JPH0713277B2 - 高靭性サーメット合金 - Google Patents
高靭性サーメット合金Info
- Publication number
- JPH0713277B2 JPH0713277B2 JP2036352A JP3635290A JPH0713277B2 JP H0713277 B2 JPH0713277 B2 JP H0713277B2 JP 2036352 A JP2036352 A JP 2036352A JP 3635290 A JP3635290 A JP 3635290A JP H0713277 B2 JPH0713277 B2 JP H0713277B2
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- Japan
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- phase
- hard
- hard phase
- alloy
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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、耐熱衝撃性および高温化学安定性に優れ、と
りわけ断続切削が行われるフライスなどの切削用チップ
として極めて高い耐欠損性を有する新規な高靭性サーメ
ット合金およびその製法に関する。
りわけ断続切削が行われるフライスなどの切削用チップ
として極めて高い耐欠損性を有する新規な高靭性サーメ
ット合金およびその製法に関する。
（従来の技術） 工具用サーメット合金は、当初TiCを硬質相主成分とし
たTiC系合金から出発した。TiC系サーメットは超硬合金
と比べると鉄との反応性が低く、耐摩耗性、仕上面粗
さ、高速加工性は優れているものの、耐熱衝撃性、刃先
強度、耐塑性変形性などの点で問題が多い。従って耐欠
損性が劣ることになり軽切削仕上用に限定されていた。
たTiC系合金から出発した。TiC系サーメットは超硬合金
と比べると鉄との反応性が低く、耐摩耗性、仕上面粗
さ、高速加工性は優れているものの、耐熱衝撃性、刃先
強度、耐塑性変形性などの点で問題が多い。従って耐欠
損性が劣ることになり軽切削仕上用に限定されていた。
かかる欠点である耐欠損性の不足はTiNの添加により改
善されることが発見され、その後各社でTiN添加サーメ
ットがつくられてきたが、硬質相中のTiN％を30％以上
高くすると焼結時に脱窒現象が起き、ボアが発生し、却
って脆くなるため、硬質相中のＮ含有率で の低Ｎ系の硬質相が用いられてきた。従って耐欠損性の
改善は依然として不充分であった。然るに近年 の硬質相を有するサーメット合金の製造技術が開発さ
れ、耐欠損性がある程度改善された。これにより断続切
削や湿式切削が可能となり仕上から荒加工およびフライ
ス加工にまで適用可能な比較的高Ｎ系 のサーメットが登場してきた（例えば特開昭49−78609
参照）。
善されることが発見され、その後各社でTiN添加サーメ
ットがつくられてきたが、硬質相中のTiN％を30％以上
高くすると焼結時に脱窒現象が起き、ボアが発生し、却
って脆くなるため、硬質相中のＮ含有率で の低Ｎ系の硬質相が用いられてきた。従って耐欠損性の
改善は依然として不充分であった。然るに近年 の硬質相を有するサーメット合金の製造技術が開発さ
れ、耐欠損性がある程度改善された。これにより断続切
削や湿式切削が可能となり仕上から荒加工およびフライ
ス加工にまで適用可能な比較的高Ｎ系 のサーメットが登場してきた（例えば特開昭49−78609
参照）。
（発明が解決しようとする課題） しかしながら、上述のサーメットは依然として重切削や
激しい断続切削で機械的衝撃と共に熱衝撃によるサーマ
ルクラック（熱亀裂）が生じやすい。とりわけ高能率
（高送り）フライス切削においては寿命が短く、また刃
先強度の信頼性に欠けるという欠点が尚残っており、こ
れらの点を解決した高靭性サーメット合金の出現に対す
る期待が機械工具業界で高まってきている。
激しい断続切削で機械的衝撃と共に熱衝撃によるサーマ
ルクラック（熱亀裂）が生じやすい。とりわけ高能率
（高送り）フライス切削においては寿命が短く、また刃
先強度の信頼性に欠けるという欠点が尚残っており、こ
れらの点を解決した高靭性サーメット合金の出現に対す
る期待が機械工具業界で高まってきている。
かかる欠点を改善するにはTiNをはじめとする窒化物の
添加量を増大し、硬質相中のＮ含有率 を更に高めていくことが考えられる。この場合、Ｎ含有
