JPH09108908A - 耐欠損性の優れたサーメツト製切削工具 - Google Patents
耐欠損性の優れたサーメツト製切削工具Info
- Publication number
- JPH09108908A JPH09108908A JP26887495A JP26887495A JPH09108908A JP H09108908 A JPH09108908 A JP H09108908A JP 26887495 A JP26887495 A JP 26887495A JP 26887495 A JP26887495 A JP 26887495A JP H09108908 A JPH09108908 A JP H09108908A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- hard phase
- core
- cermet
- phase
- volume
- 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.)
- Granted
Links
Landscapes
- Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 耐欠損性に優れたサーメット製切削工具を提
供する。 【構成】 切削工具を構成するサーメットが、容量％
で、窒化チタン、炭窒化物のうちの１種以上で構成され
た単相硬質相：３〜５０容量％、 有芯構造硬質相：４
０〜９５容量％、Ｃｏおよび／またはＮｉを主成分とす
る結合相および不可避不純物：残り、からなる組成を有
し、上記有芯構造硬質相が、ＴｉとＷとＮｂの複合炭窒
化物からなると共に、これを組成式： （Ｔｉ1-a-bＷa
Ｎｂb）m（Ｃ 1-xＮx）nで表した場合、原子比で、
ａ：０．０２〜０．２、ｂ：０．０２〜０．２、ｘ：
０．１〜０．６、ｎ／ｍ：０．８〜１．２、で満足し、
かつ、上記有芯構造硬質相には、転位が存在し、さら
に上記（Ｔｉ、Ｗ、Ｎｂ）ＣＮは、必要に応じてＴａお
よび／またはＭｏを含有するサーメットからなる。
供する。 【構成】 切削工具を構成するサーメットが、容量％
で、窒化チタン、炭窒化物のうちの１種以上で構成され
た単相硬質相：３〜５０容量％、 有芯構造硬質相：４
０〜９５容量％、Ｃｏおよび／またはＮｉを主成分とす
る結合相および不可避不純物：残り、からなる組成を有
し、上記有芯構造硬質相が、ＴｉとＷとＮｂの複合炭窒
化物からなると共に、これを組成式： （Ｔｉ1-a-bＷa
Ｎｂb）m（Ｃ 1-xＮx）nで表した場合、原子比で、
ａ：０．０２〜０．２、ｂ：０．０２〜０．２、ｘ：
０．１〜０．６、ｎ／ｍ：０．８〜１．２、で満足し、
かつ、上記有芯構造硬質相には、転位が存在し、さら
に上記（Ｔｉ、Ｗ、Ｎｂ）ＣＮは、必要に応じてＴａお
よび／またはＭｏを含有するサーメットからなる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、例えば鋼の高速
切削に用いた場合にも、連続切削は勿論のこと、断続切
削においても切刃に欠けやチッピング（微小欠け）など
の発生なく、優れた耐欠損性を示すサーメット製切削工
具に関するものである。
切削に用いた場合にも、連続切削は勿論のこと、断続切
削においても切刃に欠けやチッピング（微小欠け）など
の発生なく、優れた耐欠損性を示すサーメット製切削工
具に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、サーメット製切削工具として、例
えば特開平６−２５６８８４号公報に記載されているよ
うに、 Ｃｏおよび／またはＮｉを主成分とする結合相：５〜３
０容量％、 を含有し、残りが実質的に、 （ａ）炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）で構成さ
れた単一相構造を有する硬質相（以下、単相硬質相とい
う） （ｂ）Ｔｉと、Ｔａ、Ｎｂ、Ｚｒ、ＷおよびＭｏのうち
の１種以上との複合炭窒化物［以下、（Ｔｉ、Ｍ）ＣＮ
で示す］で構成され、かつ有芯２重相構造および／また
は有芯３重相構造を有する硬質相（以下、有芯構造硬質
