JPH06248385A - ＴｉＣＮ基サーメット - Google Patents
ＴｉＣＮ基サーメットInfo
- Publication number
- JPH06248385A JPH06248385A JP3869193A JP3869193A JPH06248385A JP H06248385 A JPH06248385 A JP H06248385A JP 3869193 A JP3869193 A JP 3869193A JP 3869193 A JP3869193 A JP 3869193A JP H06248385 A JPH06248385 A JP H06248385A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- hard phase
- core
- cored
- grain size
- phase particles
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Classifications
-
- 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
-
- 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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】耐欠損性，耐摩耗性を大幅に向上することがで
きるＴｉＣＮ基サーメットを提供する。 【構成】ＴｉおよびＮに富む芯部５とＷ，ＮｂおよびＣ
を含有する外周部６とからなる有芯構造を呈する有芯構
造硬質相粒子１と、有芯構造を呈さない非有芯構造硬質
相粒子３と、結合相２とからなるＴｉＣＮ基サーメット
であって、全硬質相粒子のうち結晶粒径が１μｍ以下の
非有芯構造硬質相粒子３の占める割合が１体積％以上で
あるもので、有芯構造硬質相粒子１の平均結晶粒径が１
μｍ以上であり、非有芯構造硬質相粒子３の平均結晶粒
径が０．５μｍ以下であることが特に好ましい。
きるＴｉＣＮ基サーメットを提供する。 【構成】ＴｉおよびＮに富む芯部５とＷ，ＮｂおよびＣ
を含有する外周部６とからなる有芯構造を呈する有芯構
造硬質相粒子１と、有芯構造を呈さない非有芯構造硬質
相粒子３と、結合相２とからなるＴｉＣＮ基サーメット
であって、全硬質相粒子のうち結晶粒径が１μｍ以下の
非有芯構造硬質相粒子３の占める割合が１体積％以上で
あるもので、有芯構造硬質相粒子１の平均結晶粒径が１
μｍ以上であり、非有芯構造硬質相粒子３の平均結晶粒
径が０．５μｍ以下であることが特に好ましい。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、耐欠損性，耐摩耗性に
優れたＴｉＣＮ基サーメットに関し、特に切削工具材料
として用いた場合、湿式切削性能に優れるＴｉＣＮ基サ
ーメットに関する。
優れたＴｉＣＮ基サーメットに関し、特に切削工具材料
として用いた場合、湿式切削性能に優れるＴｉＣＮ基サ
ーメットに関する。
【０００２】
【従来技術】近年、切削工具材料，耐摩耗工具材料など
に周期律表第４ａ，５ａ，６ａ族元素の複炭窒化物から
なる硬質相と、鉄族金属からなる結合相によって構成さ
れるサーメットが広く用いられるようになった。
に周期律表第４ａ，５ａ，６ａ族元素の複炭窒化物から
なる硬質相と、鉄族金属からなる結合相によって構成さ
れるサーメットが広く用いられるようになった。
【０００３】かかるサーメットとしては、これまでＴｉ
Ｃを主成分とするＴｉＣ基サーメットが主流であった
が、このＴｉＣ基サーメットが古くから工具材料として
用いられていた超硬合金に比較して靱性が劣るために、
この系に窒化物を添加することにより靱性を改善したい
わゆるＴｉＣＮ基サーメットが提案された。
Ｃを主成分とするＴｉＣ基サーメットが主流であった
が、このＴｉＣ基サーメットが古くから工具材料として
用いられていた超硬合金に比較して靱性が劣るために、
この系に窒化物を添加することにより靱性を改善したい
わゆるＴｉＣＮ基サーメットが提案された。
【０００４】このＴｉＣＮ基サーメットの代表例として
特公昭５６−５１２０１号が挙げられ、ここでは、（Ｔ
ｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｍｏ）ＣＮからなる硬質相と、Ｎｉ，Ｃ
ｏからなる結合相とから構成されるサーメットが開示さ
れ、硬質相がＴｉや窒素に富む芯部と、Ｗ，Ｔａ，Ｍｏ
および炭素に富む周辺部とから構成された有芯構造を呈
することが述べられている。
特公昭５６−５１２０１号が挙げられ、ここでは、（Ｔ
ｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｍｏ）ＣＮからなる硬質相と、Ｎｉ，Ｃ
ｏからなる結合相とから構成されるサーメットが開示さ
