JPH08246090A - 靱性のすぐれた炭窒化チタン系サーメット - Google Patents
靱性のすぐれた炭窒化チタン系サーメットInfo
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- JPH08246090A JPH08246090A JP6669895A JP6669895A JPH08246090A JP H08246090 A JPH08246090 A JP H08246090A JP 6669895 A JP6669895 A JP 6669895A JP 6669895 A JP6669895 A JP 6669895A JP H08246090 A JPH08246090 A JP H08246090A
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Abstract
(57)【要約】
靱性のすぐれた炭窒化チタン系サーメットを提供する。
【構成】 炭窒化チタン系サーメットが、Ｃｏ、または
ＣｏとＮｉを主成分とする結合相：５〜３０重量％、中
心部が組成式：（Ｔｉ，Ｍ）ＣＮ（ただしＭはＴａ，Ｎ
ｂ，Ｖ，Ｗ，Ｍｏ，Ｃｒ、およびＺｒのうちの１種また
は２種以上）で表わされる複合金属炭窒化物で構成され
た有芯硬質相を主体とする硬質相と不可避不純物：残
り、からなる組成を有すると共に、前記有芯硬質相の主
体が、中心部の（Ｔｉ，Ｍ）ＣＮ相が丸みをもった塊状
形状を有し、かつ前記中心部が１．４以下のアスペクト
比を有する有芯硬質相で構成される。
ＣｏとＮｉを主成分とする結合相：５〜３０重量％、中
心部が組成式：（Ｔｉ，Ｍ）ＣＮ（ただしＭはＴａ，Ｎ
ｂ，Ｖ，Ｗ，Ｍｏ，Ｃｒ、およびＺｒのうちの１種また
は２種以上）で表わされる複合金属炭窒化物で構成され
た有芯硬質相を主体とする硬質相と不可避不純物：残
り、からなる組成を有すると共に、前記有芯硬質相の主
体が、中心部の（Ｔｉ，Ｍ）ＣＮ相が丸みをもった塊状
形状を有し、かつ前記中心部が１．４以下のアスペクト
比を有する有芯硬質相で構成される。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、すぐれた靱性を有
し、いずれも高靱性が要求される鋼の高速切削用切削工
具や各種耐摩工具などとして用いた場合にすぐれた性能
を発揮する炭窒化チタン系サーメットに関するものであ
る。
し、いずれも高靱性が要求される鋼の高速切削用切削工
具や各種耐摩工具などとして用いた場合にすぐれた性能
を発揮する炭窒化チタン系サーメットに関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】従来、一般に、Ｃｏ、またはＣｏとＮｉ
を主成分とする結合相：５〜３０重量％、中心部が組成
式：（Ｔｉ，Ｍ）ＣＮ（ただしＭは周期律表の４ａ，５
ａ、および６ａ族金属のうちの１種または２種以上）で
表わされる複合金属炭窒化物で構成された有芯硬質相を
主体（通常約７０面積％以上）とする硬質相と不可避不
純物：残り、からなる組成をもった炭窒化チタン系サー
メットが知られており、またこれら炭窒化チタン系サー
メットが切削工具や耐摩工具などとして用いられている
ことも知られている。
を主成分とする結合相：５〜３０重量％、中心部が組成
式：（Ｔｉ，Ｍ）ＣＮ（ただしＭは周期律表の４ａ，５
ａ、および６ａ族金属のうちの１種または２種以上）で
表わされる複合金属炭窒化物で構成された有芯硬質相を
主体（通常約７０面積％以上）とする硬質相と不可避不
純物：残り、からなる組成をもった炭窒化チタン系サー
メットが知られており、またこれら炭窒化チタン系サー
メットが切削工具や耐摩工具などとして用いられている
ことも知られている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】一方、近年の各種機械
装置の高性能化および省力化はめざましく、例えば切削
加工分野においても切削速度が高速化の傾向にあり、か
つＦＡ化およびＣＩＭ化と合まって、高速切削で長い使
