JPH0625387B2 - 窒素含有サ−メツトの製造法 - Google Patents
窒素含有サ−メツトの製造法Info
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- JPH0625387B2 JPH0625387B2 JP62050278A JP5027887A JPH0625387B2 JP H0625387 B2 JPH0625387 B2 JP H0625387B2 JP 62050278 A JP62050278 A JP 62050278A JP 5027887 A JP5027887 A JP 5027887A JP H0625387 B2 JPH0625387 B2 JP H0625387B2
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- less
- temperature
- sintering
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、極めて強靭で高品質な窒素含有サーメツトを
製造する方法に関するものである。本発明による窒素含
有サーメツトは例えば高速、高送り条件下で使用する切
削工具等に有効に利用できる。
製造する方法に関するものである。本発明による窒素含
有サーメツトは例えば高速、高送り条件下で使用する切
削工具等に有効に利用できる。
Ti，Ta，Ｗ，Moの複炭窒化物をNi とCo からなる金属で
結合した窒素含有サーメツトは、従来の窒素を含有しな
いサーメツトに比べ、著しく硬質分散相が微粒になるた
め、耐高温クリープ特性が大幅に改善される。
結合した窒素含有サーメツトは、従来の窒素を含有しな
いサーメツトに比べ、著しく硬質分散相が微粒になるた
め、耐高温クリープ特性が大幅に改善される。
しかしながら、この窒素含有サーメツト、特に窒素含有
量の多い合金は、超硬合金と比べ極めて焼結性が悪い。
なぜならば、真空焼結では含有される複炭窒化物が分解
し、いわゆる脱窒現象が生じ、窒素添加の効果が減少し
たり、また、その際生じた窒素ガスが充分焼結体から抜
けず、焼結後にポアとして残存するからである。これら
は窒素含有サーメツトの工具としての信頼性を著しく低
下させることになる。
量の多い合金は、超硬合金と比べ極めて焼結性が悪い。
なぜならば、真空焼結では含有される複炭窒化物が分解
し、いわゆる脱窒現象が生じ、窒素添加の効果が減少し
たり、また、その際生じた窒素ガスが充分焼結体から抜
けず、焼結後にポアとして残存するからである。これら
は窒素含有サーメツトの工具としての信頼性を著しく低
下させることになる。
従つて、この対策として従来は、炭窒化物の分解を抑え
るために、該サーメツトを真空中ではなく窒素雰囲気中
で焼結するという提案（特公昭４９−１３６４号公報に
記載）や、焼結後の残存ポアを無くすために、通常焼結
の後、焼結温度である１４５０℃付近の温度で熱間静水
圧プレス（以下ＨＩＰと称す）を施すという試みがなさ
れている。
るために、該サーメツトを真空中ではなく窒素雰囲気中
で焼結するという提案（特公昭４９−１３６４号公報に
記載）や、焼結後の残存ポアを無くすために、通常焼結
の後、焼結温度である１４５０℃付近の温度で熱間静水
圧プレス（以下ＨＩＰと称す）を施すという試みがなさ
れている。
しかしながら従来の窒素雰囲気中での焼結では硬質分散
相中のＮ／Ｃ＋Ｎ（原子比）が０．６以上では、雰囲気
窒素圧が８０Torr以上必要となり、このため焼結時の該
サーメツトからの脱ガスが不充分となり、得られたサー
メツトにやはりポアが残存し、その結果、抗折力や切削
靭性にバラツキが出て特性としては不安定さを有する。
実際に実用に供されている切削チツプもこの性能のバラ
ツキがしばしば問題になつている。
相中のＮ／Ｃ＋Ｎ（原子比）が０．６以上では、雰囲気
窒素圧が８０Torr以上必要となり、このため焼結時の該
サーメツトからの脱ガスが不充分となり、得られたサー
メツトにやはりポアが残存し、その結果、抗折力や切削