れ、硬質相がＴｉや窒素に富む芯部と、Ｗ，Ｔａ，Ｍｏ
および炭素に富む周辺部とから構成された有芯構造を呈
することが述べられている。
【０００５】また、硬質相を形成する炭素（Ｃ）および
窒素（Ｎ）はサーメットの靱性および硬度を決定する大
きな要因であり、最近では窒素を多量に含有させること
によりサーメットの靱性を高めようとする試みもなされ
ている。
窒素（Ｎ）はサーメットの靱性および硬度を決定する大
きな要因であり、最近では窒素を多量に含有させること
によりサーメットの靱性を高めようとする試みもなされ
ている。
【０００６】ところが、最近に至り上記のＴｉＣＮ基サ
ーメットに対してその表面部の組織を変えることにより
耐摩耗性や靱性をさらに高めようといった改良がなされ
ている。例えば特公昭５９−１４５３４号公報では、焼
成時に液相出現温度以下で窒素を炉内に導入することに
よって焼結体表面に靱性に富む軟化層を形成すること
が、また特公昭５９−１７１７６号公報では、焼成をＣ
Ｏを含む還元雰囲気内で行うことにより内部より高硬度
の層を形成することが提案されている。
ーメットに対してその表面部の組織を変えることにより
耐摩耗性や靱性をさらに高めようといった改良がなされ
ている。例えば特公昭５９−１４５３４号公報では、焼
成時に液相出現温度以下で窒素を炉内に導入することに
よって焼結体表面に靱性に富む軟化層を形成すること
が、また特公昭５９−１７１７６号公報では、焼成をＣ
Ｏを含む還元雰囲気内で行うことにより内部より高硬度
の層を形成することが提案されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする問題点】しかしながら、これ
らの先行技術は、いずれも硬度あるいは靱性のどちらか
のみ検討するにとどまり、使用温度，雰囲気，熱衝撃な
ど年々厳しくなる使用条件を満たすのには不十分となり
つつあった。特に熱衝撃，機械的衝撃に関する問題で
は、使用中に損傷が生じたり、また、最悪の場合、欠損
を引き起こし使用不能になることがある。これは主とし
て従来のサーメットが超硬合金に比べて耐熱衝撃性，耐
欠損性に劣るためであると考えられる。
らの先行技術は、いずれも硬度あるいは靱性のどちらか
のみ検討するにとどまり、使用温度，雰囲気，熱衝撃な
ど年々厳しくなる使用条件を満たすのには不十分となり
つつあった。特に熱衝撃，機械的衝撃に関する問題で
は、使用中に損傷が生じたり、また、最悪の場合、欠損
を引き起こし使用不能になることがある。これは主とし
て従来のサーメットが超硬合金に比べて耐熱衝撃性，耐
欠損性に劣るためであると考えられる。
【０００８】
【問題点を解決するための手段】本発明者は、上記の問
題点に対して検討を行った結果、サーメット組織内にい
わゆる非有芯構造硬質相粒子を１体積％以上分散させる
ことにより、サーメットの耐熱衝撃性，耐欠損性，さら
に耐摩耗性を改善できることを知見し、本発明に至っ
た。
題点に対して検討を行った結果、サーメット組織内にい
わゆる非有芯構造硬質相粒子を１体積％以上分散させる
ことにより、サーメットの耐熱衝撃性，耐欠損性，さら
に耐摩耗性を改善できることを知見し、本発明に至っ
た。
【０００９】即ち、ＴｉおよびＮに富む芯部とＷ，Ｎｂ
およびＣを含有する外周部とからなる有芯構造を呈する
有芯構造硬質相粒子と、有芯構造を呈さない非有芯構造
硬質相粒子と、結合相とからなるＴｉＣＮ基サーメット
であって、全硬質相粒子のうち結晶粒径が１μｍ以下の
非有芯構造硬質相粒子の占める割合が１体積％以上であ
ることを特徴とする。ここで、有芯構造硬質相粒子の平
均結晶粒径が１μｍ以上であり、非有芯構造硬質相粒子
の平均結晶粒径が０．５μｍ以下であることが最適であ
る。また、組成上は、全体組成から鉄族金属および不可
避不純物を除く他の成分組成を〔 (Ｔｉ)a (Ｎｂ)b
(Ｗ)c〕（Ｃu Ｎv ）z と表した時、ａ＋ｂ＋ｃ＝１、
０．５０≦ａ≦０．９５、０．０５≦ｂ＋ｃ≦０．５
０、０＜ｂ／ｂ＋ｃ≦０．９５、０．４０≦ｖ≦０．６
０、０．８０≦ｚ≦１．００、ｕ＋ｖ＝１を満足するも
のである。
およびＣを含有する外周部とからなる有芯構造を呈する
有芯構造硬質相粒子と、有芯構造を呈さない非有芯構造
硬質相粒子と、結合相とからなるＴｉＣＮ基サーメット
であって、全硬質相粒子のうち結晶粒径が１μｍ以下の
非有芯構造硬質相粒子の占める割合が１体積％以上であ
ることを特徴とする。ここで、有芯構造硬質相粒子の平
均結晶粒径が１μｍ以上であり、非有芯構造硬質相粒子
の平均結晶粒径が０．５μｍ以下であることが最適であ
る。また、組成上は、全体組成から鉄族金属および不可
避不純物を除く他の成分組成を〔 (Ｔｉ)a (Ｎｂ)b
(Ｗ)c〕（Ｃu Ｎv ）z と表した時、ａ＋ｂ＋ｃ＝１、
０．５０≦ａ≦０．９５、０．０５≦ｂ＋ｃ≦０．５
０、０＜ｂ／ｂ＋ｃ≦０．９５、０．４０≦ｖ≦０．６
０、０．８０≦ｚ≦１．００、ｕ＋ｖ＝１を満足するも
のである。
