JPH0698540B2 - 耐摩耗性のすぐれたサ−メツト製切削工具の製造法 - Google Patents
耐摩耗性のすぐれたサ−メツト製切削工具の製造法Info
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- JPH0698540B2 JPH0698540B2 JP3345686A JP3345686A JPH0698540B2 JP H0698540 B2 JPH0698540 B2 JP H0698540B2 JP 3345686 A JP3345686 A JP 3345686A JP 3345686 A JP3345686 A JP 3345686A JP H0698540 B2 JPH0698540 B2 JP H0698540B2
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- Japan
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- nitrogen
- thermite
- composite metal
- metal carbonitride
- wear resistance
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- Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 この発明は、すぐれた耐摩耗性を有し、特に鋼の切削に
用いた場合に、本来サーメツトが具備するすぐれた靱性
と合まつて、すぐれた切削性能を長期に亘つて発揮する
サーメツト製切削工具の製造法に関するものである。
用いた場合に、本来サーメツトが具備するすぐれた靱性
と合まつて、すぐれた切削性能を長期に亘つて発揮する
サーメツト製切削工具の製造法に関するものである。
従来、例えば鋼の切削に、分散相として、Tiと、周期律
表の5aおよび6a族金属のうちの1種または2種以上との
複合金属炭窒化物:45〜80重量%を含有し、残りがCoお
よびNiのうちの1種または2種を主成分とする結合相か
らなる組成を有するサーメツトで構成された切削工具が
広く用いられている。
表の5aおよび6a族金属のうちの1種または2種以上との
複合金属炭窒化物:45〜80重量%を含有し、残りがCoお
よびNiのうちの1種または2種を主成分とする結合相か
らなる組成を有するサーメツトで構成された切削工具が
広く用いられている。
しかし、上記の従来サーメツト製切削工具は、すぐれた
靱性をもつので、鋼の断続切削ではすぐれた性能を発揮
するものの、硬さが十分でないために、鋼の連続切削で
は比較的低い耐摩耗性しか示さず、使用寿命の短かいも
のであつた。
靱性をもつので、鋼の断続切削ではすぐれた性能を発揮
するものの、硬さが十分でないために、鋼の連続切削で
は比較的低い耐摩耗性しか示さず、使用寿命の短かいも
のであつた。
そこで、本発明者等は、上述のような観点から、上記従
来サーメツト製切削工具のもつすぐれた靱性を損なうこ
となく、これにすぐれた耐摩耗性を付与すべく研究を行
なつた結果、 上記の分散相として、Tiと、周期律表の5aおよび6a族金
属(以下Mで示す)のうちの1種または2種以上との複
合金属炭窒化物:45〜80重量%を含有し、残りがCoおよ
びNiのうちの1種または2種を主成分とする結合相から
なる組成を有するサーメツトで構成された切削工具にお
いて、 上記分散相を構成する複合金属炭窒化物の組成を特定、
すなわち、これを、 組成式:(Tiα,Mβ)(Cx,Ny)z、 で表わした場合、原子比で、 α+β=1、2.5≦α/β≦30、x+y=1、 1.5≦x/y≦5、0.8≦z≦1、 を満足する組成に特定した上で、このサーメツトに、窒
素雰囲気中、温度:1000〜1300℃、圧力:5〜2000気圧の