用寿命を示す切削工具が望まれているが、上記の従来炭
窒化チタン系サーメットにおいては、特に靱性が十分で
ないために、これらの高速切削、例えば鋼の高速断続切
削では切刃にチッピング（微小欠け）や欠けなどが発生
し易く、満足な対応ができないのが現状である。
装置の高性能化および省力化はめざましく、例えば切削
加工分野においても切削速度が高速化の傾向にあり、か
つＦＡ化およびＣＩＭ化と合まって、高速切削で長い使
用寿命を示す切削工具が望まれているが、上記の従来炭
窒化チタン系サーメットにおいては、特に靱性が十分で
ないために、これらの高速切削、例えば鋼の高速断続切
削では切刃にチッピング（微小欠け）や欠けなどが発生
し易く、満足な対応ができないのが現状である。
【０００４】
【課題を解決するための手段】そこで、本発明者等は、
上述のような観点から、靱性のすぐれた炭窒化チタン系
サーメットを開発すべく、特に上記の従来炭窒化チタン
系サーメットに着目し、研究を行なった結果、 （１） 上記従来炭窒化チタン系サーメットが十分な靱
性を示さないのは、図３に走査型電子顕微鏡による組織
写真で示されるように、有芯硬質相における中心部の
（Ｔｉ，Ｍ）ＣＮ相の形状、すなわち、有芯硬質相に占
める割合で５０面積％以上が角ばった多辺形を有するこ
とに原因があること。 （２） 酸化チタン粉末に、Ｔａ，Ｎｂ，Ｖ，Ｗ，Ｍ
ｏ，Ｃｒ、およびＺｒの金属，酸化物、炭化物あるいは
窒化物のうちの１種または２種以上、およびカーボンブ
ラックを配合し、混合し、これより粉末成形体を形成
し、この粉末成形体を、大気圧以下の窒素雰囲気中、１
５００〜２０００℃の温度に所定時間保持の条件で還元
炭窒化処理することにより製造した（Ｔｉ，Ｍ）ＣＮ粉
末を、炭窒化チタン系サーメットの製造に際して原料粉
末として用いると、この（Ｔｉ，Ｍ）ＣＮ粉末が焼結後
核になって形成される有芯硬質相の中心部は、図１に同
じく走査型電子顕微鏡による組織写真で示されるよう
に、有芯硬質相に占める割合で５０面積％以上が丸みを
もった塊状形状を呈すると共に、１．４以下のアスペク
ト比をもつようになること。 （３） 炭窒化チタン系サーメットにおける有芯硬質相
の主体、すなわち有芯硬質相に占める割合で５０面積％
以上が、上記の中心部の（Ｔｉ，Ｍ）ＣＮ相が丸みをも
った塊状形状を有すると共に、１．４以下のアスペクト
比をもった有芯硬質相で構成されると、この結果の炭窒
化チタン系サーメットは著しくすぐれた靱性をもつよう
になること。 （４） 上記炭窒化チタン系サーメットの製造に際し
て、酸化チタン粉末に、カーボンブラックを配合し、混
合し、これより粉末成形体を形成し、この粉末成形体
を、大気圧以下の窒素雰囲気中、１５００〜２０００℃
の温度に所定時間保持の条件で還元炭窒化処理すること
により製造したＴｉＣＮ粉末を、原料粉末として併せて
用いると、（Ｔｉ，Ｍ）ＣＮ粉末が焼結後核になって形
成される有芯硬質相の中心部のみならず、このＴｉＣＮ
粉末が焼結後核になって形成される有芯硬質相の中心部
も、図２に同じく走査型電子顕微鏡による組織写真で示
されるように、ＴｉＣＮを核とする有芯硬質相に占める
割合で５０面積％以上が丸みをもった塊状形状を呈する
と共に、１．４以下のアスペクト比をもつようになり、
この結果の炭窒化チタン系サーメットはすぐれた靱性に
さらにすぐれた耐摩耗性を兼ね備えるようになること。 以上（１）〜（４）に示される研究結果を得たのであ
る。
上述のような観点から、靱性のすぐれた炭窒化チタン系
サーメットを開発すべく、特に上記の従来炭窒化チタン
系サーメットに着目し、研究を行なった結果、 （１） 上記従来炭窒化チタン系サーメットが十分な靱
性を示さないのは、図３に走査型電子顕微鏡による組織
写真で示されるように、有芯硬質相における中心部の
（Ｔｉ，Ｍ）ＣＮ相の形状、すなわち、有芯硬質相に占
める割合で５０面積％以上が角ばった多辺形を有するこ
とに原因があること。 （２） 酸化チタン粉末に、Ｔａ，Ｎｂ，Ｖ，Ｗ，Ｍ
ｏ，Ｃｒ、およびＺｒの金属，酸化物、炭化物あるいは
窒化物のうちの１種または２種以上、およびカーボンブ