【００１０】以下、本発明を詳述する。
【００１１】本発明のＴｉＣＮ基サーメットは、基本的
に硬質相と結合相から構成されるものであるが、本発明
において、サーメット組織内には、非有芯構造硬質相粒
子を分散含有する。即ち、サーメット組織中には、図１
に示すように、平均結晶粒径１μｍ以上の有芯構造硬質
相粒子１が結合相２中に分散しており、さらに、粗粒の
有芯構造硬質相粒子１間に微粒の非有芯構造硬質相粒子
３が分散した構造となっている。
に硬質相と結合相から構成されるものであるが、本発明
において、サーメット組織内には、非有芯構造硬質相粒
子を分散含有する。即ち、サーメット組織中には、図１
に示すように、平均結晶粒径１μｍ以上の有芯構造硬質
相粒子１が結合相２中に分散しており、さらに、粗粒の
有芯構造硬質相粒子１間に微粒の非有芯構造硬質相粒子
３が分散した構造となっている。
【００１２】そして、全硬質相粒子のうち結晶粒径が１
μｍ以下の非有芯構造硬質相粒子が１体積％以上の割合
で含有される。結晶粒径１μｍ以下の非有芯構造硬質相
粒子の占める割合を１体積％以上含有させたのは、１体
積％よりも少ないと、微粒の非有芯構造硬質相粒子の分
散による結合相の強化の効果が少なく、耐摩耗性や耐欠
損性が向上しないからである。結晶粒径が１μｍ以下の
非有芯構造硬質相粒子の占める割合は５０体積％以下で
あることが望ましい。５０体積％よりも多いと微粒子中
に粗粒子が点在する形となり、耐欠損性が低下するため
である。この非有芯構造硬質相粒子は、特に２〜５体積
％含有することが好ましい。このような非有芯構造硬質
相粒子の占める割合は、少なくともサーメット表面から
深さ２００μｍまでの位置に１体積％存在すれば良い。
また、非有芯構造硬質相粒子はサーメット内部よりも表
面に多く存在する。
μｍ以下の非有芯構造硬質相粒子が１体積％以上の割合
で含有される。結晶粒径１μｍ以下の非有芯構造硬質相
粒子の占める割合を１体積％以上含有させたのは、１体
積％よりも少ないと、微粒の非有芯構造硬質相粒子の分
散による結合相の強化の効果が少なく、耐摩耗性や耐欠
損性が向上しないからである。結晶粒径が１μｍ以下の
非有芯構造硬質相粒子の占める割合は５０体積％以下で
あることが望ましい。５０体積％よりも多いと微粒子中
に粗粒子が点在する形となり、耐欠損性が低下するため
である。この非有芯構造硬質相粒子は、特に２〜５体積
％含有することが好ましい。このような非有芯構造硬質
相粒子の占める割合は、少なくともサーメット表面から
深さ２００μｍまでの位置に１体積％存在すれば良い。
また、非有芯構造硬質相粒子はサーメット内部よりも表
面に多く存在する。
【００１３】有芯構造硬質相粒子は、図１に示したよう
に、ＴｉおよびＮに富む芯部５と、Ｗ，ＮｂおよびＣを
含有する外周部６とから構成されている。また、白く表
現した図１の非有芯構造硬質相粒子３ａは、Ｔｉ，Ｃ，
Ｎ粒子にＷおよびＮｂが固溶して構成されており、黒っ
ぽく表現した図１の非有芯構造硬質層粒子３ｂは、Ｔ
ｉ，ＮおよびＣを含有する粒子である。
に、ＴｉおよびＮに富む芯部５と、Ｗ，ＮｂおよびＣを
含有する外周部６とから構成されている。また、白く表
現した図１の非有芯構造硬質相粒子３ａは、Ｔｉ，Ｃ，
Ｎ粒子にＷおよびＮｂが固溶して構成されており、黒っ
ぽく表現した図１の非有芯構造硬質層粒子３ｂは、Ｔ
ｉ，ＮおよびＣを含有する粒子である。
【００１４】また、有芯構造硬質相粒子の平均結晶粒径
を１μｍ以上とし、非有芯構造硬質相粒子の平均結晶粒
径を０．５μｍ以下としたのは、有芯構造硬質相粒子の
平均結晶粒径が１μｍよりも小さく、非有芯構造硬質相
粒子の平均結晶粒径が０．５μｍよりも大きいと、組織
を構成する粒子が平均化して耐欠損性が低下するからで
ある。有芯構造を呈する硬質相粒子の平均結晶粒径は、
特に１．２〜３μｍ、有芯構造を呈さない硬質相粒子の
平均結晶粒径は０．０５〜０．４μｍとすることが好ま
しい。
を１μｍ以上とし、非有芯構造硬質相粒子の平均結晶粒
径を０．５μｍ以下としたのは、有芯構造硬質相粒子の
平均結晶粒径が１μｍよりも小さく、非有芯構造硬質相
粒子の平均結晶粒径が０．５μｍよりも大きいと、組織
を構成する粒子が平均化して耐欠損性が低下するからで
ある。有芯構造を呈する硬質相粒子の平均結晶粒径は、
特に１．２〜３μｍ、有芯構造を呈さない硬質相粒子の
平均結晶粒径は０．０５〜０．４μｍとすることが好ま
しい。
【００１５】また、組成を前述したように構成したの
は、硬質相を形成する主成分であるＴｉは、焼結体内に
およそＴｉＣＮとして存在し、その量はサーメットの強
度や硬度を決定する大きな要因となっている。このＴｉ
量（ａ）が前記式において０．５より少ないと耐摩耗特
性が不十分であり、０．９５を越えると耐欠損性に劣
る。Ｔｉ量（ａ）は０．７０≦ａ≦０．９０であること
が特に望ましい。
は、硬質相を形成する主成分であるＴｉは、焼結体内に