条件で熱間静水圧プレス(以下HIPという)処理を施す
と、前記サーメツトの表面部には、複合金属炭窒化物に
おける窒素含有量が、サーメツト内部の複合金属炭窒化
物の窒素含有量に比して相対的に高く、かつサーメツト
内部に向うにしたがつて連続的に減少する窒素濃度勾配
をもつた窒素富化層が形成されるようになり、この結果
のサーメツトにおいては、前記窒素富化層がきわめて硬
質であることから、すぐれた耐摩耗性が確保され、また
サーメツト内部はすぐれた靱性を保持した状態になつて
いるので、これを鋼の連続切削や断続切削に切削工具と
して用いた場合にすぐれた切削性能を長期に亘つて発揮
するという知見を得たのである。
来サーメツト製切削工具のもつすぐれた靱性を損なうこ
となく、これにすぐれた耐摩耗性を付与すべく研究を行
なつた結果、 上記の分散相として、Tiと、周期律表の5aおよび6a族金
属(以下Mで示す)のうちの1種または2種以上との複
合金属炭窒化物:45〜80重量%を含有し、残りがCoおよ
びNiのうちの1種または2種を主成分とする結合相から
なる組成を有するサーメツトで構成された切削工具にお
いて、 上記分散相を構成する複合金属炭窒化物の組成を特定、
すなわち、これを、 組成式:(Tiα,Mβ)(Cx,Ny)z、 で表わした場合、原子比で、 α+β=1、2.5≦α/β≦30、x+y=1、 1.5≦x/y≦5、0.8≦z≦1、 を満足する組成に特定した上で、このサーメツトに、窒
素雰囲気中、温度:1000〜1300℃、圧力:5〜2000気圧の
条件で熱間静水圧プレス(以下HIPという)処理を施す
と、前記サーメツトの表面部には、複合金属炭窒化物に
おける窒素含有量が、サーメツト内部の複合金属炭窒化
物の窒素含有量に比して相対的に高く、かつサーメツト
内部に向うにしたがつて連続的に減少する窒素濃度勾配
をもつた窒素富化層が形成されるようになり、この結果
のサーメツトにおいては、前記窒素富化層がきわめて硬
質であることから、すぐれた耐摩耗性が確保され、また
サーメツト内部はすぐれた靱性を保持した状態になつて
いるので、これを鋼の連続切削や断続切削に切削工具と
して用いた場合にすぐれた切削性能を長期に亘つて発揮
するという知見を得たのである。
この発明は、上記知見にもとづいてなされたものであつ
て、 分散相として、Tiと、Mのうちの1種または2種以上と
の複合金属炭窒化物:45〜80重量%を含有し、この複合
金属炭窒化物のは、これを、 組成式:(Tiα,Mβ)(Cx,Ny)z、 で表わした場合、原子比で、 α+β=1、2.5≦α/β≦30、x+y=1、 1.5≦x/y≦5、0.8≦z≦1、 を満足し、 残りがCoおよびNiのうちの1種または2種を主成分とす
る結合相からなる組成を有するサーメツトに、 窒素雰囲気中、温度:1000〜1300℃、圧力:5〜2000気圧
の条件でHIP処理を施して、 上記サーメツトの表面部に、複合金属炭窒化物における
窒素含有量が、サーメツト内部の複合金属炭窒化物の窒
素含有量に比して相対的に高く、かつサーメツト内部に
向うにしたがつて連続的に減少する窒素濃度勾配をもつ
た硬質の窒素富化層を形成することによつて、耐摩耗性
および靱性のすぐれたサーメツト製切削工具を製造する
方法に特徴を有するものである。
て、 分散相として、Tiと、Mのうちの1種または2種以上と
の複合金属炭窒化物:45〜80重量%を含有し、この複合
金属炭窒化物のは、これを、 組成式:(Tiα,Mβ)(Cx,Ny)z、 で表わした場合、原子比で、 α+β=1、2.5≦α/β≦30、x+y=1、 1.5≦x/y≦5、0.8≦z≦1、 を満足し、 残りがCoおよびNiのうちの1種または2種を主成分とす
る結合相からなる組成を有するサーメツトに、 窒素雰囲気中、温度:1000〜1300℃、圧力:5〜2000気圧
の条件でHIP処理を施して、 上記サーメツトの表面部に、複合金属炭窒化物における