率を高めれば耐熱衝撃性は向上するが、耐摩耗性は低下
する。このため の領域では耐摩耗性の低下およびヤング率低下による耐
塑性変形性の低下が著しくなるため切削抵抗が増大し刃
先温度の上昇が大となり、耐熱衝撃性の向上を打消す作
用となるため却って耐欠損性が悪化する。従って従来の
ように単に窒化物または炭窒化物を添加増量することに
よる耐欠損性の改善には限界があり、これがサーメット
合金を更に強靭化する上での問題点でありまた新しい方
策が求められていた。
添加量を増大し、硬質相中のＮ含有率 を更に高めていくことが考えられる。この場合、Ｎ含有
率を高めれば耐熱衝撃性は向上するが、耐摩耗性は低下
する。このため の領域では耐摩耗性の低下およびヤング率低下による耐
塑性変形性の低下が著しくなるため切削抵抗が増大し刃
先温度の上昇が大となり、耐熱衝撃性の向上を打消す作
用となるため却って耐欠損性が悪化する。従って従来の
ように単に窒化物または炭窒化物を添加増量することに
よる耐欠損性の改善には限界があり、これがサーメット
合金を更に強靭化する上での問題点でありまた新しい方
策が求められていた。
（課題を解決するための手段） 本発明は、かかる従来品の耐欠損性の限界を越えるべく
鋭意研究を行なった結果、第１図（ロ），（ハ）に示す
如く従来とは全く異なる合金構成相を得たことにより解
決の方策を見出した。
鋭意研究を行なった結果、第１図（ロ），（ハ）に示す
如く従来とは全く異なる合金構成相を得たことにより解
決の方策を見出した。
即ち低Ｎ系の炭窒化物からなる第１の硬質相と高Ｎ系の
炭窒酸化物からなる第２の硬質相をある一定の量比で混
在せしめ、あるいは結合金属相中にAlまたはSiの耐熱性
化合物を均一分散せしめれば耐欠損性が著しく向上する
という知見を得たのである。
炭窒酸化物からなる第２の硬質相をある一定の量比で混
在せしめ、あるいは結合金属相中にAlまたはSiの耐熱性
化合物を均一分散せしめれば耐欠損性が著しく向上する
という知見を得たのである。
まず硬質相については第２図に示すように硬質相中の （以下Ｎ含有率と称する）を増していくと耐熱衝撃性は
一様に向上するが、耐逃げ面摩耗性、ヤング率はＮ含有
率が50％までは徐々に低下するが、それ以上では急激に
低下する。このためにこれらの特性の総合性能として現
われる耐欠損性はＮ含有率50％までは徐々に向上する
が、50％を越えると低下傾向となるわけである。この低
下を防止して更に向上させる手段として、耐熱衝撃性を
維持したままで耐逃げ面摩耗性の急激な低下を抑制する
ことを企図した。このためＮ含有率の異なる２種類の硬
質相を用いた。
一様に向上するが、耐逃げ面摩耗性、ヤング率はＮ含有
率が50％までは徐々に低下するが、それ以上では急激に
低下する。このためにこれらの特性の総合性能として現
われる耐欠損性はＮ含有率50％までは徐々に向上する
が、50％を越えると低下傾向となるわけである。この低
下を防止して更に向上させる手段として、耐熱衝撃性を
維持したままで耐逃げ面摩耗性の急激な低下を抑制する
ことを企図した。このためＮ含有率の異なる２種類の硬
質相を用いた。
即ち二重有芯構造を有するB1型硬質相の芯部組成におい
て、Ｎ含有率を30mol％以下の低Ｎ系のTi（CN）からな
る第１の硬質相を用いることで耐逃げ面摩耗性、ヤング
率の向上を図る。然るに低Ｎ系の硬質相が存在すること
で耐熱衝撃性がＮ含有率50％組成の合金より低下するこ
ととなるので、この点を次のような高Ｎ系の第２の硬質
相を設定することで補償した。
て、Ｎ含有率を30mol％以下の低Ｎ系のTi（CN）からな
る第１の硬質相を用いることで耐逃げ面摩耗性、ヤング
率の向上を図る。然るに低Ｎ系の硬質相が存在すること
で耐熱衝撃性がＮ含有率50％組成の合金より低下するこ
ととなるので、この点を次のような高Ｎ系の第２の硬質
相を設定することで補償した。
即ち前記芯部組成において、Ｎ含有率70mol％以上の相
を第２の硬質相として一定量含有させることとした。こ
の場合、少量含有することによりＮ含有率50mol％の一
種類の硬質相からできている合金と同等以上の耐熱特性
を有するようにする必要がある。このためTi（CN）とし
てではなく、TiC,TiNに相互固溶性を有しAl2O3に匹敵す
る高温化学安定性のあるTiOを１〜20％固溶したTi（CN
O）を芯部組成として用いた。これにより耐熱衝撃性は
従来合金のピーク値を維持すると共に化学安定性の向上
を達成した。
を第２の硬質相として一定量含有させることとした。こ
の場合、少量含有することによりＮ含有率50mol％の一
種類の硬質相からできている合金と同等以上の耐熱特性