ラックを配合し、混合し、これより粉末成形体を形成
し、この粉末成形体を、大気圧以下の窒素雰囲気中、１
５００〜２０００℃の温度に所定時間保持の条件で還元
炭窒化処理することにより製造した（Ｔｉ，Ｍ）ＣＮ粉
末を、炭窒化チタン系サーメットの製造に際して原料粉
末として用いると、この（Ｔｉ，Ｍ）ＣＮ粉末が焼結後
核になって形成される有芯硬質相の中心部は、図１に同
じく走査型電子顕微鏡による組織写真で示されるよう
に、有芯硬質相に占める割合で５０面積％以上が丸みを
もった塊状形状を呈すると共に、１．４以下のアスペク
ト比をもつようになること。 （３） 炭窒化チタン系サーメットにおける有芯硬質相
の主体、すなわち有芯硬質相に占める割合で５０面積％
以上が、上記の中心部の（Ｔｉ，Ｍ）ＣＮ相が丸みをも
った塊状形状を有すると共に、１．４以下のアスペクト
比をもった有芯硬質相で構成されると、この結果の炭窒
化チタン系サーメットは著しくすぐれた靱性をもつよう
になること。 （４） 上記炭窒化チタン系サーメットの製造に際し
て、酸化チタン粉末に、カーボンブラックを配合し、混
合し、これより粉末成形体を形成し、この粉末成形体
を、大気圧以下の窒素雰囲気中、１５００〜２０００℃
の温度に所定時間保持の条件で還元炭窒化処理すること
により製造したＴｉＣＮ粉末を、原料粉末として併せて
用いると、（Ｔｉ，Ｍ）ＣＮ粉末が焼結後核になって形
成される有芯硬質相の中心部のみならず、このＴｉＣＮ
粉末が焼結後核になって形成される有芯硬質相の中心部
も、図２に同じく走査型電子顕微鏡による組織写真で示
されるように、ＴｉＣＮを核とする有芯硬質相に占める
割合で５０面積％以上が丸みをもった塊状形状を呈する
と共に、１．４以下のアスペクト比をもつようになり、
この結果の炭窒化チタン系サーメットはすぐれた靱性に
さらにすぐれた耐摩耗性を兼ね備えるようになること。 以上（１）〜（４）に示される研究結果を得たのであ
る。
【０００５】この発明は、上記の研究結果にもとづいて
なされたものであって、Ｃｏ、またはＣｏとＮｉを主成
分とする結合相：５〜３０重量％、中心部が組成式：
（Ｔｉ，Ｍ）ＣＮ（ただしＭはＴａ，Ｎｂ，Ｖ，Ｗ，Ｍ
ｏ，Ｃｒ、およびＺｒのうちの１種または２種以上）で
表わされる複合金属炭窒化物で構成された有芯硬質相を
主体、すなわち硬質相に占める割合で７０面積％以上と
する硬質相と不可避不純物：残り、からなる組成を有す
ると共に、前記有芯硬質相の主体、望ましくは有芯硬質
相に占める割合で５０面積％以上を、中心部の（Ｔｉ，
Ｍ）ＣＮ相が丸みをもった塊状形状を有し、かつ前記中
心部が１．４以下のアスペクト比を有する有芯硬質相で
構成してなる、靱性のすぐれた炭窒化チタン系サーメッ
トに特徴を有するものである。
なされたものであって、Ｃｏ、またはＣｏとＮｉを主成
分とする結合相：５〜３０重量％、中心部が組成式：
（Ｔｉ，Ｍ）ＣＮ（ただしＭはＴａ，Ｎｂ，Ｖ，Ｗ，Ｍ
ｏ，Ｃｒ、およびＺｒのうちの１種または２種以上）で
表わされる複合金属炭窒化物で構成された有芯硬質相を
主体、すなわち硬質相に占める割合で７０面積％以上と
する硬質相と不可避不純物：残り、からなる組成を有す
ると共に、前記有芯硬質相の主体、望ましくは有芯硬質
相に占める割合で５０面積％以上を、中心部の（Ｔｉ，
Ｍ）ＣＮ相が丸みをもった塊状形状を有し、かつ前記中
心部が１．４以下のアスペクト比を有する有芯硬質相で
構成してなる、靱性のすぐれた炭窒化チタン系サーメッ
トに特徴を有するものである。
【０００６】この発明の炭窒化チタン系サーメットにお
いて、結合相の割合を５〜３０重量％としたのは、その
割合が５重量％未満ではサーメットに所定の強度を確保
することができず、一方その含有量が３０重量％を越え
ると耐摩耗性が低下するようになるという理由からであ
る。また、請求項２において、中心部が（Ｔｉ，Ｍ）Ｃ
Ｎ相で構成された有芯硬質相を、中心部が炭窒化チタン
相で構成された有芯硬質相で、置換する割合を９０容量
％以下したのは、その割合が９０容量％を越えると耐欠
損性が低下するようになるという理由からである。これ
