JPH06330221A - 炭化チタン基サーメット合金 - Google Patents
炭化チタン基サーメット合金Info
- Publication number
- JPH06330221A JPH06330221A JP14270993A JP14270993A JPH06330221A JP H06330221 A JPH06330221 A JP H06330221A JP 14270993 A JP14270993 A JP 14270993A JP 14270993 A JP14270993 A JP 14270993A JP H06330221 A JPH06330221 A JP H06330221A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- tic
- alloy
- rich
- cutting
- cermet alloy
- 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
Abstract
(57)【要約】
【目的】 湿式切削における耐熱性に富んだサーメット
合金の提供。 【構成】 ＴｉＣが富である炭化物粒、ＷＣが富である
炭化物粒、および（Ｔｉ，Ｗ，Ｍｏ）Ｃまたは（Ｔｉ，
Ｗ，Ｍｏ）（Ｃ，Ｎ）とを含む硬質相と、ＣｏおよびＮ
ｉの１種または２種からなる結合相とからなるサーメッ
ト合金。
合金の提供。 【構成】 ＴｉＣが富である炭化物粒、ＷＣが富である
炭化物粒、および（Ｔｉ，Ｗ，Ｍｏ）Ｃまたは（Ｔｉ，
Ｗ，Ｍｏ）（Ｃ，Ｎ）とを含む硬質相と、ＣｏおよびＮ
ｉの１種または２種からなる結合相とからなるサーメッ
ト合金。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、特に耐熱性に優れたサ
ーメット合金に関するものである。
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。
「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】しかし、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）基サーメット合金
は、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、Ｔ
ｉ（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。そこで本発明者は、Ｔｉ（Ｃ，
Ｎ）基サーメット合金と同等の靱性、硬度を有するＮを
含まないサーメット合金を先に提案している（欧州公開
特許０５０５９９１号）。このサーメット合金は、結合
相中のＭｏ固溶量を増大した点に特徴があり、具体的に
はＴｉＣを含む硬質相と、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り、結合相中のＴｉお
よびＭｏ含有量が０．８５≦Ｍｏ(wt%)／Ｔｉ(wt%)、６
(wt%)≦Ｔｉ＋Ｍｏの条件を満足するという構成を有す
る。そして、結合相中のＭｏ固溶量を増大する手法とし
て、従来1炭化物（Ｍｏ2Ｃ）として添加されていたＭｏ
を金属Ｍｏとして添加することを提案した。
は、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、Ｔ
ｉ（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。そこで本発明者は、Ｔｉ（Ｃ，
Ｎ）基サーメット合金と同等の靱性、硬度を有するＮを
含まないサーメット合金を先に提案している（欧州公開
特許０５０５９９１号）。このサーメット合金は、結合
相中のＭｏ固溶量を増大した点に特徴があり、具体的に
はＴｉＣを含む硬質相と、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り、結合相中のＴｉお
よびＭｏ含有量が０．８５≦Ｍｏ(wt%)／Ｔｉ(wt%)、６
(wt%)≦Ｔｉ＋Ｍｏの条件を満足するという構成を有す
る。そして、結合相中のＭｏ固溶量を増大する手法とし
