | 2013-12-26 | 2016-07-18 | 한국야금 주식회사 | 내열충격성이 향상된 Ti계 소결합금 및 이를 이용한 절삭공구 |
| US10731237B1 (en) * | 2016-09-23 | 2020-08-04 | United States Of America As Represented By The Administrator Of National Aeronautics And Space Administration | Ultra high temperature ceramic coatings and ceramic matrix composite systems |
| CN110722152B (zh) * | 2019-10-29 | 2022-05-03 | 安泰天龙钨钼科技有限公司 | 一种大尺寸细晶钼棒及其制备方法 |
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|---|---|---|---|---|
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| SE454059B (sv) * | 1985-09-12 | 1988-03-28 | Santrade Ltd | Sett att framstella pulverpartiklar for finkorniga hardmateriallegeringar |
| US4857108A (en) * | 1986-11-20 | 1989-08-15 | Sandvik Ab | Cemented carbonitride alloy with improved plastic deformation resistance |
| JP2710934B2 (ja) * | 1987-07-23 | 1998-02-10 | 日立金属株式会社 | サーメット合金 |
| EP0376878B1 (en) * | 1988-12-27 | 1994-03-09 | Hitachi Metals, Ltd. | Cermet alloy |
| JP2706502B2 (ja) * | 1989-01-13 | 1998-01-28 | 日本特殊陶業株式会社 | 工具用サーメット |
| DE69030988T2 (de) * | 1989-02-22 | 1997-10-16 | Sumitomo Electric Industries | Stickstoffenthaltender cermet |
| AT394188B (de) * | 1990-03-14 | 1992-02-10 | Treibacher Chemische Werke Ag | Verfahren zur herstellung von feinkoernigen, sinteraktiven nitrid- und carbonitridpulvern des titans |
| SE9004122D0 (sv) * | 1990-12-21 | 1990-12-21 | Sandvik Ab | Saett att tillverka extremt finkornig titanbaserad karbonitridlegering |
| SE9202090D0 (sv) * | 1992-07-06 | 1992-07-06 | Sandvik Ab | Sintered carbonitride alloy with improved toughness behaviour |
-
1992
- 1992-07-06 SE SE9202091A patent/SE9202091D0/xx unknown
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1993
- 1993-06-16 US US08/077,683 patent/US5462574A/en not_active Expired - Lifetime
- 1993-06-18 DE DE69303998T patent/DE69303998T2/de not_active Expired - Fee Related
- 1993-06-18 EP EP93109750A patent/EP0578031B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1993-06-18 AT AT93109750T patent/ATE141337T1/de not_active IP Right Cessation
- 1993-07-06 JP JP19161393A patent/JP3614872B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
1995
- 1995-06-28 US US08/495,840 patent/US5659872A/en not_active Expired - Lifetime
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| KR20170103626A (ko) * | 2015-01-16 | 2017-09-13 | 스미토모덴키고교가부시키가이샤 | 서멧, 절삭 공구, 및 서멧의 제조 방법 |
| JP2019031742A (ja) * | 2015-01-16 | 2019-02-28 | 住友電気工業株式会社 | サーメット、切削工具、及びサーメットの製造方法 |
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