靭性にバラツキが出て特性としては不安定さを有する。
実際に実用に供されている切削チツプもこの性能のバラ
ツキがしばしば問題になつている。
また、焼結後にＨＩＰを施すことは、合金に内在してい
るポアを結合金属のプールに変えるため、抗折力・破壊
靭性値や硬度を向上させ、切削性能においても、焼結肌
チツプでは、耐摩耗性が向上する。しかしながら靭性の
方は予想に反して返つて低下してしまう。これは不活性
ガス中での処理のため脱窒が生じ、表面硬化と表面性状
の荒れが生じるためである。
るポアを結合金属のプールに変えるため、抗折力・破壊
靭性値や硬度を向上させ、切削性能においても、焼結肌
チツプでは、耐摩耗性が向上する。しかしながら靭性の
方は予想に反して返つて低下してしまう。これは不活性
ガス中での処理のため脱窒が生じ、表面硬化と表面性状
の荒れが生じるためである。
さらにまた、このＨＩＰ時の脱窒によつて生じる靭性劣
化を抑えるために、通常の焼結後、窒素雰囲気中でＨＩ
Ｐを行うことも提案されているが、焼結肌チツプで靭性
は大幅に向上する反面、耐摩耗性は多少犠牲にされざる
を得ない。これは、高温の焼結温度に２度も保持され、
その間に硬質分散相の粒成長が生じかつ加窒によつて表
面硬度が若干低下するためと考えられる。
化を抑えるために、通常の焼結後、窒素雰囲気中でＨＩ
Ｐを行うことも提案されているが、焼結肌チツプで靭性
は大幅に向上する反面、耐摩耗性は多少犠牲にされざる
を得ない。これは、高温の焼結温度に２度も保持され、
その間に硬質分散相の粒成長が生じかつ加窒によつて表
面硬度が若干低下するためと考えられる。
本発明はこのような現状に鑑み、窒素含有サーメツトに
最適な焼結及びＨＩＰ処理を施すことにより、靭性・耐
摩耗性を向上させ、かつこれらの値のバラツキを低減さ
せうる、窒素含有サーメツトの製造法を提示することを
目的とするものである。
最適な焼結及びＨＩＰ処理を施すことにより、靭性・耐
摩耗性を向上させ、かつこれらの値のバラツキを低減さ
せうる、窒素含有サーメツトの製造法を提示することを
目的とするものである。
本発明者らは、窒素含有サーメツトの焼結現象、特にＨ
ＩＰ処理について詳細に検討した結果、以下の知見を得
た。
ＩＰ処理について詳細に検討した結果、以下の知見を得
た。
ＨＩＰは、前述したポアを結合金属のプールに変える効
果だけでなく、Moの添加で改選されてはいるものの元来
硬質分散相と結合金属相との濡れ性が悪いサーメツトを
高温高圧下で圧縮することにより強靭化し、焼結のみで
は不可避な低強度側へのバラツキを減少させる効果をも
有していることを見出し、その結果、本発明に到達し
た。本発明においては、通常では焼結が不完全な低温で
一度焼結する。この段階では工具としての信頼性は全く
といつていいほどない。これを再び可能な限り低温で、
かつ、不活性ガスと窒素の混合ガスを充填ガスとしてＨ
ＩＰを行ない、該サーメツトに格段の高性能を発揮させ
るのである。
果だけでなく、Moの添加で改選されてはいるものの元来
硬質分散相と結合金属相との濡れ性が悪いサーメツトを
高温高圧下で圧縮することにより強靭化し、焼結のみで
は不可避な低強度側へのバラツキを減少させる効果をも
有していることを見出し、その結果、本発明に到達し
た。本発明においては、通常では焼結が不完全な低温で
一度焼結する。この段階では工具としての信頼性は全く
といつていいほどない。これを再び可能な限り低温で、
かつ、不活性ガスと窒素の混合ガスを充填ガスとしてＨ
ＩＰを行ない、該サーメツトに格段の高性能を発揮させ
るのである。
すなわち本発明は、Ti，Ta，Ｗ，Moの複炭窒化物を硬質
分散相とし、Ni およびCo からなる金属を結合金属相と
した窒素含有サーメツトにおいて、硬質分散相の金属原
子中のTi量が原子比で０．５以上０．９５以下であり、
非金属原子中のＮ量が原子比で０．１以上０．９以下で
あり、残部の結合金属相のCo量が原子比で０．１以上
０．９以下で、該結合金属相が合金中で３〜５０重量％
を占める窒素含有サーメツトを製造するにあたり、１２
５０℃以上１４００℃以下の温度にて減圧窒素雰囲気中