て、従来1炭化物（Ｍｏ2Ｃ）として添加されていたＭｏ
を金属Ｍｏとして添加することを提案した。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】前記欧州公開特許０５
０５９９１号で提案したサーメット合金は、Ｔｉ（Ｃ，
Ｎ）基サーメット合金と同等以上の硬さ、靱性を有し、
しかもＴｉ（Ｃ，Ｎ）基サーメット合金のような製造上
の制約はないという利点を有する。近年、切削現場にお
ける環境汚染改善ため湿式切削が採用されることが多
く、その場合工具材料には、硬度、靱性のみならず、切
削による加熱と切削液による冷却によっても性能が劣化
しないという耐熱性が要求される。一般にサーメット
は、耐熱性に劣り、前記欧州公開特許０５０５９９１号
で提案したサーメット合金も例外ではないことが判明し
た。そこで本発明は、前記欧州公開特許０５０５９９１
号で提案したサーメット合金と同等の硬さ、靱性を有し
つつ耐熱性を向上させたサーメット合金の提供を課題と
する。
０５９９１号で提案したサーメット合金は、Ｔｉ（Ｃ，
Ｎ）基サーメット合金と同等以上の硬さ、靱性を有し、
しかもＴｉ（Ｃ，Ｎ）基サーメット合金のような製造上
の制約はないという利点を有する。近年、切削現場にお
ける環境汚染改善ため湿式切削が採用されることが多
く、その場合工具材料には、硬度、靱性のみならず、切
削による加熱と切削液による冷却によっても性能が劣化
しないという耐熱性が要求される。一般にサーメット
は、耐熱性に劣り、前記欧州公開特許０５０５９９１号
で提案したサーメット合金も例外ではないことが判明し
た。そこで本発明は、前記欧州公開特許０５０５９９１
号で提案したサーメット合金と同等の硬さ、靱性を有し
つつ耐熱性を向上させたサーメット合金の提供を課題と
する。
【０００５】
【課題を解決するための手段】従来のＴｉＣとＷＣを添
加したサーメット合金は、その硬質相において、ＴｉＣ
とＷＣはＴｉＣの周りをＷＣが取り囲むように存在して
いた。しかし、結合相強化のために含まれるＭｏを金属
Ｍｏで添加するとともにＴｉＣを固溶体（たとえばＴｉ
ＣＮ、または（Ｔｉ，Ｗ）Ｃとして添加すると、ＴｉＣ
とＷＣは各々独立に存在し、このような組織の場合に耐
熱性が向上することを知見した。本発明サーメット合金
はこの知見に基づきなされたものであり、ＴｉＣが富で
ある炭化物粒、ＷＣが富である炭化物粒、および（Ｔ
ｉ，Ｗ，Ｍｏ）Ｃ、または（Ｔｉ，Ｗ，Ｍｏ）（Ｃ，
Ｎ）とを含む硬質相と、ＣｏおよびＮｉの１種または２
種からなる結合相とからなることを特徴とする。
加したサーメット合金は、その硬質相において、ＴｉＣ
とＷＣはＴｉＣの周りをＷＣが取り囲むように存在して
いた。しかし、結合相強化のために含まれるＭｏを金属
Ｍｏで添加するとともにＴｉＣを固溶体（たとえばＴｉ
ＣＮ、または（Ｔｉ，Ｗ）Ｃとして添加すると、ＴｉＣ
とＷＣは各々独立に存在し、このような組織の場合に耐
熱性が向上することを知見した。本発明サーメット合金
はこの知見に基づきなされたものであり、ＴｉＣが富で
ある炭化物粒、ＷＣが富である炭化物粒、および（Ｔ
ｉ，Ｗ，Ｍｏ）Ｃ、または（Ｔｉ，Ｗ，Ｍｏ）（Ｃ，
Ｎ）とを含む硬質相と、ＣｏおよびＮｉの１種または２
種からなる結合相とからなることを特徴とする。
【０００６】以下本発明サーメット合金を詳述する。図
１および図２はそれぞれ本発明にかかるサーメット合金
（後述の実施例１の試番３）および従来のサーメット合
金（後述の実施例１の試番７）のミクロ組織写真であ
る。図１において、黒い粒子（１）はＴｉＣが富な粒
子、白い粒子（２）はＷＣが富な粒子、灰色の部分
（３）は（Ｔｉ，Ｗ，Ｍｏ）Ｃであり、ＴｉＣが富な粒
子とＷＣが富な粒子は各々独立して存在していることが
わかる。一方図２において、黒い粒子（１）はＴｉＣが
富な粒子、白い相（２）はＷＣが富な相、灰色の部分
（３）は（Ｔｉ，Ｗ，Ｍｏ）Ｃ，Ｎであり、ＴｉＣが富
な粒子をＷＣが富な相が取り囲んだ構造となっている。
本発明サーメット合金と従来のサーメット合金の組織が
以上のように相違する理由は明らかでないが、結合相強
化のために含まれるＭｏを金属Ｍｏで添加するとともに