窒素含有量が、サーメツト内部の複合金属炭窒化物の窒
素含有量に比して相対的に高く、かつサーメツト内部に
向うにしたがつて連続的に減少する窒素濃度勾配をもつ
た硬質の窒素富化層を形成することによつて、耐摩耗性
および靱性のすぐれたサーメツト製切削工具を製造する
方法に特徴を有するものである。
つぎに、この発明の方法において、サーメツトの成分組
成および分散相を構成する複合金属炭窒化物の組成、さ
らにHIP処理条件を上記の通りに限定した理由を説明す
る。
成および分散相を構成する複合金属炭窒化物の組成、さ
らにHIP処理条件を上記の通りに限定した理由を説明す
る。
A.分散相の含有量 分散相の含有量が45%未満では、相対的に結合相の含有
量が多くなりすぎて所望の耐摩耗性を確保することがで
きなくなるばかりでなく、窒素富化層の形成が困難にな
り、一方分散相の含有量が80%を越えると、相対的に結
合相の含有量が少なくなりすぎて所望の靱性を確保する
ことができなくなることから、その含有量を45〜80%と
定めた。
量が多くなりすぎて所望の耐摩耗性を確保することがで
きなくなるばかりでなく、窒素富化層の形成が困難にな
り、一方分散相の含有量が80%を越えると、相対的に結
合相の含有量が少なくなりすぎて所望の靱性を確保する
ことができなくなることから、その含有量を45〜80%と
定めた。
B.複合金属炭窒化物の組成 (a) α/β サーメツトの分散相が、α/β値:2.5未満の複合金属炭
窒化物で構成されると、サーメツト表面部に窒素富化層
を形成するのが困難になつて、所定の層厚、望ましくは
約1.5〜2mmの層厚の窒素富化層を形成することができ
ず、一方、α/β値が30を越えた組成の複合金属炭窒化
物で構成されると、Tiに対するMの相対量が少ないこと
に原因して、焼結時のぬれ性が劣化し、靱性のすぐれた
サーメツトを得ることができなくなることから、α/β
値を、原子比で2.5〜30と定めた。
窒化物で構成されると、サーメツト表面部に窒素富化層
を形成するのが困難になつて、所定の層厚、望ましくは
約1.5〜2mmの層厚の窒素富化層を形成することができ
ず、一方、α/β値が30を越えた組成の複合金属炭窒化
物で構成されると、Tiに対するMの相対量が少ないこと
に原因して、焼結時のぬれ性が劣化し、靱性のすぐれた
サーメツトを得ることができなくなることから、α/β
値を、原子比で2.5〜30と定めた。
(b) x/y サーメツトの分散相が、x/y値:1.5未満の複合金属炭窒
化物で構成されると、相対的に炭素含有量が不足し、一
方窒素含有量が多くなりすぎて、サーメツト表面部に窒
素富化層を形成するのが困難になり、一方、x/y値が5
を越えた組成の複合金属炭窒化物でサーメツトが構成さ
れると、サーメツトに所望のすぐれた靱性を確保するこ
とができないことから、x/y値を、原子比で1.5〜5と定
めた。
化物で構成されると、相対的に炭素含有量が不足し、一
方窒素含有量が多くなりすぎて、サーメツト表面部に窒
素富化層を形成するのが困難になり、一方、x/y値が5
を越えた組成の複合金属炭窒化物でサーメツトが構成さ
れると、サーメツトに所望のすぐれた靱性を確保するこ
とができないことから、x/y値を、原子比で1.5〜5と定
めた。
(c) z z値が0.8未満の複合金属炭窒化物でサーメツトを構成
すると、所望のすぐれた靱性をもつたサーメツトを得る
ことができないので、複合金属炭窒化物におけるz値を
原子比で0.8以上にする必要がある。なおz値の上限値:
1は化学量論組成における最高値である。
すると、所望のすぐれた靱性をもつたサーメツトを得る
ことができないので、複合金属炭窒化物におけるz値を
原子比で0.8以上にする必要がある。なおz値の上限値:
1は化学量論組成における最高値である。
なお、この発明の方法で用いられるサーメツトは、いず
れも原料粉末として用意した、TiCN粉末(ただしC/N:9/