で焼結した後、熱間静水圧プレス処理を、全圧力１５at
m 以上２０００atm 以下の窒素と不活性ガスの混合ガス
雰囲気中で、かつ１１７５℃以上１３６０℃以下の温度
にて行なう、ことを特徴とする窒素含有サーメツトの製
造法およびTi，Ta，Ｗ，Moの複炭窒化物を硬質分散相と
し、Ni およびCo からなる金属を結合金属相とした窒素
含有サーメツトにおいて、硬質分散相の金属原子中のTi
量が原子比で０．５以上０．９５以下であり、非金属原
子中のＮ量が原子比で０．１以上０．９以下であり、残
部の結合金属相のCo量が原子比で０．１以上０．９以下
で、該結合金属相が合金中で３〜５０重量％を占める窒
素含有サーメツトを製造するにあたり、１４００℃を越
えて１４７５℃以下の温度Ｔ℃にて減圧窒素雰囲気中で
焼結した後、熱間静水圧プレス処理を、全圧力１５atm
以上２０００atm 以下の窒素と不活性ガスの混合ガス雰
囲気中で、かつ（０．３Ｔ＋８００）℃以上（０．８Ｔ
＋２４０）℃以下の温度にて行なう、ことを特徴とする
窒素含有サーメツトの製造法である。
分散相とし、Ni およびCo からなる金属を結合金属相と
した窒素含有サーメツトにおいて、硬質分散相の金属原
子中のTi量が原子比で０．５以上０．９５以下であり、
非金属原子中のＮ量が原子比で０．１以上０．９以下で
あり、残部の結合金属相のCo量が原子比で０．１以上
０．９以下で、該結合金属相が合金中で３〜５０重量％
を占める窒素含有サーメツトを製造するにあたり、１２
５０℃以上１４００℃以下の温度にて減圧窒素雰囲気中
で焼結した後、熱間静水圧プレス処理を、全圧力１５at
m 以上２０００atm 以下の窒素と不活性ガスの混合ガス
雰囲気中で、かつ１１７５℃以上１３６０℃以下の温度
にて行なう、ことを特徴とする窒素含有サーメツトの製
造法およびTi，Ta，Ｗ，Moの複炭窒化物を硬質分散相と
し、Ni およびCo からなる金属を結合金属相とした窒素
含有サーメツトにおいて、硬質分散相の金属原子中のTi
量が原子比で０．５以上０．９５以下であり、非金属原
子中のＮ量が原子比で０．１以上０．９以下であり、残
部の結合金属相のCo量が原子比で０．１以上０．９以下
で、該結合金属相が合金中で３〜５０重量％を占める窒
素含有サーメツトを製造するにあたり、１４００℃を越
えて１４７５℃以下の温度Ｔ℃にて減圧窒素雰囲気中で
焼結した後、熱間静水圧プレス処理を、全圧力１５atm
以上２０００atm 以下の窒素と不活性ガスの混合ガス雰
囲気中で、かつ（０．３Ｔ＋８００）℃以上（０．８Ｔ
＋２４０）℃以下の温度にて行なう、ことを特徴とする
窒素含有サーメツトの製造法である。
本発明の特に好ましい実施態様としては、上記のいずれ
かの方法において、熱間静水圧プレス処理にて印加する
全圧力に占める窒素分圧を５Torr 以上７００Torr 以下
にて行うことが挙げられる。
かの方法において、熱間静水圧プレス処理にて印加する
全圧力に占める窒素分圧を５Torr 以上７００Torr 以下
にて行うことが挙げられる。
本発明は、通常行われているより、低温の焼結、及びＨ
ＩＰを行うが、このような低温プロセスをとることによ
り、焼結過程における粒成長を極力抑えて、切削性能と
しても焼結肌チツプで耐摩耗性を維持でき、かつ窒素雰
囲気中でのＨＩＰは表面部の脱窒を抑え、従来のＨＩＰ
で生じた硬化や肌荒れ等の特異現象を無くし、靭性を大
幅に向上させる。
ＩＰを行うが、このような低温プロセスをとることによ
り、焼結過程における粒成長を極力抑えて、切削性能と
しても焼結肌チツプで耐摩耗性を維持でき、かつ窒素雰
囲気中でのＨＩＰは表面部の脱窒を抑え、従来のＨＩＰ
で生じた硬化や肌荒れ等の特異現象を無くし、靭性を大
幅に向上させる。
さらに、超微粒焼結体であるサーメツトの濡れ性の悪さ
もＨＩＰによつて克服され、粒成長をほとんどしていな
い完全な焼結体となり、低強度側へのバラツキの減少し
た信頼度の高い窒素含有サーメツトが得られるのであ
る。
もＨＩＰによつて克服され、粒成長をほとんどしていな
い完全な焼結体となり、低強度側へのバラツキの減少し