は、中心部が（Ｔｉ，Ｍ）ＣＮ相で構成された有芯硬質
相の方が、中心部が炭窒化チタン相で構成された有芯硬
質相よりも、耐摩耗性には劣るが耐欠損性には優れると
いうことによるものである。なお、アスペクト比：１．
４は、実測結果にもとづいて定めた上限値であって、有
芯硬質相における中心部が丸みをもった塊状形状のもの
は、前記中心部がすべて１．４以下のアスペクト比をも
つということである。
いて、結合相の割合を５〜３０重量％としたのは、その
割合が５重量％未満ではサーメットに所定の強度を確保
することができず、一方その含有量が３０重量％を越え
ると耐摩耗性が低下するようになるという理由からであ
る。また、請求項２において、中心部が（Ｔｉ，Ｍ）Ｃ
Ｎ相で構成された有芯硬質相を、中心部が炭窒化チタン
相で構成された有芯硬質相で、置換する割合を９０容量
％以下したのは、その割合が９０容量％を越えると耐欠
損性が低下するようになるという理由からである。これ
は、中心部が（Ｔｉ，Ｍ）ＣＮ相で構成された有芯硬質
相の方が、中心部が炭窒化チタン相で構成された有芯硬
質相よりも、耐摩耗性には劣るが耐欠損性には優れると
いうことによるものである。なお、アスペクト比：１．
４は、実測結果にもとづいて定めた上限値であって、有
芯硬質相における中心部が丸みをもった塊状形状のもの
は、前記中心部がすべて１．４以下のアスペクト比をも
つということである。
【０００７】
【実施例】つぎに、この発明の炭窒化チタン系サーメッ
トを実施例により具体的に説明する。まず、平均粒径：
０．５μｍのＴｉＯ2粉末と同０．２μｍのカーボンブ
ラックの配合したもの、あるいはそれにさらに同０．５
〜２．０μｍのＴａ，Ｎｂ，Ｖ，Ｗ，Ｍｏ，Ｃｒ、およ
びＺｒの金属，酸化物、炭化物あるいは窒化物のうちの
１種または２種以上を配合したもの、ボールミルで４８
時間乾式混合した後、１ton ／cm2の圧力で粉末成形体
とし、これにＮ2分圧：４５０ＴｏｒｒのＮ2雰囲気中、
温度：１７５０℃に１２時間保持の条件で還元炭窒化処
理を施し、処理後軽い粉砕を加えることにより１．２μ
ｍの平均粒径を有するＴｉＣＮ粉末（以下ＴｉＣＮ−Ａ
粉末という）あるいは（Ｔｉ，Ｍ）ＣＮ粉末（以下（Ｔ
ｉ，Ｍ）ＣＮ−Ａ粉末という）を製造した。また、一般
に知られているＴｉＨ2粉末を出発原料とした方法ある
いは溶融金属浴を用いる方法によるＴｉＣ，ＴｉＮを用
意し、ＴｉＣとＴｉＮ、あるいはそれにさらにＴａ，Ｎ
ｂ，Ｖ，Ｗ，Ｍｏ，Ｃｒ、およびＺｒの炭化物のうちの
１種または２種以上を配合したものからも、１．２μｍ
の平均粒径を有するＴｉＣＮ粉末（以下ＴｉＣＮ−Ｂ粉
末という）あるいは（Ｔｉ，Ｍ）ＣＮ粉末（以下（Ｔ
ｉ，Ｍ）ＣＮ−Ｂ粉末という）を製造した。
トを実施例により具体的に説明する。まず、平均粒径：
０．５μｍのＴｉＯ2粉末と同０．２μｍのカーボンブ
ラックの配合したもの、あるいはそれにさらに同０．５
〜２．０μｍのＴａ，Ｎｂ，Ｖ，Ｗ，Ｍｏ，Ｃｒ、およ
びＺｒの金属，酸化物、炭化物あるいは窒化物のうちの
１種または２種以上を配合したもの、ボールミルで４８
時間乾式混合した後、１ton ／cm2の圧力で粉末成形体
とし、これにＮ2分圧：４５０ＴｏｒｒのＮ2雰囲気中、
温度：１７５０℃に１２時間保持の条件で還元炭窒化処
理を施し、処理後軽い粉砕を加えることにより１．２μ
ｍの平均粒径を有するＴｉＣＮ粉末（以下ＴｉＣＮ−Ａ
粉末という）あるいは（Ｔｉ，Ｍ）ＣＮ粉末（以下（Ｔ
ｉ，Ｍ）ＣＮ−Ａ粉末という）を製造した。また、一般
に知られているＴｉＨ2粉末を出発原料とした方法ある
いは溶融金属浴を用いる方法によるＴｉＣ，ＴｉＮを用
意し、ＴｉＣとＴｉＮ、あるいはそれにさらにＴａ，Ｎ
ｂ，Ｖ，Ｗ，Ｍｏ，Ｃｒ、およびＺｒの炭化物のうちの
１種または２種以上を配合したものからも、１．２μｍ
の平均粒径を有するＴｉＣＮ粉末（以下ＴｉＣＮ−Ｂ粉
末という）あるいは（Ｔｉ，Ｍ）ＣＮ粉末（以下（Ｔ
ｉ，Ｍ）ＣＮ−Ｂ粉末という）を製造した。
【０００８】この結果得られた（Ｔｉ，Ｍ）ＣＮ−Ａ粉
末、ＴｉＣＮ−Ａ粉末、（Ｔｉ，Ｍ）ＣＮ−Ｂ粉末、Ｔ