およそＴｉＣＮとして存在し、その量はサーメットの強
度や硬度を決定する大きな要因となっている。このＴｉ
量（ａ）が前記式において０．５より少ないと耐摩耗特
性が不十分であり、０．９５を越えると耐欠損性に劣
る。Ｔｉ量（ａ）は０．７０≦ａ≦０．９０であること
が特に望ましい。
【００１６】サーメットにおいて、Ｔｉと同様に必須の
成分とされるＷはＷＣとして硬質相の結合相との濡れ性
を改善するとともに粒成長を抑え、強度，靱性を高める
作用をなすが、硬質相が（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮから構成され
る場合は、耐摩耗性，耐酸化性，耐欠損性等の特性が実
用的レベルに達していないという問題がある。そこで、
硬質相を強化し諸特性を向上することを目的として、こ
れまでＭｏやＴａ等の炭化物が必須の成分として使用さ
れたが、Ｍｏ2 Ｃ自体、硬質相主成分であるＴｉＣある
いはＴｉＣＮに比較して特性が劣るために、逆にサーメ
ットの特性向上には大きく寄与せず、場合によっては特
性を劣化させてしまうという傾向にあることがわかっ
た。特に、この傾向は熱衝撃を伴う使用環境下で顕著で
あった。
成分とされるＷはＷＣとして硬質相の結合相との濡れ性
を改善するとともに粒成長を抑え、強度，靱性を高める
作用をなすが、硬質相が（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮから構成され
る場合は、耐摩耗性，耐酸化性，耐欠損性等の特性が実
用的レベルに達していないという問題がある。そこで、
硬質相を強化し諸特性を向上することを目的として、こ
れまでＭｏやＴａ等の炭化物が必須の成分として使用さ
れたが、Ｍｏ2 Ｃ自体、硬質相主成分であるＴｉＣある
いはＴｉＣＮに比較して特性が劣るために、逆にサーメ
ットの特性向上には大きく寄与せず、場合によっては特
性を劣化させてしまうという傾向にあることがわかっ
た。特に、この傾向は熱衝撃を伴う使用環境下で顕著で
あった。
【００１７】そこで、Ｍｏ2 Ｃに代わる成分として、Ｎ
ｂの炭化物がＭｏ2 Ｃに比較してそれ自体優れた特性を
有することにより、サーメットの特性、特に耐熱衝撃性
を大きく改善でき、耐摩耗特性，耐欠損性を向上するこ
とができる。よって、本発明の構成においてＮｂとＷと
の合量（ｂ＋ｃ）が０．０５より少ないと耐熱衝撃性が
不十分となり、０．５より大きいと耐摩耗性が劣るとと
もに被削材との反応性が高くなる傾向にある。（ｂ＋
ｃ）値は０．１０≦ｂ＋ｃ≦０．３０であることが特に
望ましい。
ｂの炭化物がＭｏ2 Ｃに比較してそれ自体優れた特性を
有することにより、サーメットの特性、特に耐熱衝撃性
を大きく改善でき、耐摩耗特性，耐欠損性を向上するこ
とができる。よって、本発明の構成においてＮｂとＷと
の合量（ｂ＋ｃ）が０．０５より少ないと耐熱衝撃性が
不十分となり、０．５より大きいと耐摩耗性が劣るとと
もに被削材との反応性が高くなる傾向にある。（ｂ＋
ｃ）値は０．１０≦ｂ＋ｃ≦０．３０であることが特に
望ましい。
【００１８】また、Ｗ，Ｎｂの合量（ｂ＋ｃ）に対する
Ｎｂ量（ｂ）の割合（ｂ／ｂ＋ｃ）が０であると耐摩耗
性，耐酸化性が劣下し、逆に０．９５より大きいと耐欠
損性が低下する。（ｂ／ｂ＋ｃ）値は、０．３≦ｂ／ｂ
＋ｃ≦０．７であることが特に望ましい。
Ｎｂ量（ｂ）の割合（ｂ／ｂ＋ｃ）が０であると耐摩耗
性，耐酸化性が劣下し、逆に０．９５より大きいと耐欠
損性が低下する。（ｂ／ｂ＋ｃ）値は、０．３≦ｂ／ｂ
＋ｃ≦０．７であることが特に望ましい。
【００１９】本発明におけるサーメットによれば、前記
理由からＭｏの添加はむしろ避けるべきでその量はサー
メット中０．５重量％以下にすることが望ましい。一
方、窒素および炭素の量はサーメットの硬度，耐熱衝撃
性，靱性を決定する要因として重要であり、特に窒素の
量が増加するに従い靱性が向上する傾向にあるが、窒素
の量が過多になると焼成時の窒化物の分解によるガスが
ボイドとして焼結体中に残留するという問題が生じる。
よって前記式において窒素量（ｖ）が０．４より小さい
と、靱性が低下し耐欠損性が不十分となり、０．６を越
えると焼結体内にボイドが発生し信頼性に欠けるように
なる。窒素量（ｖ）は、０．４≦ｖ≦０．５５であるこ
とが特に望ましい。
理由からＭｏの添加はむしろ避けるべきでその量はサー
メット中０．５重量％以下にすることが望ましい。一
方、窒素および炭素の量はサーメットの硬度，耐熱衝撃
性，靱性を決定する要因として重要であり、特に窒素の
量が増加するに従い靱性が向上する傾向にあるが、窒素
の量が過多になると焼成時の窒化物の分解によるガスが
ボイドとして焼結体中に残留するという問題が生じる。
よって前記式において窒素量（ｖ）が０．４より小さい
と、靱性が低下し耐欠損性が不十分となり、０．６を越
えると焼結体内にボイドが発生し信頼性に欠けるように
なる。窒素量（ｖ）は、０．４≦ｖ≦０．５５であるこ