た信頼度の高い窒素含有サーメツトが得られるのであ
る。
以下、制限理由について述べる。
(1)硬質分散相の成分 本発明は、窒素含有サーメツトに関するものである。そ
のため、硬質分散相としては、Ti，Ta，Mo，Ｗの複炭窒
化物は不可欠であり、この複炭窒化物の組成としては、
金属原子中のTiの割合が原子比で０．５未満になると該
サーメツトの耐摩耗性が不足し、０．９５を越えると靭
性が不足するため好ましくない。また、非金属原子中の
Ｎの割合が原子比で０．１未満ではＮ添加の効果、すな
わち焼結時の硬質分散相の粒成長を抑えるという効果が
乏しく、０．９を越えると焼結性が劣り好ましくない。
のため、硬質分散相としては、Ti，Ta，Mo，Ｗの複炭窒
化物は不可欠であり、この複炭窒化物の組成としては、
金属原子中のTiの割合が原子比で０．５未満になると該
サーメツトの耐摩耗性が不足し、０．９５を越えると靭
性が不足するため好ましくない。また、非金属原子中の
Ｎの割合が原子比で０．１未満ではＮ添加の効果、すな
わち焼結時の硬質分散相の粒成長を抑えるという効果が
乏しく、０．９を越えると焼結性が劣り好ましくない。
(2)合金に占める結合金属相の量 ３重量％未満では強度が不足し、５０重量％を越えると
硬度が不足するため好ましくない。
硬度が不足するため好ましくない。
(3)焼結条件 焼結温度Ｔ℃は１２５０℃以上１４７５℃以下で、減圧
窒素雰囲気中で行うことが好ましい。１２５０℃未満で
は、焼結現象が該サーメツトに必要な液相焼結になら
ず、後のＨＩＰでポアが残存する。また１４７５℃を越
えると後のＨＩＰを行つた場合に、硬質分散相の粒成長
が著しくなるため好ましくない。減圧窒素雰囲気とする
のは、１２００℃程度までに発生するCOガス等を抜き、
また１２００℃以上でのNR2分解やN2抜けの防止のため
である。
窒素雰囲気中で行うことが好ましい。１２５０℃未満で
は、焼結現象が該サーメツトに必要な液相焼結になら
ず、後のＨＩＰでポアが残存する。また１４７５℃を越
えると後のＨＩＰを行つた場合に、硬質分散相の粒成長
が著しくなるため好ましくない。減圧窒素雰囲気とする
のは、１２００℃程度までに発生するCOガス等を抜き、
また１２００℃以上でのNR2分解やN2抜けの防止のため
である。
(4)ＨＩＰ条件 ＨＩＰは全圧力１５atm 以上２０００atm 以下の窒素と
不活性ガスの混合ガス雰囲気中で、かつ以下の温度条件
にて行なう。
不活性ガスの混合ガス雰囲気中で、かつ以下の温度条件
にて行なう。
まず前段の焼結温度（Ｔ℃）が１２５０℃以上１４００
℃以下のときは、ＨＩＰ温度TH（℃）を１１７５℃以上
１３６０℃以下にて行なう。また、前段の焼結温度Ｔ
（℃）が１４００℃を越えて１４７５℃以下のときは、
ＨＩＰをTHが（０．３Ｔ＋８００）℃以上（０．８Ｔ＋
２４０）℃以下の温度にて行なう。
℃以下のときは、ＨＩＰ温度TH（℃）を１１７５℃以上
１３６０℃以下にて行なう。また、前段の焼結温度Ｔ
（℃）が１４００℃を越えて１４７５℃以下のときは、
ＨＩＰをTHが（０．３Ｔ＋８００）℃以上（０．８Ｔ＋
２４０）℃以下の温度にて行なう。
なおＴ（℃）が１２５０℃以上１４００℃以下のとき
も、THが（０．３Ｔ＋８００）℃以上（０．８Ｔ＋２４
０）℃以下の温度にて行なうことは、良好なサーメツト
を得られるので好ましい。
も、THが（０．３Ｔ＋８００）℃以上（０．８Ｔ＋２４
０）℃以下の温度にて行なうことは、良好なサーメツト
を得られるので好ましい。
本発明における焼結温度Ｔ℃を横軸に、HIP 温度TH℃を
縦軸にとつたグラフを第１図に示し、両者の関係を説明
する。
縦軸にとつたグラフを第１図に示し、両者の関係を説明
する。
１２５０℃≦Ｔ≦１４００℃の場合は１１７５℃≦TH≦
1360 ℃であつて図中直線イ、ロ及びハにて囲われる領
域がＴとTHの好ましい範囲であり、特に好ましくは直線
ハと破線ホ′及びヘ′で囲われる領域（梨地にて示す）
である。
1360 ℃であつて図中直線イ、ロ及びハにて囲われる領
域がＴとTHの好ましい範囲であり、特に好ましくは直線
ハと破線ホ′及びヘ′で囲われる領域（梨地にて示す）