ＴｉＣを固溶体（たとえばＴｉＣＮ、または（Ｔｉ，
Ｗ）Ｃ）として添加した場合にＴｉＣが富な粒子とＷＣ
が富な粒子は各々独立して存在することが後述の実施例
で示すように判明した。
１および図２はそれぞれ本発明にかかるサーメット合金
（後述の実施例１の試番３）および従来のサーメット合
金（後述の実施例１の試番７）のミクロ組織写真であ
る。図１において、黒い粒子（１）はＴｉＣが富な粒
子、白い粒子（２）はＷＣが富な粒子、灰色の部分
（３）は（Ｔｉ，Ｗ，Ｍｏ）Ｃであり、ＴｉＣが富な粒
子とＷＣが富な粒子は各々独立して存在していることが
わかる。一方図２において、黒い粒子（１）はＴｉＣが
富な粒子、白い相（２）はＷＣが富な相、灰色の部分
（３）は（Ｔｉ，Ｗ，Ｍｏ）Ｃ，Ｎであり、ＴｉＣが富
な粒子をＷＣが富な相が取り囲んだ構造となっている。
本発明サーメット合金と従来のサーメット合金の組織が
以上のように相違する理由は明らかでないが、結合相強
化のために含まれるＭｏを金属Ｍｏで添加するとともに
ＴｉＣを固溶体（たとえばＴｉＣＮ、または（Ｔｉ，
Ｗ）Ｃ）として添加した場合にＴｉＣが富な粒子とＷＣ
が富な粒子は各々独立して存在することが後述の実施例
で示すように判明した。
【０００７】本発明では、前記欧州公開特許０５０５９
９１号にて提案したように、結合相中のＭｏおよびＴｉ
含有量を０．８５≦Ｍｏ(wt%)／Ｔｉ(wt%)、６(wt%)≦
Ｔｉ＋Ｍｏとすることが望ましい。結合相中のＴｉおよ
びＭｏ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、ＴｉおよびＭｏ含有量は、結合相中における重量％
であり、後述の実施例で詳述するＩＣＰ（inductively
coupled plasma）発光分析法により求めることができ
る。また、ＭｏとＴｉの量比を０．８５≦Ｍｏ(wt.%)／
Ｔｉ(wt.%)とするのは、この範囲で靱性改善の効果が著
しいからである。結合相中には、Ｔｉ、Ｍｏ以外にＷも
含まれる。
９１号にて提案したように、結合相中のＭｏおよびＴｉ
含有量を０．８５≦Ｍｏ(wt%)／Ｔｉ(wt%)、６(wt%)≦
Ｔｉ＋Ｍｏとすることが望ましい。結合相中のＴｉおよ
びＭｏ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、ＴｉおよびＭｏ含有量は、結合相中における重量％
であり、後述の実施例で詳述するＩＣＰ（inductively
coupled plasma）発光分析法により求めることができ
る。また、ＭｏとＴｉの量比を０．８５≦Ｍｏ(wt.%)／
Ｔｉ(wt.%)とするのは、この範囲で靱性改善の効果が著
しいからである。結合相中には、Ｔｉ、Ｍｏ以外にＷも
含まれる。
【０００８】結合相の主体をなすＣｏおよびＮｉの１種
または２種の量が多くなると、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、さらには１０v
ol.%以下とするのが望ましい。
または２種の量が多くなると、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、さらには１０v
ol.%以下とするのが望ましい。
【０００９】
【実施例】以下本発明を実施例に基づき詳細に説明す
る。 （実施例１）ＴｉＣ、ＴａＣ、ＮｂＣ、Ｍｏ2Ｃ、Ｗ
Ｃ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｎｉ、ＷＣ／ＴｉＣ(50/50)、Ｔｉ
（Ｃ0.5Ｎ0.5）粉末を準備した。粉末の粒度は平均粒径
でＴｉＣ：1.5μm、ＷＣ：1.5 μm 、ＴａＣ：1.5 μm
、ＮｂＣ：1.5μm、Ｍｏ2Ｃ：1.5μm 、Ｃｏ：2.0μm
、Ｎｉ：2.5μm 、Ｍｏ：3.0μm 、ＷＣ／ＴｉＣ(50/5
0)：1.0μm 、Ｔｉ（Ｃ0.5Ｎ0.5）：1.0 μm である。
る。 （実施例１）ＴｉＣ、ＴａＣ、ＮｂＣ、Ｍｏ2Ｃ、Ｗ
Ｃ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｎｉ、ＷＣ／ＴｉＣ(50/50)、Ｔｉ
（Ｃ0.5Ｎ0.5）粉末を準備した。粉末の粒度は平均粒径