1〜7/3)と、周期律表の5aおよび6a族金属の炭化物であ
るVC、NbC、TaC、Cr3C2、Mo2C、およびWCのうちの1種
または2種以上の粉末と、Ni粉末およびCo粉末のうちの
1種または2種とを用い、これら原料粉末を所定の配合
組成に配合し、湿式で粉砕混合した後、圧粉体にプレス
成形し、この圧粉体を、減圧窒素雰囲気中、1300〜1500
℃の温度で焼結することによつて製造される。
れも原料粉末として用意した、TiCN粉末(ただしC/N:9/
1〜7/3)と、周期律表の5aおよび6a族金属の炭化物であ
るVC、NbC、TaC、Cr3C2、Mo2C、およびWCのうちの1種
または2種以上の粉末と、Ni粉末およびCo粉末のうちの
1種または2種とを用い、これら原料粉末を所定の配合
組成に配合し、湿式で粉砕混合した後、圧粉体にプレス
成形し、この圧粉体を、減圧窒素雰囲気中、1300〜1500
℃の温度で焼結することによつて製造される。
C.HIP処理 (a) 温度 1000℃未満の温度では、サーメツト中に存在するポアの
消滅を十分に行なうことができないばかりでなく、窒素
富化層の形成が遅く、所定の層厚にするのに長時間を要
し、実用的でなく、一方1300℃を越えた温度にすると、
窒素富化層中の濃度勾配が失なわれるようになり、耐摩
耗性の向上効果が低下するようになることから、その温
度を1000〜1300℃と定めた。
消滅を十分に行なうことができないばかりでなく、窒素
富化層の形成が遅く、所定の層厚にするのに長時間を要
し、実用的でなく、一方1300℃を越えた温度にすると、
窒素富化層中の濃度勾配が失なわれるようになり、耐摩
耗性の向上効果が低下するようになることから、その温
度を1000〜1300℃と定めた。
(b) 圧力 5気圧未満の圧力では、窒素富化層の形成速度が遅く、
かつ窒素濃度勾配も小さく、所望の耐摩耗性を確保する
ことができず、一方2000気圧を越えた圧力にすると、遊
離炭素が形成されるようになり、これが反応にあずかつ
て窒素富化層中に炭窒化物が形成されるようになり、耐
欠損性の低下をまねくようになることから、その圧力を
5〜2000気圧と定めた。
かつ窒素濃度勾配も小さく、所望の耐摩耗性を確保する
ことができず、一方2000気圧を越えた圧力にすると、遊
離炭素が形成されるようになり、これが反応にあずかつ
て窒素富化層中に炭窒化物が形成されるようになり、耐
欠損性の低下をまねくようになることから、その圧力を
5〜2000気圧と定めた。
つぎに、この発明の方法を実施例により具体的に説明す
る。
る。
まず、原料粉末として、平均粒径:1.2μmを有するTiC
0.8N0.2粉末、同1.0μmのVC粉末、同1.0μmのNbC粉
末、同1.1μmのTaC粉末、同1.0μmのCr3C2粉末、同1.
0μmのMo2C粉末、同0.8μmのWC粉末、同2.2μmのNi
粉末、および同1.2μmのCo粉末を用意し、これら原料
粉末を、それぞれ第1表に示される配合組成に配合し、
ボールミルにて72時間湿式混合し、乾燥した後、15kg/m
m2の圧力にてプレス成形して圧粉体とし、これら圧粉体
を、常温から1330℃までの加熱過程および1330℃から常
温までの冷却過程を真空とし、1330℃から1430℃までの
加熱過程、1430℃に1時間保持、および1430℃から1330
℃までの冷却過程を3torrの減圧窒素雰囲気とした条件
で焼結して、それぞれ第2表に示される組成をもつたサ
ーメツト1〜18を製造し、ついで、これらサーメツト
に、窒 素雰囲気中、第3表に示される条件でHIP処理を施し、
その表面部に同じく第3表に示される層厚の窒素富化層
を形成することによつて本発明法a〜rを実施し、本発
明サーメツトa〜rをそれぞれ製造した。
0.8N0.2粉末、同1.0μmのVC粉末、同1.0μmのNbC粉
末、同1.1μmのTaC粉末、同1.0μmのCr3C2粉末、同1.