とが特に望ましい。
【００２０】また、窒素、炭素量のＴｉ，Ｗ，Ｎｂの合
量に対する比率（ｚ）が０．８より小さいと焼結性が劣
化しボイドが残留し、１．０より大きいと遊離炭素が発
生するために強度低下を引き起こす結果となる。望まし
くは０．８５≦ｚ≦１．０である。
量に対する比率（ｚ）が０．８より小さいと焼結性が劣
化しボイドが残留し、１．０より大きいと遊離炭素が発
生するために強度低下を引き起こす結果となる。望まし
くは０．８５≦ｚ≦１．０である。
【００２１】本発明において結合相を形成する鉄族金属
としては、Ｎｉおよび／またはＣｏが挙げられ、望まし
くはＮｉとＣｏから構成され、特にＣｏ／Ｎｉ＋Ｃｏの
モル比が０．５〜０．９であることが耐摩耗性向上の点
からよい。また、この鉄族金属は系中において３〜３０
重量％、特に５〜２０重量％の割合で存在することが望
ましい。
としては、Ｎｉおよび／またはＣｏが挙げられ、望まし
くはＮｉとＣｏから構成され、特にＣｏ／Ｎｉ＋Ｃｏの
モル比が０．５〜０．９であることが耐摩耗性向上の点
からよい。また、この鉄族金属は系中において３〜３０
重量％、特に５〜２０重量％の割合で存在することが望
ましい。
【００２２】上記の本発明のサーメットを製造するため
の方法としては、例えば、まず前述したＴｉ，Ｗ，Ｎｂ
の炭化物，窒化物，炭窒化物の粉末および鉄族金属粉末
を最終焼結体が上述した割合に成るように秤量混合した
後にプレス成形，押し出し成形，射出成形等の成形手段
で成形後、焼成する。
の方法としては、例えば、まず前述したＴｉ，Ｗ，Ｎｂ
の炭化物，窒化物，炭窒化物の粉末および鉄族金属粉末
を最終焼結体が上述した割合に成るように秤量混合した
後にプレス成形，押し出し成形，射出成形等の成形手段
で成形後、焼成する。
【００２３】焼成は、真空中、あるいは還元性雰囲気中
で１４００〜２０００℃の温度で行う。焼結中の任意の
温度において、Ｎ，ＣＯ，Ａｒ，Ｈｅなどのガスを０〜
７６０Ｔｏｒｒ導入して雰囲気調整を行うこともある。
で１４００〜２０００℃の温度で行う。焼結中の任意の
温度において、Ｎ，ＣＯ，Ａｒ，Ｈｅなどのガスを０〜
７６０Ｔｏｒｒ導入して雰囲気調整を行うこともある。
【００２４】また、本発明によれば、上記（Ｔｉ，Ｗ，
Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）、鉄族金属からなる系に対して特性を
改善する目的でさらにＺｒ，Ｈｆ，Ｃｒ，ＴａおよびＶ
等の炭化，窒化物，炭窒化物等を添加し、Ｔｉあるいは
Ｎｂの一部を置換することにより特性の改善を図ること
ができ、特にＮｂの一部をＶで置換することによりＮｂ
の作用効果をさらに助長し、特に切削工具として用いた
場合、サーメットの湿式切削性を大きく向上することが
できる。なお、Ｎｂ／Ｖの原子比は０．５〜１０、特に
１〜６であることが望ましい。
Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）、鉄族金属からなる系に対して特性を
改善する目的でさらにＺｒ，Ｈｆ，Ｃｒ，ＴａおよびＶ
等の炭化，窒化物，炭窒化物等を添加し、Ｔｉあるいは
Ｎｂの一部を置換することにより特性の改善を図ること
ができ、特にＮｂの一部をＶで置換することによりＮｂ
の作用効果をさらに助長し、特に切削工具として用いた
場合、サーメットの湿式切削性を大きく向上することが
できる。なお、Ｎｂ／Ｖの原子比は０．５〜１０、特に
１〜６であることが望ましい。
【００２５】本発明のＴｉＣＮ基サーメットは、さらに
周知の方法により単層または複層の硬質被覆層を形成し
ても良い。被覆される硬質被覆層としては、周期律表第
４ａ，５ａ，６ａ族元素およびホウ素（Ｂ），アルミニ
ウム（Ａｌ）から選ばれる１種または２種以上の金属の
炭化物，窒化物，炭窒化物，酸化物，炭酸化物，酸窒化
物，炭酸窒化物があり、これらは０．１〜１０μｍの厚
みでＣＶＤ法またはＰＶＤ法等により形成される。この
ように表面を特定の材料で被覆することにより、耐摩耗
性，耐欠損性を向上することが可能となり、工具として
用いた場合に、性能を大幅に向上することができる。
周知の方法により単層または複層の硬質被覆層を形成し
ても良い。被覆される硬質被覆層としては、周期律表第
４ａ，５ａ，６ａ族元素およびホウ素（Ｂ），アルミニ
ウム（Ａｌ）から選ばれる１種または２種以上の金属の
炭化物，窒化物，炭窒化物，酸化物，炭酸化物，酸窒化
物，炭酸窒化物があり、これらは０．１〜１０μｍの厚
みでＣＶＤ法またはＰＶＤ法等により形成される。この
ように表面を特定の材料で被覆することにより、耐摩耗
性，耐欠損性を向上することが可能となり、工具として
用いた場合に、性能を大幅に向上することができる。
【００２６】
【作用】本発明のＴｉＣＮ基サーメットでは、有芯構造
硬質相粒子が結合相中に分散しており、さらに、粗粒の
有芯構造硬質相粒子間に結晶粒径が１μｍ以下の微粒の