を有するようにする必要がある。このためTi（CN）とし
てではなく、TiC,TiNに相互固溶性を有しAl2O3に匹敵す
る高温化学安定性のあるTiOを１〜20％固溶したTi（CN
O）を芯部組成として用いた。これにより耐熱衝撃性は
従来合金のピーク値を維持すると共に化学安定性の向上
を達成した。
以上のようにして低Ｎ系のTi（CN）からなる第１の硬質
相と高Ｎ系のTi（CNO）からなる第２の硬質相を一定量
比で含有させることにより第２図に示すように耐欠損性
が従来合金よりも著しく高い合金が得られるという驚く
べき事実が判明した。
相と高Ｎ系のTi（CNO）からなる第２の硬質相を一定量
比で含有させることにより第２図に示すように耐欠損性
が従来合金よりも著しく高い合金が得られるという驚く
べき事実が判明した。
また第３図に示すように第２の硬質相の含有率に適正値
が存在し、全硬質相中に占める重量比で５〜20％の時に
効果かあることがわかった。
が存在し、全硬質相中に占める重量比で５〜20％の時に
効果かあることがわかった。
更に耐欠損性の一段の向上を図るために結合相の強化を
企図した。従来、サーメット合金においてはAlまたはSi
の化合物は欠損として作用し、脆化要因と考えられてお
り、添加元素としては除外されていた。然るに反応焼結
によりTiとの中間化合物として結合金属相中に一定量分
散せしめると，高温下での耐熱亀裂性の向上に著しく寄
与する知見が得られた。即ちAlまたはSiを結合金属相中
に占める重量比で0.5〜20％添加することにより、これ
らのAlまたはSiが前記Ti(CxNy)ηまたはTi(CxNyOz)ηの
不定比原子分率（１−η）に相当する過剰なTiと反応し
て生じた耐熱性中間化合物、例えばTiAl3,TiAl,Ti3Al，
TiSi3,TiSi,Ti3Si等が結合金属相中に均一に分散して存
在することになり、サーマルクラックの進展を阻止し，
従って耐欠損性が向上すると推察できる。
企図した。従来、サーメット合金においてはAlまたはSi
の化合物は欠損として作用し、脆化要因と考えられてお
り、添加元素としては除外されていた。然るに反応焼結
によりTiとの中間化合物として結合金属相中に一定量分
散せしめると，高温下での耐熱亀裂性の向上に著しく寄
与する知見が得られた。即ちAlまたはSiを結合金属相中
に占める重量比で0.5〜20％添加することにより、これ
らのAlまたはSiが前記Ti(CxNy)ηまたはTi(CxNyOz)ηの
不定比原子分率（１−η）に相当する過剰なTiと反応し
て生じた耐熱性中間化合物、例えばTiAl3,TiAl,Ti3Al，
TiSi3,TiSi,Ti3Si等が結合金属相中に均一に分散して存
在することになり、サーマルクラックの進展を阻止し，
従って耐欠損性が向上すると推察できる。
次に、本発明のサーメット合金において前記の如く成分
範囲を限定した理由について述べる。
範囲を限定した理由について述べる。
結合金属相について 結合金属相は焼結中に液相となり、硬質相粒子を保持す
る作用をすると共に合金に靭性を付与する。この相成分
の含有量が50％未満では焼結不充分となると同時に合金
が靭性不足となる。一方、30％を越えると硬さ低下が著
しく耐摩耗性が悪くなるため５〜30％と限定した。
る作用をすると共に合金に靭性を付与する。この相成分
の含有量が50％未満では焼結不充分となると同時に合金
が靭性不足となる。一方、30％を越えると硬さ低下が著
しく耐摩耗性が悪くなるため５〜30％と限定した。
第１の硬質相−Ti(CxNy)ηについて 本硬質相は耐摩耗性、耐塑性変形性を合金に付与し、更
に焼結性の改善を図るために設定した相である。従って
これらの特性が急激に悪化しない限定としてＮ含有率を
30mol％以下と規定した。また不定比モル分率ηについ
てはあまり小さいと過剰なTi原子が生じ合金の脆化要因
となるので0.5≦η≦１とした。
に焼結性の改善を図るために設定した相である。従って
これらの特性が急激に悪化しない限定としてＮ含有率を
30mol％以下と規定した。また不定比モル分率ηについ
てはあまり小さいと過剰なTi原子が生じ合金の脆化要因
となるので0.5≦η≦１とした。
第２の硬質相−Ti(CxNyOz)ηについて 本硬質相は耐熱衝撃性、従って耐熱亀裂性および高温化
学安定性を合金に付与するために設定した相である。本
硬質相が全硬質相中に占める重量比で５％未満の場合
は、これらの特性に対して効果がなく、また20％を越え
ると耐摩耗性、焼結性が悪化するので、その含有量を全
硬質相中に占める重量比で５〜20％とした。