0μmのMo2C粉末、同0.8μmのWC粉末、同2.2μmのNi
粉末、および同1.2μmのCo粉末を用意し、これら原料
粉末を、それぞれ第1表に示される配合組成に配合し、
ボールミルにて72時間湿式混合し、乾燥した後、15kg/m
m2の圧力にてプレス成形して圧粉体とし、これら圧粉体
を、常温から1330℃までの加熱過程および1330℃から常
温までの冷却過程を真空とし、1330℃から1430℃までの
加熱過程、1430℃に1時間保持、および1430℃から1330
℃までの冷却過程を3torrの減圧窒素雰囲気とした条件
で焼結して、それぞれ第2表に示される組成をもつたサ
ーメツト1〜18を製造し、ついで、これらサーメツト
に、窒 素雰囲気中、第3表に示される条件でHIP処理を施し、
その表面部に同じく第3表に示される層厚の窒素富化層
を形成することによつて本発明法a〜rを実施し、本発
明サーメツトa〜rをそれぞれ製造した。
ついで、この結果得られた本発明サーメツトa〜r、並
びに上記の窒素富化層の形成を行なわないサーメツト1
〜18について、耐摩耗性を評価する目的で、表面および
中心部のロツクウエル硬さ(Aスケール)、並びに靱性
を評価する目的で抗折力を測定し、さらに、 被削材:SNCM439(硬さ:HB260)の丸棒、 切削速度:180mm/min.、 送り:0.3mm/rev.、 切込み:1.5mm、 切削時間:15分、 の条件での鋼の連続切削試験、並びに、 被削材:SNCM439(硬さ:HB280)の角材、 切削速度:140m/min、 送り:0.3mm/rev.、 切込み:2mm、 切削時間:3分、 の条件での鋼の連続切削試験を行ない、前者の連続切削
試験では切刃のすくい面摩耗深さと逃げ面摩耗幅を測定
し、また後者の断続切削試験では10個の試験切刃数のう
ちの欠損発生切刃数を測定した。これらの結果を第4表
に示した。
びに上記の窒素富化層の形成を行なわないサーメツト1
〜18について、耐摩耗性を評価する目的で、表面および
中心部のロツクウエル硬さ(Aスケール)、並びに靱性
を評価する目的で抗折力を測定し、さらに、 被削材:SNCM439(硬さ:HB260)の丸棒、 切削速度:180mm/min.、 送り:0.3mm/rev.、 切込み:1.5mm、 切削時間:15分、 の条件での鋼の連続切削試験、並びに、 被削材:SNCM439(硬さ:HB280)の角材、 切削速度:140m/min、 送り:0.3mm/rev.、 切込み:2mm、 切削時間:3分、 の条件での鋼の連続切削試験を行ない、前者の連続切削
試験では切刃のすくい面摩耗深さと逃げ面摩耗幅を測定
し、また後者の断続切削試験では10個の試験切刃数のう
ちの欠損発生切刃数を測定した。これらの結果を第4表
に示した。
第4表に示される結果から、本発明サーメツトa〜r
は、いずれも窒素富化層の形成がないサーメツト1〜18
と同等の内部硬さと抗折力を示し、すぐれた靱性をもつ
ほか、サーメツト1〜18に比して高い表面硬さをもち、
このことは、本発明サーメツトa〜rが、鋼の連続切削
試験ではサーメツト1〜18のそれぞれに比して一段とす
ぐれた耐摩耗性を示し、かつ断続切削試験ではすぐれた
耐欠損性を示すことが明らかである。
は、いずれも窒素富化層の形成がないサーメツト1〜18
と同等の内部硬さと抗折力を示し、すぐれた靱性をもつ
ほか、サーメツト1〜18に比して高い表面硬さをもち、
このことは、本発明サーメツトa〜rが、鋼の連続切削
試験ではサーメツト1〜18のそれぞれに比して一段とす
ぐれた耐摩耗性を示し、かつ断続切削試験ではすぐれた
耐欠損性を示すことが明らかである。
上述のように、この発明の方法によれば、すぐれた耐摩
耗性と靱性とを具備し、切削工具として用いた場合、特
に鋼の連続切削および断続切削ですぐれた切削性能を長
期に亘つて発揮するサーメツトを製造することができる
のである。
耗性と靱性とを具備し、切削工具として用いた場合、特
に鋼の連続切削および断続切削ですぐれた切削性能を長
期に亘つて発揮するサーメツトを製造することができる
のである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭53−127513(JP,A) 特開 昭61−26581(JP,A) 特開 昭59−229431(JP,A)
Claims (1)
- 【請求項1】分散相として、Tiと、周期律表の5aおよび