非有芯構造硬質相粒子が１体積％以上分散した構造とな
っているため、特に結合相が強化されて耐欠損性が向上
する。
硬質相粒子が結合相中に分散しており、さらに、粗粒の
有芯構造硬質相粒子間に結晶粒径が１μｍ以下の微粒の
非有芯構造硬質相粒子が１体積％以上分散した構造とな
っているため、特に結合相が強化されて耐欠損性が向上
する。
【００２７】また、有芯構造硬質相粒子の平均結晶粒径
を１μｍ以上とし、非有芯構造硬質相粒子の平均結晶粒
径を０．５μｍ以下とすることにより、耐欠損性，耐摩
耗性をさらに大幅に向上することが可能となる。
を１μｍ以上とし、非有芯構造硬質相粒子の平均結晶粒
径を０．５μｍ以下とすることにより、耐欠損性，耐摩
耗性をさらに大幅に向上することが可能となる。
【００２８】以下、本発明を次の例で説明する。
【００２９】
【実施例】原料粉末としてＴｉＣ，ＴｉＣＮ，ＷＣ，Ｎ
ｂＣ，Ｎｉ，Ｃｏの各粉末を用いて最終焼結体の組成が
表１の割合に成るように秤量混合した後、１．５ｔｏｎ
／ｃｍ2 の圧力でＣＮＭＧ１２０４０８用のチップ形状
にプレス成形し、１５００℃の温度で真空度１０-1から
真空度１０-3へ変化させて１時間焼成した。焼結体組織
を図１に示す。
ｂＣ，Ｎｉ，Ｃｏの各粉末を用いて最終焼結体の組成が
表１の割合に成るように秤量混合した後、１．５ｔｏｎ
／ｃｍ2 の圧力でＣＮＭＧ１２０４０８用のチップ形状
にプレス成形し、１５００℃の温度で真空度１０-1から
真空度１０-3へ変化させて１時間焼成した。焼結体組織
を図１に示す。
【００３０】
【表１】
【００３１】得られた焼結体の平均結晶粒径を、試料表
面をポリッシングした後、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）
と画像処理装置により求めた。また、結晶粒径が１μｍ
以下の非有芯構造硬質相粒子の割合を平均結晶粒径の測
定と同様にして求めた。
面をポリッシングした後、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）
と画像処理装置により求めた。また、結晶粒径が１μｍ
以下の非有芯構造硬質相粒子の割合を平均結晶粒径の測
定と同様にして求めた。
【００３２】加工後、下記に示す切削条件で切削試験を
行い、切削性能の確認を行った。試験後の逃げ面におけ
るフランク摩耗量と非欠損コーナー数を調べた。 （摩耗試験） 被削材 ＳＣＭ４３５ 切削速度 ２５０ ｍ／ｍｉｎ 切り込み ２ ｍｍ 送り ０．３ ｍｍ／ｒｅｖ 切削時間 １０ ｍｉｎ （欠損試験） 被削材 ＳＣＭ４３５ （４本溝入） 切削速度 １００ ｍ／ｍｉｎ 切り込み ２ ｍｍ 送り ０．３ ｍｍ／ｒｅｖ 切削時間 １ ｍｉｎ 特性評価結果は表２に示した。
行い、切削性能の確認を行った。試験後の逃げ面におけ
るフランク摩耗量と非欠損コーナー数を調べた。 （摩耗試験） 被削材 ＳＣＭ４３５ 切削速度 ２５０ ｍ／ｍｉｎ 切り込み ２ ｍｍ 送り ０．３ ｍｍ／ｒｅｖ 切削時間 １０ ｍｉｎ （欠損試験） 被削材 ＳＣＭ４３５ （４本溝入） 切削速度 １００ ｍ／ｍｉｎ 切り込み ２ ｍｍ 送り ０．３ ｍｍ／ｒｅｖ 切削時間 １ ｍｉｎ 特性評価結果は表２に示した。
【００３３】
【表２】
【００３４】表１および表２によれば、平均粒径１μｍ
以下の非有芯構造硬質相粒子を組織内に１体積％以上分
散したサーメットでは、耐欠損性，耐摩耗性が優れてい
ることが判る。
以下の非有芯構造硬質相粒子を組織内に１体積％以上分
散したサーメットでは、耐欠損性，耐摩耗性が優れてい
ることが判る。
【００３５】
【発明の効果】本発明のＴｉＣＮ基サーメットでは、非
有芯構造硬質相粒子を１体積％以上含有したので、耐欠
損性，耐摩耗性を大幅に向上することができ、これによ
り、工具として用いた場合に適用可能な切削条件を拡大
するとともに、工具の長寿命化を図ることができる。
有芯構造硬質相粒子を１体積％以上含有したので、耐欠
損性，耐摩耗性を大幅に向上することができ、これによ
り、工具として用いた場合に適用可能な切削条件を拡大
するとともに、工具の長寿命化を図ることができる。
【図１】本発明のＴｉＣＮ基サーメットを走査型電子顕
微鏡にて観察した５０００倍の模式図である。
微鏡にて観察した５０００倍の模式図である。
１ 有芯構造硬質相粒子 ２ 結合相 ３ 非有芯構造硬質相粒子 ５ 芯部 ６ 外周部
Claims (3)
- 【請求項１】ＴｉおよびＮに富む芯部とＷ，Ｎｂおよび
Ｃを含有する外周部とからなる有芯構造を呈する有芯構
造硬質相粒子と、有芯構造を呈さない非有芯構造硬質相
粒子と、結合相とからなるＴｉＣＮ基サーメットであっ
て、全硬質相粒子のうち結晶粒径が１μｍ以下の非有芯
構造硬質相粒子の占める割合が１体積％以上であること
を特徴とするＴｉＣＮ基サーメット。 - 【請求項２】有芯構造硬質相粒子の平均結晶粒径が１μ
ｍ以上であり、非有芯構造硬質相粒子の平均結晶粒径が