でＴｉＣ：1.5μm、ＷＣ：1.5 μm 、ＴａＣ：1.5 μm
、ＮｂＣ：1.5μm、Ｍｏ2Ｃ：1.5μm 、Ｃｏ：2.0μm
、Ｎｉ：2.5μm 、Ｍｏ：3.0μm 、ＷＣ／ＴｉＣ(50/5
0)：1.0μm 、Ｔｉ（Ｃ0.5Ｎ0.5）：1.0 μm である。
【００１０】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.混合して、表１に示す配
合組成の混合粉末を得た。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またはＷ
Ｃ／ＴｉＣ(50/50)、Ｔｉ（Ｃ0.5Ｎ0.5）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%なるように配合し
た。また、表１中のＷＣ／ＴｉＣ（５０／５０）とは、
ＷＣが５０ｗｔ％、ＴｉＣが５０ｗｔ％の比率で含まれ
る固溶体であることを示している。
れ、アトライタ−を用い４hr.混合して、表１に示す配
合組成の混合粉末を得た。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またはＷ
Ｃ／ＴｉＣ(50/50)、Ｔｉ（Ｃ0.5Ｎ0.5）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%なるように配合し
た。また、表１中のＷＣ／ＴｉＣ（５０／５０）とは、
ＷＣが５０ｗｔ％、ＴｉＣが５０ｗｔ％の比率で含まれ
る固溶体であることを示している。
【００１１】
【表１】
【００１２】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ＳＮＰ
４３２(ＳＮＧＮ１２０４０８)に成形後、１５００〜１
５５０℃で１ｈｒ.真空焼結した。得られた合金の、ビ
ッカ−ス硬度、靱性を表すクラック抵抗（ｋｇ／ｍ
ｍ）、結合相中の元素の固溶量（結合相の溶解量を１０
０％として求めたｗｔ.％）を求めた。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、硬度換算表より求めた。クラック抵抗（kg/m
m）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９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（ｉｎ−ｄｕｃｔｉｖｅｌｙ ｃｏ
ｕｐｌｅｄ 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。
ラフィン）を約4Wt%添加、乾燥し、篩いにかけてＳＮＰ
４３２(ＳＮＧＮ１２０４０８)に成形後、１５００〜１
５５０℃で１ｈｒ.真空焼結した。得られた合金の、ビ
ッカ−ス硬度、靱性を表すクラック抵抗（ｋｇ／ｍ
ｍ）、結合相中の元素の固溶量（結合相の溶解量を１０
０％として求めたｗｔ.％）を求めた。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、硬度換算表より求めた。クラック抵抗（kg/m
m）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９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（ｉｎ−ｄｕｃｔｉｖｅｌｙ ｃｏ
ｕｐｌｅｄ 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。
【００１３】表２にビッカ−ス硬度、靱性を表すクラッ
ク抵抗（ｋｇ／ｍｍ）、結合相中のＴｉ+Ｍｏ量（Ｗｔ.
％）、Ｔｉ＋Ｗ＋Ｍｏ量（Ｗｔ.％）、Ｍｏ（Ｗｔ.％）
／Ｔｉ（Ｗｔ.％）を示す。なお、表１、表２におい
て、○は本発明合金を、また△は従来合金を示す。本発
明合金は、従来合金と同等の硬さ、クラック抵抗を有し
ている。
ク抵抗（ｋｇ／ｍｍ）、結合相中のＴｉ+Ｍｏ量（Ｗｔ.
％）、Ｔｉ＋Ｗ＋Ｍｏ量（Ｗｔ.％）、Ｍｏ（Ｗｔ.％）
／Ｔｉ（Ｗｔ.％）を示す。なお、表１、表２におい
て、○は本発明合金を、また△は従来合金を示す。本発
明合金は、従来合金と同等の硬さ、クラック抵抗を有し