ｉＣＮ−Ｂ粉末と、別途用意したいずれも０．５〜２．
０μｍの範囲内の所定の平均粒径を有するＷＣ粉末、Ｍ
ｏ2Ｃ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＶＣ粉末、Ｃｒ3
Ｃ2粉末、およびＺｒＣＮ粉末を原料粉末として用い、
これら原料粉末を表１，２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、
１．５ton ／cm2の圧力で圧粉体にプレス成形し、つい
でこの圧粉体を、常温から１１００℃までの昇温過程を
１０-2ＴｏｒｒのＮ2雰囲気とし、１１００℃から１４
２０〜１５００℃の範囲内の所定の焼結温度までの昇温
過程、前記焼結温度に１時間保持の保持過程、および焼
結温度保持終了から常温までの冷却過程を１０Ｔｏｒｒ
のＮ2雰囲気とした条件で焼結することにより、ＳＮＭ
Ｇ４３２の規格に則したスローアウェイチップ形状並び
に破壊靱性値測定用試片形状をもった本発明炭窒化チタ
ン系サーメット（以下、本発明サーメットという）１〜
１６および比較炭窒化チタン系サーメット（以下、比較
サーメットという）１〜４をそれぞれ製造した。
末、ＴｉＣＮ−Ａ粉末、（Ｔｉ，Ｍ）ＣＮ−Ｂ粉末、Ｔ
ｉＣＮ−Ｂ粉末と、別途用意したいずれも０．５〜２．
０μｍの範囲内の所定の平均粒径を有するＷＣ粉末、Ｍ
ｏ2Ｃ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＶＣ粉末、Ｃｒ3
Ｃ2粉末、およびＺｒＣＮ粉末を原料粉末として用い、
これら原料粉末を表１，２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、
１．５ton ／cm2の圧力で圧粉体にプレス成形し、つい
でこの圧粉体を、常温から１１００℃までの昇温過程を
１０-2ＴｏｒｒのＮ2雰囲気とし、１１００℃から１４
２０〜１５００℃の範囲内の所定の焼結温度までの昇温
過程、前記焼結温度に１時間保持の保持過程、および焼
結温度保持終了から常温までの冷却過程を１０Ｔｏｒｒ
のＮ2雰囲気とした条件で焼結することにより、ＳＮＭ
Ｇ４３２の規格に則したスローアウェイチップ形状並び
に破壊靱性値測定用試片形状をもった本発明炭窒化チタ
ン系サーメット（以下、本発明サーメットという）１〜
１６および比較炭窒化チタン系サーメット（以下、比較
サーメットという）１〜４をそれぞれ製造した。
【０００９】ついで、この結果得られた本発明サーメッ
ト１〜１６および比較サーメット１〜４について、走査
型オージエ電子分光分析装置および走査型電子顕微鏡に
よる組織写真を用いての画像解析にて、結合相の含有
量、有芯硬質相の中心部の組成、並びに有芯硬質相の硬
質相に占める割合、中心部のアスペクト比が１．４以下
の丸みをもった塊状形状の有芯硬質相および中心部が角
ばった多角形の有芯硬質相の有芯硬質相に占める割合を
それぞれ測定した。また、靱性を評価する目的で破壊靱
性値を測定した。これらの測定結果を表３，４に示し
た。
ト１〜１６および比較サーメット１〜４について、走査
型オージエ電子分光分析装置および走査型電子顕微鏡に
よる組織写真を用いての画像解析にて、結合相の含有
量、有芯硬質相の中心部の組成、並びに有芯硬質相の硬
質相に占める割合、中心部のアスペクト比が１．４以下
の丸みをもった塊状形状の有芯硬質相および中心部が角
ばった多角形の有芯硬質相の有芯硬質相に占める割合を
それぞれ測定した。また、靱性を評価する目的で破壊靱
性値を測定した。これらの測定結果を表３，４に示し
た。
【００１０】
【表１】
【００１１】
【表２】
【００１２】
【表３】
【００１３】
【表４】
【００１４】また、図１には本発明サーメット４、図２
には本発明サーメット１３、図３には比較サーメット２
の走査型電子顕微鏡による組織写真（４０００倍）を示
した。
には本発明サーメット１３、図３には比較サーメット２
の走査型電子顕微鏡による組織写真（４０００倍）を示
した。
【００１５】さらに、上記本発明サーメット１〜１６お