である。
また１４００℃＜Ｔ≦１４７５℃の場合は直線ハ，ニ，
ホ及びヘで囲われる斜線で示す領域である（ただし直線
ハは含まれない）。
ホ及びヘで囲われる斜線で示す領域である（ただし直線
ハは含まれない）。
全圧力は、１５atm 未満ではポアが残存し効果が認めら
れず、２０００atm を越えることは設備的に困難であ
る。
れず、２０００atm を越えることは設備的に困難であ
る。
また窒素分圧が５Torr未満では該サーメツトに脱窒が生
じ、７００Torrを越えると逆に該サーメツトに加窒が生
じ表面部が軟化するので、好ましくない。
じ、７００Torrを越えると逆に該サーメツトに加窒が生
じ表面部が軟化するので、好ましくない。
温度１１７５℃未満ではポアが消滅せず、前段での焼結
温度Ｔが１２５０℃以上１４００℃以下では、THが１３
６０℃を越えると硬質分散相の粒成長が著しくなり好ま
しくない。しかし前段での焼結温度Ｔが１４００℃を越
えて1475℃以下の場合には、（０．３Ｔ＋８００）℃以
上（０．８Ｔ＋２４０）℃以下の関係を満足して行え
ば、温度１３６０℃を越えても好結果を得られる。
温度Ｔが１２５０℃以上１４００℃以下では、THが１３
６０℃を越えると硬質分散相の粒成長が著しくなり好ま
しくない。しかし前段での焼結温度Ｔが１４００℃を越
えて1475℃以下の場合には、（０．３Ｔ＋８００）℃以
上（０．８Ｔ＋２４０）℃以下の関係を満足して行え
ば、温度１３６０℃を越えても好結果を得られる。
以上のようにＴが１２５０℃以上１４７５℃の範囲にお
いて、THを（０．３Ｔ＋８００）℃以上（０．８Ｔ＋２
４０）℃以下として行なうことが好結果を得られるが、
このようなＴとTHの相関関係は本発明者らが研究途上で
はじめて見出したものである。
いて、THを（０．３Ｔ＋８００）℃以上（０．８Ｔ＋２
４０）℃以下として行なうことが好結果を得られるが、
このようなＴとTHの相関関係は本発明者らが研究途上で
はじめて見出したものである。
なお本発明において、硬質分散相の金属元素をＶ，Cr，
Zr，Nb，Hfなどで置換及びこれらを添加しても効果に変
わりがないことは言うまでもない。
Zr，Nb，Hfなどで置換及びこれらを添加しても効果に変
わりがないことは言うまでもない。
また、本発明の焼結−ＨＩＰプロセルを加圧焼結プレス
（Sinter-HIP）で行う方がより好ましい。
（Sinter-HIP）で行う方がより好ましい。
実施例１ Ti(CN)，TaC，WC の粉末を計取，混合したのち押し出し
造粒し、カーボンボードに装入し、窒素気流中（窒素分
圧１００Torr）にて1600℃，１時間処理した（以下、こ
の粉末を原料粉と称す）。得られた複炭窒化物にNi,Co,
Mo2C,Ｃの粉末を加え、湿式混合後、粉末を型押し成形
し、この圧粉体を真空中１２００℃まで加熱した後、窒
素分圧５Torrにて１３５０℃，１時間焼結した。
造粒し、カーボンボードに装入し、窒素気流中（窒素分
圧１００Torr）にて1600℃，１時間処理した（以下、こ
の粉末を原料粉と称す）。得られた複炭窒化物にNi,Co,
Mo2C,Ｃの粉末を加え、湿式混合後、粉末を型押し成形
し、この圧粉体を真空中１２００℃まで加熱した後、窒
素分圧５Torrにて１３５０℃，１時間焼結した。
得られたサーメツトの組成は、硬質分散相が原子比で(T
i0.78,W0.10,Ta0.09,Mo0.03)(C0.59,N0.41)0.92であ
り、結合金属はCoが１２重量％、Ni が４重量％であつ
た。このサーメツトをＡとする。
i0.78,W0.10,Ta0.09,Mo0.03)(C0.59,N0.41)0.92であ
り、結合金属はCoが１２重量％、Ni が４重量％であつ
た。このサーメツトをＡとする。
さらにサーメツトＡを１３２０℃，全圧力１０００atm
のAr とN2の混合ガス（窒素分圧２００Torr，窒素濃度
２６０ppm ）にて１時間ＨＩＰを行い、サーメツトＢを
得た。
のAr とN2の混合ガス（窒素分圧２００Torr，窒素濃度
２６０ppm ）にて１時間ＨＩＰを行い、サーメツトＢを