ている。
【００１４】
【表２】
【００１５】得られた焼結体のうち、試番３、５、７お
よび８のミクロ組織写真をそれぞれ図１〜図４に示す。
なお、試番３および５はＴｉ炭化物を固溶体であるＴｉ
ＣＮおよびＷＣ／ＴｉＣとして添加するとともにＭｏを
金属Ｍｏで添加した本発明合金、試番７はＭｏを金属Ｍ
ｏで添加しているがＴｉ炭化物をＴｉＣとして添加した
従来合金、試番８はＴｉ炭化物を固溶体であるＴｉＣＮ
として添加しているがＭｏを炭化物であるＭｏ2Ｃで添
加した従来合金である。
よび８のミクロ組織写真をそれぞれ図１〜図４に示す。
なお、試番３および５はＴｉ炭化物を固溶体であるＴｉ
ＣＮおよびＷＣ／ＴｉＣとして添加するとともにＭｏを
金属Ｍｏで添加した本発明合金、試番７はＭｏを金属Ｍ
ｏで添加しているがＴｉ炭化物をＴｉＣとして添加した
従来合金、試番８はＴｉ炭化物を固溶体であるＴｉＣＮ
として添加しているがＭｏを炭化物であるＭｏ2Ｃで添
加した従来合金である。
【００１６】図１および図２において、黒い粒子（１）
はＴｉＣの富な粒子、白い粒子（２）はＷＣの富な粒
子、灰色の相（３）は（Ｔｉ，Ｗ，Ｍｏ）Ｃであり、Ｔ
ｉＣの富な粒子とＷＣの富な粒子が各々独立して存在し
ていることが確認された。黒い粒子（１）の組成は９割
がＴｉＣで残りを（Ｗ，Ｍｏ）Ｃで構成され、白い粒子
（２）は７割がＷＣで残りをＴｉＣで構成されている。
灰色の相（３）はＴｉＣ，ＷＣに富み若干のＭｏ，Ｃ
ｏ，Ｎｉが含まれた炭化物である。以上の様な元素粒子
で構成されていてＷＣが富な粒子が存在している。しか
し、従来材（図３）は上記の様な単独でＷＣが富な粒子
は存在していない。図１および図２はＴｉＣＮ（窒素）
量の違いにより白い相が増えている（図２）。この様に
ＴｉＣＮ（窒素）量が増えると白い相が増えるが（Ｗ，
Ｔｉ，Ｍｏ）Ｃ，Ｎとしての存在していると考えられ
る。しかし、図１の様な若干のＴｉＣＮ添加した場合で
はＷＣとして存在することが確認された。以上の様な組
織構成は従来材にない組織である。一方、図３および図
４をみると、ＴｉＣの富な黒い粒子（１）の周りをＷＣ
の富な白い粒子（２）が取り囲み、さらに灰色の相
（３）である（Ｔｉ，Ｗ，Ｍｏ）Ｃでそれらを覆った組
織となっており、ＴｉＣの富な粒子とＷＣの富な粒子は
各々独立して存在していないことが確認された。以上の
確認事項より、Ｔｉ炭化物を固溶体として添加するとと
もにＭｏを金属Ｍｏで添加することにより、ＴｉＣの富
な粒子とＷＣの富な粒子が各々独立して存在するものと
推測される。なお、試番１、２、４および６の合金も試
番３および５と同様に、ＴｉＣの富な粒子とＷＣの富な
粒子が各々独立して存在していることを確認した。
はＴｉＣの富な粒子、白い粒子（２）はＷＣの富な粒
子、灰色の相（３）は（Ｔｉ，Ｗ，Ｍｏ）Ｃであり、Ｔ
ｉＣの富な粒子とＷＣの富な粒子が各々独立して存在し
ていることが確認された。黒い粒子（１）の組成は９割
がＴｉＣで残りを（Ｗ，Ｍｏ）Ｃで構成され、白い粒子
（２）は７割がＷＣで残りをＴｉＣで構成されている。
灰色の相（３）はＴｉＣ，ＷＣに富み若干のＭｏ，Ｃ
ｏ，Ｎｉが含まれた炭化物である。以上の様な元素粒子
で構成されていてＷＣが富な粒子が存在している。しか
し、従来材（図３）は上記の様な単独でＷＣが富な粒子
は存在していない。図１および図２はＴｉＣＮ（窒素）
量の違いにより白い相が増えている（図２）。この様に
ＴｉＣＮ（窒素）量が増えると白い相が増えるが（Ｗ，
Ｔｉ，Ｍｏ）Ｃ，Ｎとしての存在していると考えられ
る。しかし、図１の様な若干のＴｉＣＮ添加した場合で
はＷＣとして存在することが確認された。以上の様な組
織構成は従来材にない組織である。一方、図３および図
４をみると、ＴｉＣの富な黒い粒子（１）の周りをＷＣ
の富な白い粒子（２）が取り囲み、さらに灰色の相
（３）である（Ｔｉ，Ｗ，Ｍｏ）Ｃでそれらを覆った組
織となっており、ＴｉＣの富な粒子とＷＣの富な粒子は
各々独立して存在していないことが確認された。以上の
確認事項より、Ｔｉ炭化物を固溶体として添加するとと
もにＭｏを金属Ｍｏで添加することにより、ＴｉＣの富
な粒子とＷＣの富な粒子が各々独立して存在するものと