０．５μｍ以下である請求項１記載のＴｉＣＮ基サーメ
ット。 - 【請求項３】全体組成から鉄族金属および不可避不純物
を除く他の成分組成を〔 (Ｔｉ)a (Ｎｂ)b (Ｗ)c〕（Ｃ
u Ｎv ）z と表した時、ａ＋ｂ＋ｃ＝１、０．５０≦ａ
≦０．９５、０．０５≦ｂ＋ｃ≦０．５０、０＜ｂ／ｂ
＋ｃ≦０．９５、０．４０≦ｖ≦０．６０、０．８０≦
ｚ≦１．００、ｕ＋ｖ＝１を満足する請求項１または２
記載のＴｉＣＮ基サーメット。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3869193A JPH06248385A (ja) | 1993-02-26 | 1993-02-26 | ＴｉＣＮ基サーメット |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3869193A JPH06248385A (ja) | 1993-02-26 | 1993-02-26 | ＴｉＣＮ基サーメット |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06248385A true JPH06248385A (ja) | 1994-09-06 |
Family
ID=12532330
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3869193A Pending JPH06248385A (ja) | 1993-02-26 | 1993-02-26 | ＴｉＣＮ基サーメット |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06248385A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0819776A1 (en) | 1996-07-18 | 1998-01-21 | Mitsubishi Materials Corporation | Cutting blade made of titanium carbonitride-type cermet, and cutting blade made of coated cermet |
| EP0872566A1 (en) * | 1997-04-17 | 1998-10-21 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Titanium-based alloy |
| EP1087026A1 (en) * | 1999-09-21 | 2001-03-28 | Hitachi Tool Engineering Ltd. | TICN-based cermet |
| JP2001277008A (ja) * | 2000-03-30 | 2001-10-09 | Toshiba Tungaloy Co Ltd | 切削工具用サーメットおよびその製造方法 |
| KR100334709B1 (ko) * | 1996-10-07 | 2002-10-09 | 미쓰비시 마테리알 가부시키가이샤 | 티탄탄화질화물계서멧절삭날및코팅된서멧절삭날 |
| US7157044B2 (en) | 2002-11-19 | 2007-01-02 | Sandvik Intellectual Property Ab | Ti(C,N)-(Ti,Nb,W)(C,N)-Co alloy for finishing and semifinishing turning cutting tool applications |
| US7332122B2 (en) | 2002-11-19 | 2008-02-19 | Sandvik Intellectual Property Ab | Ti(C,N)-(Ti,Nb,W)(C,N)-Co alloy for milling cutting tool applications |
-
1993
- 1993-02-26 JP JP3869193A patent/JPH06248385A/ja active Pending
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0819776A1 (en) | 1996-07-18 | 1998-01-21 | Mitsubishi Materials Corporation | Cutting blade made of titanium carbonitride-type cermet, and cutting blade made of coated cermet |
| KR100334709B1 (ko) * | 1996-10-07 | 2002-10-09 | 미쓰비시 마테리알 가부시키가이샤 | 티탄탄화질화물계서멧절삭날및코팅된서멧절삭날 |