得た。
またサーメツトＡと同様に成形し真空中１２００℃まで
加熱後、窒素分圧５Torrで１４９０℃，１時間焼結し、
これを上記と同一条件でＨＩＰした。このサーメツトを
Ｃとする。
加熱後、窒素分圧５Torrで１４９０℃，１時間焼結し、
これを上記と同一条件でＨＩＰした。このサーメツトを
Ｃとする。
得られたサーメツトの組成は、結合金属は同一であつた
が、硬質分散相は(Ti0.84,W0.06,Ta0.04,Mo0.06)
(C0.54,N0.46)0.95であつた。この３種のサーメツトの
表層０．３mmを研削した試料の抗折力と硬度をそれぞれ
２０個ずつ測定した。結果を第１表に示す。
が、硬質分散相は(Ti0.84,W0.06,Ta0.04,Mo0.06)
(C0.54,N0.46)0.95であつた。この３種のサーメツトの
表層０．３mmを研削した試料の抗折力と硬度をそれぞれ
２０個ずつ測定した。結果を第１表に示す。
焼結のみのＡは低温での処理のため充分に焼結されてお
らず、抗折力・硬度のいずれも低くまたバラツキも大き
い。しかし、これをＨＩＰしたＢは、従来のように初め
から完全な焼結を施したＣと比較して抗折力はほぼ同等
に、硬度はやや上回り、Ａに見られるバラツキも減少し
た。これらＡ，Ｂ，Ｃをさらに以下の条件で切削テスト
を行つた。
らず、抗折力・硬度のいずれも低くまたバラツキも大き
い。しかし、これをＨＩＰしたＢは、従来のように初め
から完全な焼結を施したＣと比較して抗折力はほぼ同等
に、硬度はやや上回り、Ａに見られるバラツキも減少し
た。これらＡ，Ｂ，Ｃをさらに以下の条件で切削テスト
を行つた。
切削条件１ 被 削 材 SCM435(HB=250) 切削速度 200m/mm 送 り 0.25mm/rev 切り込み 1.5mm チツプ形状 TNMG 332ENZ ホルダー MTJNR2525-33 切削時間 ３分間 その結果、Ａのフランク摩耗が０．３８mmであつたのに
対しＢは０．１９mm，Ｃは０．２４mmであつた。
対しＢは０．１９mm，Ｃは０．２４mmであつた。
次に以下の切削条件２にてテストを行つた。
切削条件２ 被 削 材 SCM435(HB=250)4溝材 切削速度 １００ｍ／mm 送 り ０．３１mm／rev 切り込み ２．０mm チツプ形状 TNMG 332ENZ ホルダー MTJNR2525-33 切削時間 欠損が生じるまで。最大５分間 ２５切刃でテストしたところ、Ａは１９切刃に欠損が生
じたのに対し、Ｂは７切刃、Ｃは１０切刃に欠損が生じ
た。また、この切削寿命時間に対ての累積欠損確率を、
ワイブル確率紙上にプロツトしたグラフを第２図に示
す。同図中×印はＡ，○印はＢ、△印はＣを意味する。
第１図から、明らかにＡには焼結不足からくる切削靭性
のバラツキが見られ、ＢはＣと同等の分布を示してい
る。
じたのに対し、Ｂは７切刃、Ｃは１０切刃に欠損が生じ
た。また、この切削寿命時間に対ての累積欠損確率を、
ワイブル確率紙上にプロツトしたグラフを第２図に示
す。同図中×印はＡ，○印はＢ、△印はＣを意味する。
第１図から、明らかにＡには焼結不足からくる切削靭性
のバラツキが見られ、ＢはＣと同等の分布を示してい
る。
以上より、低温焼結によつて、窒素雰囲気ＨＩＰで得ら
れる良好な靭性を著しく損なうことなく、耐摩耗性が向
上するという、本発明の効果が認められた。
れる良好な靭性を著しく損なうことなく、耐摩耗性が向
上するという、本発明の効果が認められた。
実施例２ 合金の組成が、硬質分散相が原子比で(Ti0.72,W0.12,Ta
0.11,Mo0.05)(C0.63,N0.37)0.90 であり、結合金属がC
o １０重量％，Ni ５重量％になるように、Ti(CN)，T
aC，WC，Mo2C，Co，Ni，Ｃを混合，型押しし、実施例１
のサーメツトＡと同じ条件で焼結し、第２表の条件でＨ
ＩＰを行つた。切削条件１にて切削テストした際のフラ
ンク摩耗量と、切削条件２にてテストした際の２５刃中
の欠損切刃数、欠損までの時間が５番目に短かいものの
データも第２表に併記する。
0.11,Mo0.05)(C0.63,N0.37)0.90 であり、結合金属がC