学安定性を合金に付与するために設定した相である。本
硬質相が全硬質相中に占める重量比で５％未満の場合
は、これらの特性に対して効果がなく、また20％を越え
ると耐摩耗性、焼結性が悪化するので、その含有量を全
硬質相中に占める重量比で５〜20％とした。
次にTiNは耐熱衝撃性に効果があるが、その含有率が70m
ol％に達しないと所定の効果が得られないので、Ｎ含有
率を70mol％以上とした。
ol％に達しないと所定の効果が得られないので、Ｎ含有
率を70mol％以上とした。
またTiOは高温での化学安定性に効果があるが、その含
有量が１％未満では効果がなく、20％を越えると脆化要
因となるのでその含有量を0.01≦ｚ≦0.2とした。
有量が１％未満では効果がなく、20％を越えると脆化要
因となるのでその含有量を0.01≦ｚ≦0.2とした。
AlまたはSiについて これらの成分は前記Ti(CxNy)ηまたはTi(CxNyOz)ηの相
対的に過剰なTiと反応して耐熱性の中間化合物を形成
し、結合金属相中に均一に分散することにより熱亀裂の
進展を阻止する作用を有し、高温下での結合相の強化に
効果がある。これらの含有量が結合金属相中に占める重
量比で0.5％未満では効果がなく20％を越えると合金を
劣化させるので、その含有量を前記重量比で0.5〜20％
とした。
対的に過剰なTiと反応して耐熱性の中間化合物を形成
し、結合金属相中に均一に分散することにより熱亀裂の
進展を阻止する作用を有し、高温下での結合相の強化に
効果がある。これらの含有量が結合金属相中に占める重
量比で0.5％未満では効果がなく20％を越えると合金を
劣化させるので、その含有量を前記重量比で0.5〜20％
とした。
（実施例） 市販の平均粒度１〜３μｍの各種原料を用いて第１
表に示す本発明合金ａ〜ｉ、比較合金１〜５の配合で、
有機溶媒としてアセトンを用いてボールミルにて湿式混
合し、更にパラフィンを２％添加して乾燥粉末とした
後、プレスにて成型した。これらの成型体を真空焼結炉
で1450℃,1torr,1hの条件で焼結し、第１表に示す各種
合金を作成した。
表に示す本発明合金ａ〜ｉ、比較合金１〜５の配合で、
有機溶媒としてアセトンを用いてボールミルにて湿式混
合し、更にパラフィンを２％添加して乾燥粉末とした
後、プレスにて成型した。これらの成型体を真空焼結炉
で1450℃,1torr,1hの条件で焼結し、第１表に示す各種
合金を作成した。
これらの焼結体をダイヤモンド砥石で研削し、SPGN1203
08 TNのチップ形状に仕上げた。これらのチップについ
て下記の条件でフライス切削テストを実施し、欠損率を
比較した。その結果本発明合金は比較合金に比して２倍
以上の耐欠損性を有する結果を得た。
08 TNのチップ形状に仕上げた。これらのチップについ
て下記の条件でフライス切削テストを実施し、欠損率を
比較した。その結果本発明合金は比較合金に比して２倍
以上の耐欠損性を有する結果を得た。
切削条件 v:150m/min f:0.4mm/rev.刃 d:2mm カッタ径:150mm チップ形状:SPGN120308 TN 切削材:SNCM439 （100×110×200）mm 寿命判定:10パス／コーナにて 実施例１と同様にして第２表に示す本発明合金ｊ〜
ｌと比較合金６〜８のチップを作成した。
ｌと比較合金６〜８のチップを作成した。
これらのチップについて下記の条件で断続旋削テストを
実施し、欠損寿命を比較したところ第４図に示すような
結果を得た。本発明合金は比較合金に比べて低送り域で
は２倍以上、高送り域では1.2倍以上の欠損寿命を示し
た。
実施し、欠損寿命を比較したところ第４図に示すような
結果を得た。本発明合金は比較合金に比べて低送り域で
は２倍以上、高送り域では1.2倍以上の欠損寿命を示し
た。
切削条件 切削材:S45C（HB 188〜195） チップ形状:SNMG433 切削速度:300m/min. 送り:0.315mm/rev. 切込み度:4.0mm ホルダー:PSDNN2525
第１図はサーメット合金の構成相図であり、（イ）は従
来合金、（ロ）は本発明の実施例、（ハ）は他の実施例
を示し、第２図は本発明品と従来品のＮ含有率と特性の
関係図、第３図はTi（CNO）含有量と耐欠損性の関係
図、第４図は断続旋削テスト比較図である。
来合金、（ロ）は本発明の実施例、（ハ）は他の実施例
を示し、第２図は本発明品と従来品のＮ含有率と特性の
関係図、第３図はTi（CNO）含有量と耐欠損性の関係