| EP0872566A1 (en) * | 1997-04-17 | 1998-10-21 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Titanium-based alloy |
| EP1087026A1 (en) * | 1999-09-21 | 2001-03-28 | Hitachi Tool Engineering Ltd. | TICN-based cermet |
| JP2001277008A (ja) * | 2000-03-30 | 2001-10-09 | Toshiba Tungaloy Co Ltd | 切削工具用サーメットおよびその製造方法 |
| JP4540791B2 (ja) * | 2000-03-30 | 2010-09-08 | 株式会社タンガロイ | 切削工具用サーメット |
| US7157044B2 (en) | 2002-11-19 | 2007-01-02 | Sandvik Intellectual Property Ab | Ti(C,N)-(Ti,Nb,W)(C,N)-Co alloy for finishing and semifinishing turning cutting tool applications |
| US7332122B2 (en) | 2002-11-19 | 2008-02-19 | Sandvik Intellectual Property Ab | Ti(C,N)-(Ti,Nb,W)(C,N)-Co alloy for milling cutting tool applications |
| US7588621B2 (en) | 2002-11-19 | 2009-09-15 | Sandvik Intellectual Property Aktiebolag | Ti(C,N)-(Ti,Nb,W)(C,N)-co alloy for milling cutting tool applications |
| US7645316B2 (en) | 2002-11-19 | 2010-01-12 | Sandvik Intellectual Property Aktiebolag | Ti(C,N)-(Ti,Nb,W)(C,N)-Co alloy for finishing and semifinishing turning cutting tool applications |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| WO2011002008A1 (ja) | サーメットおよび被覆サーメット | |
| JP2578679B2 (ja) | ＴｉＣＮ基サーメット | |
| JPH06248385A (ja) | ＴｉＣＮ基サーメット | |
| JP2628200B2 (ja) | ＴｉＣＮ基サーメットおよびその製法 | |
| JP2771337B2 (ja) | 被覆ＴｉＣＮ基サーメット | |
| JP3199407B2 (ja) | ＴｉＣＮ基サーメット | |
| JP3850085B2 (ja) | 切削工具用被覆サーメット | |
| JP2775298B2 (ja) | サーメット工具 | |
| JPH06336634A (ja) | 表面被覆サーメット | |
| JP2828511B2 (ja) | 表面被覆ＴｉＣＮ基サーメット | |
| JPH0641671A (ja) | ウイスカー強化サーメット | |
| JP2771336B2 (ja) | 被覆ＴｉＣＮ基サーメット | |
| JP2910293B2 (ja) | 硬質層被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具の製造法 | |
| JP2578678B2 (ja) | ＴｉＣＮ基サーメット | |
| JP2796002B2 (ja) | サーメット | |
| JP2578677B2 (ja) | ＴｉＣＮ基サーメット | |
| JP2002292507A (ja) | サーメット製切削工具およびその製造方法 | |
| JP4284153B2 (ja) | 切削方法 | |
| JP3976285B2 (ja) | 窒化硬質層を有するサーメット工具およびその製造方法 | |
| JP3850086B2 (ja) | 硬質層被覆サーメット | |
| JP2828512B2 (ja) | 被覆ＴｉＣＮ基サーメット | |
| JP3948020B2 (ja) | 高速重切削条件で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 | |
| JPH07172924A (ja) | 工具用高靭性焼結体およびその製造方法 | |
| JP3199400B2 (ja) | 切削工具用被覆超硬合金 | |
| JP2766079B2 (ja) | 被覆ＴｉＣＮ基サーメット |