o １０重量％，Ni ５重量％になるように、Ti(CN)，T
aC，WC，Mo2C，Co，Ni，Ｃを混合，型押しし、実施例１
のサーメツトＡと同じ条件で焼結し、第２表の条件でＨ
ＩＰを行つた。切削条件１にて切削テストした際のフラ
ンク摩耗量と、切削条件２にてテストした際の２５刃中
の欠損切刃数、欠損までの時間が５番目に短かいものの
データも第２表に併記する。
実施例３ 合金の組成が、硬質分散相が(Ti0.37,W0.06,Ta0.04,Mo
0.03)(C0.54,N0.46)0.95であり、Coが１０重量％，Niが
９重量％となるように混合し型押しした後、真空中で１
１５０℃まで加熱し、続けて第３表に示す条件で焼結
し、そして全圧力１０００atm でＨＩＰした。得られた
合金で実施例１と同じように抗折力と硬度を測定し、そ
のデータも併せて記した。
0.03)(C0.54,N0.46)0.95であり、Coが１０重量％，Niが
９重量％となるように混合し型押しした後、真空中で１
１５０℃まで加熱し、続けて第３表に示す条件で焼結
し、そして全圧力１０００atm でＨＩＰした。得られた
合金で実施例１と同じように抗折力と硬度を測定し、そ
のデータも併せて記した。
実施例４ 硬質分散相の組成が(Ti0.82,W0.08,Ta0.04,Mo0.06)(C
0.05,N0.45)0.94 となるように混合し型押しした後、
実施例１のサーメツトＢと同じ条件で焼結とＨＩＰをし
た。なおこの際、Co，Niの重量％を第４表の様に変化さ
せた。得られた合金の抗折力，硬度を第４表に併記す
る。
0.05,N0.45)0.94 となるように混合し型押しした後、
実施例１のサーメツトＢと同じ条件で焼結とＨＩＰをし
た。なおこの際、Co，Niの重量％を第４表の様に変化さ
せた。得られた合金の抗折力，硬度を第４表に併記す
る。
実施例５ 合金の組成が、硬質分散相が(Ti0.82,W0.08,Ta0.10)(C
0.60,N0.40)0.91であり、結合金属がＣo ７重量％，N
i ８重量％となるように混合して型押しした後、１２
００℃まで真空加熱し、その後第５表に示す条件で焼結
し、次に全圧力1000atm でＨＩＰした。得られた合金を
以下の切削条件３で切削テストを行ない、フランク摩耗
量を調べた。
0.60,N0.40)0.91であり、結合金属がＣo ７重量％，N
i ８重量％となるように混合して型押しした後、１２
００℃まで真空加熱し、その後第５表に示す条件で焼結
し、次に全圧力1000atm でＨＩＰした。得られた合金を
以下の切削条件３で切削テストを行ない、フランク摩耗
量を調べた。
切削条件３ 被 削 材 SCM440(HB=280) 切削速度 １５０ｍ／mm 送 り 0.32mm／rev 切り込み 1.5mm チツプ形状 TNPR 332M ホルダー MTJ NR525-33 切削時間 ５分間 さらに以下の切削条件４で切削テストを行ない、３２切
刃中の欠損切刃数をも調べて、これらの結果も第５表に
併せて示した。
刃中の欠損切刃数をも調べて、これらの結果も第５表に
併せて示した。
切削条件４ 被 削 材 SCM440(HB=280)、4溝材 切削速度 １２０ｍ／mim 送 り ０．３６mm／rev 切り込み 2.0mm チツプ形状 SNG 432 ホルダー FN 11R-44A 切削時間 欠損が生じるまで。最大３分間 〔発明の効果〕 本発明は以上説明したように、初めの焼結を１４００℃
以下の低温で行ない、ＨＩＰも比較的低温で施すことに
よつて、また焼結が1400℃を越える場合も焼結温度Ｔと
ＨＩＰ温度THの好ましい相関関係領域を見出したことに
より、この領域内の温度条件にて行うことにより、窒素
雰囲気ＨＩＰで得られる良好な靭性を著しく損うことな
く、耐摩耗性を向上させるという効果を有する。
以下の低温で行ない、ＨＩＰも比較的低温で施すことに
よつて、また焼結が1400℃を越える場合も焼結温度Ｔと
ＨＩＰ温度THの好ましい相関関係領域を見出したことに
より、この領域内の温度条件にて行うことにより、窒素