よび比較サーメット１〜４を切削工具として用い、 被削材：ＳＮＣＭ４３９（硬さ：ＨＢ ２７０）の長さ
方向等間隔３本縦溝入り丸棒、 切削速度：１９０ｍ／ｍｉｎ．、 送り：０．３２ｍｍ／ｒｅｖ．、 切込み：１．５ｍｍ、 切削時間：５分、 の条件で鋼の乾式高速断続切削試験を行ない、切刃の逃
げ面摩耗幅を測定した。これらの測定結果も表３，４に
示した。
よび比較サーメット１〜４を切削工具として用い、 被削材：ＳＮＣＭ４３９（硬さ：ＨＢ ２７０）の長さ
方向等間隔３本縦溝入り丸棒、 切削速度：１９０ｍ／ｍｉｎ．、 送り：０．３２ｍｍ／ｒｅｖ．、 切込み：１．５ｍｍ、 切削時間：５分、 の条件で鋼の乾式高速断続切削試験を行ない、切刃の逃
げ面摩耗幅を測定した。これらの測定結果も表３，４に
示した。
【００１６】
【発明の効果】表１〜４および図１，２に示される結果
から、本発明サーメット１〜１６は、硬質相の主体が有
芯硬質相で構成され、かつ前記有芯硬質相の主体が、中
心部がアスペクト比で１．４以下の丸みをもった塊状形
状を有する有芯硬質相で構成されているので、いずれも
すぐれた靱性を有し、かつ高靱性が要求される鋼の乾式
高速断続切断でもすぐれた耐欠損性を示し、切刃に欠け
やチッピングの発生なく、すぐれた切削性能を示すこと
が明らかであり、一方比較サーメット１〜４に見られる
ように、これらは有芯硬質相の主体が、中心部が角ばっ
た多角形の有芯硬質相で構成されており、この結果上記
の乾式高速断続切削では切刃に欠けやチッピングが発生
し、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかであ
る。上述のように、この発明の炭窒化チタン系サーメッ
トは、きわめてすぐれた靱性を有し、かつ硬質相を構成
する中心部がＴｉＣＮ相からなる有芯硬質相によってす
ぐれた耐摩耗性も具備するので、高靱性と高耐摩耗性が
要求される切削工具や各種耐摩工具などとして用いた場
合にすぐれた性能を著しく長期に亘って発揮するのであ
る。
から、本発明サーメット１〜１６は、硬質相の主体が有
芯硬質相で構成され、かつ前記有芯硬質相の主体が、中
心部がアスペクト比で１．４以下の丸みをもった塊状形
状を有する有芯硬質相で構成されているので、いずれも
すぐれた靱性を有し、かつ高靱性が要求される鋼の乾式
高速断続切断でもすぐれた耐欠損性を示し、切刃に欠け
やチッピングの発生なく、すぐれた切削性能を示すこと
が明らかであり、一方比較サーメット１〜４に見られる
ように、これらは有芯硬質相の主体が、中心部が角ばっ
た多角形の有芯硬質相で構成されており、この結果上記
の乾式高速断続切削では切刃に欠けやチッピングが発生
し、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかであ
る。上述のように、この発明の炭窒化チタン系サーメッ
トは、きわめてすぐれた靱性を有し、かつ硬質相を構成
する中心部がＴｉＣＮ相からなる有芯硬質相によってす
ぐれた耐摩耗性も具備するので、高靱性と高耐摩耗性が
要求される切削工具や各種耐摩工具などとして用いた場
合にすぐれた性能を著しく長期に亘って発揮するのであ
る。
【図１】本発明サーメット４の走査型電子顕微鏡による
組織写真（倍率：４０００倍）である。
組織写真（倍率：４０００倍）である。
【図２】本発明サーメット１３の走査型電子顕微鏡によ
る組織写真（倍率：４０００倍）である。
る組織写真（倍率：４０００倍）である。
【図３】比較サーメット２の走査型電子顕微鏡による組
織写真（倍率：４０００倍）である。
織写真（倍率：４０００倍）である。
Claims (2)
- 【請求項１】Ｃｏ、またはＣｏとＮｉを主成分とする結
合相：５〜３０重量％、中心部が組成式：（Ｔｉ，Ｍ）
ＣＮ（ただしＭはＴａ，Ｎｂ，Ｖ，Ｗ，Ｍｏ，Ｃｒ、お
よびＺｒのうちの１種または２種以上）で表わされる複
合金属炭窒化物相で構成された有芯硬質相を主体とする
硬質相と不可避不純物：残り、からなる組成を有すると
共に、前記有芯硬質相の主体を、中心部の（Ｔｉ，Ｍ）
ＣＮ相が丸みをもった塊状形状を有しかつ前記中心部が