推測される。なお、試番１、２、４および６の合金も試
番３および５と同様に、ＴｉＣの富な粒子とＷＣの富な
粒子が各々独立して存在していることを確認した。
【００１７】つぎに、以上の合金を用いて湿式切削をお
こなった。湿式切削は、切削による工具温度上昇と、切
削液による工具温度下降をともなうため、その切削寿命
を工具材料の耐熱性評価の一指標として用いることがで
きる。切削条件は下記の通りである。 切削速度 Ｖ＝２２０ｍ／ｍｉｎ 切削送り ｆ＝０．３５ｍｍ／ｒｅｖ 切込み量 ｄ＝２．０ｍｍ 工具形状 ＴＮＧＧ１６０４０８Ｒ 被 削 材 Ｓ５３Ｃ
こなった。湿式切削は、切削による工具温度上昇と、切
削液による工具温度下降をともなうため、その切削寿命
を工具材料の耐熱性評価の一指標として用いることがで
きる。切削条件は下記の通りである。 切削速度 Ｖ＝２２０ｍ／ｍｉｎ 切削送り ｆ＝０．３５ｍｍ／ｒｅｖ 切込み量 ｄ＝２．０ｍｍ 工具形状 ＴＮＧＧ１６０４０８Ｒ 被 削 材 Ｓ５３Ｃ
【００１８】以上の切削条件で、工具に欠損が生じるま
での時間を測定した。その結果を図５に示す。本発明に
かる試番１〜６は、従来合金である試番７〜９に比べ、
長い切削寿命を示し、耐熱性が高いことが確認された。
本発明合金がこのように優れた耐熱性を示す理由は明か
でないが、後述のように硬さおよび靱性の面では従来合
金と優位性を示していないことから、ＴｉＣの富な粒子
とＷＣの富な粒子が各々独立して存在していることが関
係しているものと推察される。
での時間を測定した。その結果を図５に示す。本発明に
かる試番１〜６は、従来合金である試番７〜９に比べ、
長い切削寿命を示し、耐熱性が高いことが確認された。
本発明合金がこのように優れた耐熱性を示す理由は明か
でないが、後述のように硬さおよび靱性の面では従来合
金と優位性を示していないことから、ＴｉＣの富な粒子
とＷＣの富な粒子が各々独立して存在していることが関
係しているものと推察される。
【００１９】次に、試番３、７、９の合金を用いて耐摩
耗性の評価を行った。結果を図６に示す。切削条件は下
記の通りである。なお、耐摩耗性においても耐熱性評価
の観点から湿式で切削を行った。 切削速度 Ｖ＝２２０ｍ／ｍｉｎ 切削送り ｆ＝０.１５ｍｍ／ｒｅｖ 切込み量 ｄ＝２．０ｍｍ 工具形状 ＴＮＧＧ１６０４０８Ｒ 被 削 材 Ｓ５３Ｃ 試番７は切削初期で欠損してしまうが、試番３および９
は欠損しなかった。しかし、試番９は逃げ面摩耗量が多
い。
耗性の評価を行った。結果を図６に示す。切削条件は下
記の通りである。なお、耐摩耗性においても耐熱性評価
の観点から湿式で切削を行った。 切削速度 Ｖ＝２２０ｍ／ｍｉｎ 切削送り ｆ＝０.１５ｍｍ／ｒｅｖ 切込み量 ｄ＝２．０ｍｍ 工具形状 ＴＮＧＧ１６０４０８Ｒ 被 削 材 Ｓ５３Ｃ 試番７は切削初期で欠損してしまうが、試番３および９
は欠損しなかった。しかし、試番９は逃げ面摩耗量が多
い。
【００２０】（実施例２）実施例１の試番３をベースに
結合相量を変えた材料を実施例１と同様に作成した。配
合組成を表３に示す。
結合相量を変えた材料を実施例１と同様に作成した。配
合組成を表３に示す。
【００２１】
【表３】
【００２２】表４に試番３、１０、１１の硬さ、クラッ
ク抵抗を示すが、Ｃｏ＋Ｎｉ量を増やすことで硬さは減
少しクラック抵抗は増加する。クラック抵抗は、Ｃｏ＋
Ｎｉの添加量を１ｖｏｌ％増やすことで約１０ｋｇ／ｍ
ｍ向上する。
ク抵抗を示すが、Ｃｏ＋Ｎｉ量を増やすことで硬さは減
少しクラック抵抗は増加する。クラック抵抗は、Ｃｏ＋
Ｎｉの添加量を１ｖｏｌ％増やすことで約１０ｋｇ／ｍ
ｍ向上する。
【００２３】
【表４】 図７にＣｏ＋Ｎｉ量と結合相中のＴｉ、Ｗ、Ｍｏ量およ
びＴｉ＋Ｗ＋Ｍｏ量の関係を示す。Ｃｏ＋Ｎｉ量を変え
ても結合相中に固溶するＴｉ、Ｗ、Ｍｏ量に大きな変化
は見られなかった。特に、Ｍｏ固溶量はほぼ一定してい
る。図８にまた、Ｃｏ＋Ｎｉ量とＭｏ／Ｔｉとの関係を
示す。いずれもＭｏ／Ｔｉが１以上と高い値にあるが、
Ｃｏ＋Ｎｉ量の増加に伴いＭｏ／Ｔｉは低下する傾向が
ある。
びＴｉ＋Ｗ＋Ｍｏ量の関係を示す。Ｃｏ＋Ｎｉ量を変え
ても結合相中に固溶するＴｉ、Ｗ、Ｍｏ量に大きな変化