雰囲気ＨＩＰで得られる良好な靭性を著しく損うことな
く、耐摩耗性を向上させるという効果を有する。
第１図は本発明における焼結温度Ｔ（℃）とＨＩＰ温度
TH(℃)を夫々横軸と縦軸にとり、両者の好ましい範囲と
特に好ましい範囲を示したグラフである。 第２図は実施例１中の切削条件２のテスト結果の、欠損
が生じるまでの切削時間（切削寿命時間）に対しての累
積欠損確率を示す図である。
TH(℃)を夫々横軸と縦軸にとり、両者の好ましい範囲と
特に好ましい範囲を示したグラフである。 第２図は実施例１中の切削条件２のテスト結果の、欠損
が生じるまでの切削時間（切削寿命時間）に対しての累
積欠損確率を示す図である。
Claims (3)
- 【請求項１】Ti，Ta，Ｗ，Moの複炭窒化物を硬質分散相
とし、Ni およびCo からなる金属を結合金属相とした窒
素含有サーメツトにおいて、硬質分散相の金属原子中の
Ti量が原子比で０．５以上０．９５以下であり、非金属
原子中のＮ量が原子比で０．１以上０．９以下であり、
残部の結合金属相のCo量が原子比で０．１以上０．９以
下で、該結合金属相が合金中で３〜５０重量％を占める
窒素含有サーメツトを製造するにあたり、１２５０℃以
上１４００℃以下の温度にて減圧窒素雰囲気中で焼結し
た後、熱間静水圧プレス処理を、全圧力１５atm 以上20
00atm 以下の窒素と不活性ガスの混合ガス雰囲気中で、
かつ１１７５℃以上１３６０℃以下の温度にて行なう、
ことを特徴とする窒素含有サーメツトの製造法。 - 【請求項２】Ti，Ta，Ｗ，Moの複炭窒化物を硬質分散相
とし、Ni およびCo からなる金属を結合金属相とした窒
素含有サーメツトにおいて、硬質分散相の金属原子中の
Ti量が原子比で０．５以上０．９５以下であり、非金属
原子中のＮ量が原子比で０．１以上０．９以下であり、
残部の結合金属相のCo量が原子比で０．１以上０．９以
下で、該結合金属相が合金中で３〜５０重量％を占める
窒素含有サーメツトを製造するにあたり、１４００℃を
越えて１４７５℃以下の温度Ｔ（℃）にて減圧窒素雰囲
気中で焼結した後、熱間静水圧プレス処理を、全圧力１
５atm 以上２０００atm 以下の窒素と不活性ガスの混合
ガス雰囲気中で、かつ（０．３Ｔ＋８００）℃以上
（０．８Ｔ＋２４０）℃以下の温度にて行なう、ことを
特徴とする窒素含有サーメツトの製造法。 - 【請求項３】熱間静水圧プレス処理は、印加する全圧力
に占める窒素分圧を５Torr 以上７００Torr 以下にて行
う、特許請求の範囲第(1)項又は第(2)項に記載される窒
素含有サーメツトの製造法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4858786 | 1986-03-07 | ||
| JP61-48587 | 1986-03-07 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6311630A JPS6311630A (ja) | 1988-01-19 |
| JPH0625387B2 true JPH0625387B2 (ja) | 1994-04-06 |
Family
ID=12807529
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62050278A Expired - Lifetime JPH0625387B2 (ja) | 1986-03-07 | 1987-03-06 | 窒素含有サ−メツトの製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0625387B2 (ja) |
-
1987
- 1987-03-06 JP JP62050278A patent/JPH0625387B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6311630A (ja) | 1988-01-19 |
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