１．４以下のアスペクト比を有する有芯硬質相で構成し
たことを特徴とする靱性のすぐれた炭窒化チタン系サー
メット。 - 【請求項２】請求項１記載のものにおいて、中心部が
（Ｔｉ，Ｍ）ＣＮ相で構成された有芯硬質相の９０容量
％以下を、中心部が炭窒化チタン相で構成された有芯硬
質相で置換し、前記有芯硬質相の主体を、中心部の炭窒
化チタン相が丸みをもった塊状形状を有しかつ前記中心
部が１．４以下のアスペクト比を有する有芯硬質相とし
たことを特徴とする靱性のすぐれた炭窒化チタン系サー
メット。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6669895A JPH08246090A (ja) | 1995-03-02 | 1995-03-02 | 靱性のすぐれた炭窒化チタン系サーメット |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6669895A JPH08246090A (ja) | 1995-03-02 | 1995-03-02 | 靱性のすぐれた炭窒化チタン系サーメット |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08246090A true JPH08246090A (ja) | 1996-09-24 |
Family
ID=13323427
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6669895A Pending JPH08246090A (ja) | 1995-03-02 | 1995-03-02 | 靱性のすぐれた炭窒化チタン系サーメット |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08246090A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0913490A2 (en) * | 1997-10-28 | 1999-05-06 | NGK Spark Plug Co. Ltd. | Carbonitride based cermet cutting tool and method for manufacturing the same |
| JP2023130938A (ja) * | 2022-03-08 | 2023-09-21 | 日本タングステン株式会社 | 粉砕・撹拌・混合・混練機部材 |
-
1995
- 1995-03-02 JP JP6669895A patent/JPH08246090A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0913490A2 (en) * | 1997-10-28 | 1999-05-06 | NGK Spark Plug Co. Ltd. | Carbonitride based cermet cutting tool and method for manufacturing the same |
| US6231277B1 (en) | 1997-10-28 | 2001-05-15 | Ngk Spark Plug Co., Ltd. | Cermet tool and method for manufacturing the same |
| EP0913490A3 (en) * | 1997-10-28 | 2003-03-19 | NGK Spark Plug Co. Ltd. | Carbonitride based cermet cutting tool and method for manufacturing the same |
| JP2023130938A (ja) * | 2022-03-08 | 2023-09-21 | 日本タングステン株式会社 | 粉砕・撹拌・混合・混練機部材 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20020611 |