は見られなかった。特に、Ｍｏ固溶量はほぼ一定してい
る。図８にまた、Ｃｏ＋Ｎｉ量とＭｏ／Ｔｉとの関係を
示す。いずれもＭｏ／Ｔｉが１以上と高い値にあるが、
Ｃｏ＋Ｎｉ量の増加に伴いＭｏ／Ｔｉは低下する傾向が
ある。
【００２４】表３の試番３、１０、１１および表１の試
番８、９の材料を用いて断続切削による耐欠損性および
連続切削による耐摩耗性の評価を行った。切削条件は下
記の通りである。 断続切削 切削速度 ｖ＝２２０ｍ／ｍｉｎ 切削送り ｆ＝０.３５ｍｍ／ｒｅｖ 切込み量 ｄ＝１.０ｍｍ 工具形状 ＴＮＧＧ１６０４０８Ｒ 被 削 材 ＳＣＭ４３５ 連続切削 切削速度 ｖ＝２２０ｍ／ｍｉｎ 切削送り ｆ＝０.１５ｍｍ／ｒｅｖ 切込み量 １.０ｍｍ 工具形状 ＴＮＧＧ１６０４０８Ｒ 被 削 材 Ｓ５３Ｃ
番８、９の材料を用いて断続切削による耐欠損性および
連続切削による耐摩耗性の評価を行った。切削条件は下
記の通りである。 断続切削 切削速度 ｖ＝２２０ｍ／ｍｉｎ 切削送り ｆ＝０.３５ｍｍ／ｒｅｖ 切込み量 ｄ＝１.０ｍｍ 工具形状 ＴＮＧＧ１６０４０８Ｒ 被 削 材 ＳＣＭ４３５ 連続切削 切削速度 ｖ＝２２０ｍ／ｍｉｎ 切削送り ｆ＝０.１５ｍｍ／ｒｅｖ 切込み量 １.０ｍｍ 工具形状 ＴＮＧＧ１６０４０８Ｒ 被 削 材 Ｓ５３Ｃ
【００２５】表５に評価結果を示す。表５から、Ｃｏ＋
Ｎｉ量が９.８ｖｏｌ％の試番１０が耐欠損性、耐摩耗
性ともに優れていることがわかる。
Ｎｉ量が９.８ｖｏｌ％の試番１０が耐欠損性、耐摩耗
性ともに優れていることがわかる。
【００２６】
【表５】
【００２７】
【発明の効果】以上のように本発明によると湿式切削に
おける耐熱性に富んだサーメット合金を得ることができ
る。
おける耐熱性に富んだサーメット合金を得ることができ
る。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例１における試番３の金属ミクロ組織写真
である（２４００倍）。
である（２４００倍）。
【図２】実施例１における試番５の金属ミクロ組織写真
である（２４００倍）。
である（２４００倍）。
【図３】実施例１における試番７の金属ミクロ組織写真
である（２４００倍）。
である（２４００倍）。
【図４】実施例１における試番８の金属ミクロ組織写真
である（２４００倍）。
である（２４００倍）。
【図５】実施例１における湿式切削の評価結果を示すグ
ラフである。
ラフである。
【図６】実施例１における耐摩耗性評価結果を示すグラ
フである。
フである。
【図７】実施例２におけるＣｏ＋Ｎｉ量と結合相中のＴ
ｉ、Ｗ、Ｍｏ固溶量との関係を示すグラフである。
ｉ、Ｗ、Ｍｏ固溶量との関係を示すグラフである。
【図８】実施例２におけるＣｏ＋Ｎｉ量と結合相中のＭ
ｏ／Ｔｉとの関係を示すグラフである。
ｏ／Ｔｉとの関係を示すグラフである。
【図９】クラック抵抗の測定法を示す図である。
Claims (3)
- 【請求項１】 ＴｉＣが富である炭化物粒、ＷＣが富で
ある炭化物粒、および（Ｔｉ，Ｗ，Ｍｏ）Ｃとを含む硬
質相と、ＣｏおよびＮｉの１種または２種からなる結合
相とからなることを特徴とするサーメット合金。 - 【請求項２】 ＴｉＣが富である炭化物粒、ＷＣが富で
ある炭化物粒、および（Ｔｉ，Ｗ，Ｍｏ）（Ｃ，Ｎ）と
を含む硬質相と、ＣｏおよびＮｉの１種または２種から
なる結合相とからなることを特徴とするサーメット合
金。 - 【請求項３】 結合相中のＴｉおよびＭｏ含有量が０．
８５≦Ｍｏ(wt%)／Ｔｉ(wt%)、６(wt%)≦Ｔｉ＋Ｍｏの
条件を満足する請求項１または２に記載のサーメット合
金。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14270993A JPH06330221A (ja) | 1993-05-21 | 1993-05-21 | 炭化チタン基サーメット合金 |
| JP29734293A JPH08253835A (ja) | 1992-11-11 | 1993-11-02 | サーメット合金 |