6a族金属(以下Mで示す)のうちの1種または2種以上
との複合金属炭窒化物:45〜80重量%を含有し、この複
合金属炭窒化物は、これを、 組成式:(Tiα,Mβ)(Cx,Ny)z、 で表わした場合、原子比で、 α+β=1、2.5≦α/β≦30、x+y=1、 1.5≦x/y≦5、0.8≦z≦1、 を満足し、 残りがCoおよびNiのうちの1種または2種を主成分とす
る結合相からなる組成を有するサーメツトに、 窒素雰囲気中、温度:1000〜1300℃、圧力:5〜2000気圧
の条件で熱間静水圧プレス処理を施して、 上記サーメツトの表面部に、複合金属炭窒化物における
窒素含有量が、サーメツト内部の複合金属炭窒化物にお
ける窒素含有量に比して相対的に高く、かつサーメツト
内部に向うにしたがつて連続的に減少する窒素濃度勾配
をもつた硬質窒素富化層を形成することを特徴とする耐
摩耗性のすぐれたサーメツト製切削工具の製造法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3345686A JPH0698540B2 (ja) | 1986-02-18 | 1986-02-18 | 耐摩耗性のすぐれたサ−メツト製切削工具の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3345686A JPH0698540B2 (ja) | 1986-02-18 | 1986-02-18 | 耐摩耗性のすぐれたサ−メツト製切削工具の製造法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS62193731A JPS62193731A (ja) | 1987-08-25 |
JPH0698540B2 true JPH0698540B2 (ja) | 1994-12-07 |
Family
ID=12387039
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP3345686A Expired - Lifetime JPH0698540B2 (ja) | 1986-02-18 | 1986-02-18 | 耐摩耗性のすぐれたサ−メツト製切削工具の製造法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0698540B2 (ja) |
Families Citing this family (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH01315157A (ja) * | 1988-02-29 | 1989-12-20 | Tel Sagami Ltd | 板状体の保持装置 |
DE19845376C5 (de) * | 1998-07-08 | 2010-05-20 | Widia Gmbh | Hartmetall- oder Cermet-Körper |
JP5559575B2 (ja) | 2009-03-10 | 2014-07-23 | 株式会社タンガロイ | サーメットおよび被覆サーメット |
JPWO2010150335A1 (ja) | 2009-06-22 | 2012-12-06 | 株式会社タンガロイ | 被覆立方晶窒化硼素焼結体工具 |
EP2450136A1 (en) * | 2009-06-30 | 2012-05-09 | Tungaloy Corporation | Cermet and coated cermet |
US8999531B2 (en) | 2010-04-16 | 2015-04-07 | Tungaloy Corporation | Coated CBN sintered body |
JP5392408B2 (ja) | 2010-07-06 | 2014-01-22 | 株式会社タンガロイ | 被覆cBN焼結体工具 |
-
1986
- 1986-02-18 JP JP3345686A patent/JPH0698540B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS62193731A (ja) | 1987-08-25 |
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