図、第４図は断続旋削テスト比較図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 松永 卓 富山県富山市石金20番地 株式会社不二越 内 (72)発明者 岡野 重尚 富山県富山市石金20番地 株式会社不二越 内
Claims (3)
- 【請求項１】二重有芯構造を有するB1型硬質相と結合金
属相とからなり、結合金属相として鉄族金属の１種また
は２種以上を５〜30重量％を含有し、硬質相としてTiと
Ｗ、及びこれに周期律表第4a,5a,6a族遷移金属の１種ま
たは２種以上を含有した炭化物、窒化物、炭窒化物また
は炭窒酸化物の混合物もしくは相互固溶体化合物を70〜
95重量％含有するサーメット合金において、該硬質相
は、二重有芯構造の芯部組成において窒素含有率が30mo
l％以下のTi(CxNy)η（但しｙ≦0.3,x＋ｙ＝1,0.5≦η
≦１）からなる第１の硬質相と窒素含有率70mol％以上
のTi(CxNyOz)η（但しｙ≧0.7,x＋ｙ＋ｚ＝1,0.01≦ｚ
≦0.2,0.5≦η≦１）からなる第２の硬質相の２種類か
らなり、該第２の硬質相が硬質相中に占める重量比で５
〜20％であることを特徴とする高靭性サーメット合金。 - 【請求項２】前記結合金属相は、AlまたはSiを結合金属
相中に占める重量比で0.5％以上20％以下含有し、更に
これらのAlまたはSiが前記Ti(CxNy)ηまたはTi(CxNyOz)
ηの不定比原子分率（１−η）に相当する過剰なTiと反
応して生じた中間化合物として分散して存在している請
求項１記載の高靭性サーメット合金。 - 【請求項３】前記第１および第２の硬質層に、更に第３
の硬質相としてWC,TaC,HfC,NbCの中の１種または２種以
上が合金中に存在する請求項１又は２記載の高靭性サー
メット合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2036352A JPH0713277B2 (ja) | 1990-02-19 | 1990-02-19 | 高靭性サーメット合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2036352A JPH0713277B2 (ja) | 1990-02-19 | 1990-02-19 | 高靭性サーメット合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03240929A JPH03240929A (ja) | 1991-10-28 |
| JPH0713277B2 true JPH0713277B2 (ja) | 1995-02-15 |
Family
ID=12467448
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2036352A Expired - Fee Related JPH0713277B2 (ja) | 1990-02-19 | 1990-02-19 | 高靭性サーメット合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0713277B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100485994B1 (ko) * | 2002-07-23 | 2005-05-03 | 한국야금 주식회사 | 고질소함유 탄질화 티탄기 서멧트 및 이의 제조방법 |
| JP5127110B2 (ja) * | 2004-01-29 | 2013-01-23 | 京セラ株式会社 | ＴｉＣＮ基サーメットおよびその製造方法 |
| JP5127264B2 (ja) * | 2007-02-23 | 2013-01-23 | 京セラ株式会社 | ＴｉＣＮ基サーメット |
| JP4974980B2 (ja) * | 2008-08-25 | 2012-07-11 | 京セラ株式会社 | ＴｉＣＮ基サーメット |
| JP5413047B2 (ja) * | 2009-08-17 | 2014-02-12 | 住友電気工業株式会社 | 複合焼結体 |
-
1990
- 1990-02-19 JP JP2036352A patent/JPH0713277B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH03240929A (ja) | 1991-10-28 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
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