| US08/149,939 US5468278A (en) | 1992-11-11 | 1993-11-10 | Cermet alloy |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14270993A JPH06330221A (ja) | 1993-05-21 | 1993-05-21 | 炭化チタン基サーメット合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06330221A true JPH06330221A (ja) | 1994-11-29 |
Family
ID=15321750
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14270993A Pending JPH06330221A (ja) | 1992-11-11 | 1993-05-21 | 炭化チタン基サーメット合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06330221A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100420762C (zh) * | 2006-04-28 | 2008-09-24 | 自贡硬质合金有限责任公司 | TiC-WC基合金制品 |
-
1993
- 1993-05-21 JP JP14270993A patent/JPH06330221A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100420762C (zh) * | 2006-04-28 | 2008-09-24 | 自贡硬质合金有限责任公司 | TiC-WC基合金制品 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR890004490B1 (ko) | 인성과 내산화성이 우수한 텅그스텡기 서멧트 | |
| JP2000297365A (ja) | ＡｌＴｉ系合金スパッタリングターゲット及び耐摩耗性ＡｌＴｉ系合金硬質皮膜並びに同皮膜の形成方法 | |
| JP3046336B2 (ja) | 傾斜組成組識の焼結合金及びその製造方法 | |
| JP2007084382A (ja) | 立方晶窒化硼素焼結体および被覆立方晶窒化硼素焼結体、並びにそれらからなる焼入鋼用切削工具 | |
| JP2813005B2 (ja) | Ｗｃ基硬質合金 | |
| US5468278A (en) | Cermet alloy | |
| JP2893886B2 (ja) | 複合硬質合金材 | |
| JPH06330221A (ja) | 炭化チタン基サーメット合金 | |
| JP3496135B2 (ja) | 硬質合金及びその製造方法 | |
| JP3648758B2 (ja) | 窒素含有焼結硬質合金 | |
| JPH08253835A (ja) | サーメット合金 | |
| JPS58157926A (ja) | 窒化チタン基強靭サ−メツトの製造法 | |
| JPH06172913A (ja) | 炭化チタン基サーメット合金 | |
| JPH06198504A (ja) | 高硬度焼結体切削工具 | |
| JPH01122971A (ja) | 立方晶窒化ホウ素基焼結体 | |
| JPH08176719A (ja) | 窒素含有焼結硬質合金 | |
| JPH05171442A (ja) | 被覆超硬合金およびその製造方法 | |
| JPH075384B2 (ja) | 立方晶窒化ホウ素系焼結体 | |
| JP2621301B2 (ja) | 炭化タングステン基超硬合金製切削工具 | |
| JP2893887B2 (ja) | 複合硬質合金材 | |
| JP2626863B2 (ja) | 超硬合金及びその製造方法 | |
| JP2002239811A (ja) | ＴｉＣＮ基サーメット工具 | |
| JP2005248265A (ja) | 被覆超硬合金部材 | |
| JPH04289146A (ja) | 高硬度高靭性超硬合金 | |
| JPS61272344A (ja) | 焼結硬質合金 |