相という）、 以上（ａ）および（ｂ）からなる組成を有するサーメッ
トで構成されており、これが例えば鋼の連続切削や断続
切削に用いられることも知られている。
えば特開平６−２５６８８４号公報に記載されているよ
うに、 Ｃｏおよび／またはＮｉを主成分とする結合相：５〜３
０容量％、 を含有し、残りが実質的に、 （ａ）炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）で構成さ
れた単一相構造を有する硬質相（以下、単相硬質相とい
う） （ｂ）Ｔｉと、Ｔａ、Ｎｂ、Ｚｒ、ＷおよびＭｏのうち
の１種以上との複合炭窒化物［以下、（Ｔｉ、Ｍ）ＣＮ
で示す］で構成され、かつ有芯２重相構造および／また
は有芯３重相構造を有する硬質相（以下、有芯構造硬質
相という）、 以上（ａ）および（ｂ）からなる組成を有するサーメッ
トで構成されており、これが例えば鋼の連続切削や断続
切削に用いられ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、近年の切削加工
装置の高性能化および高出力化、さらに高精密化はめざ
ましく、これに伴い、切削加工は高速化の傾向にある
が、上記の従来サーメット製切削工具はじめ、その他の
多くのサーメット製切削工具においては、これらをたと
えば鋼の高速切削に用いた場合、連続切削では何らの問
題の発生もないが、断続切削では切刃に欠けやチッピン
グなどが発生し易く、比較的短時間で使用寿命に至るの
が現状である。
装置の高性能化および高出力化、さらに高精密化はめざ
ましく、これに伴い、切削加工は高速化の傾向にある
が、上記の従来サーメット製切削工具はじめ、その他の
多くのサーメット製切削工具においては、これらをたと
えば鋼の高速切削に用いた場合、連続切削では何らの問
題の発生もないが、断続切削では切刃に欠けやチッピン
グなどが発生し易く、比較的短時間で使用寿命に至るの
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、上記の従来サーメット製切削工具
に着目し、これに比して一段と耐欠損性の優れたサーメ
ット製切削工具を開発すべく研究を行った結果、上記の
従来サーメット製切削工具は、特開平６−２５６８８４
号公報、第３頁、第４欄に記載されるように、焼結を、
例えば「常温から１１００℃までの昇温過程を１０-2ｔ
ｏｒｒの窒素雰囲気とし、１１００℃から１４２０〜１
６００℃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１００Ｔｏｒｒの窒素雰囲
気とし、かつ昇温速度を、３℃／ｍｉｎ、冷却速度を５
℃／ｍｉｎとした条件」で行うことによって製造される
が、サーメットを構成する硬質相を、（Ｔｉ、Ｗ、Ｎ
ｂ）ＣＮ、または（Ｔｉ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａおよび／また
はＭｏ）ＣＮ、に特定した上で、焼結を、「真空または
不活性ガス雰囲気中、常温から２０℃／ｍｉｎ以下の速
度で昇温を開始し、少なくとも１１５０℃から液相出現
温度までの昇温を５０〜１００℃／ｍｉｎの速度とし、
液相出現温度焼結温度までの昇温を２０℃／ｍｉｎ以下
の速度で行い、焼結温度からなる焼結温度における保持
時間を１時間以上とし、焼結温度から少なくとも１１５
０℃までの冷却を７０℃／ｍｉｎ以上の速度で行い、引
き続いての常温までの冷却速度を２０℃／ｍｉｎ以下と
した条件」で行うと、実質的に、窒化チタン（以下、Ｔ
ｉＮで示す）、ＴｉＣＮ、（Ｔｉ、Ｗ、Ｎｂ）ＣＮ、お
よび（Ｔｉ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａおよび／またはＭｏ）ＣＮ
のうちの１種以上で構成された単相硬質相と、（Ｔｉ、
Ｗ、Ｎｂ）ＣＮまたは（Ｔｉ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａおよび／
またはＭｏ）ＣＮで構成された有芯構造硬質相と、Ｃｏ
および／またはＮｉを主成分とする結合相からなり、か
つ上記有芯構造硬質相は、これを組成式： （Ｔｉ1-a-bＷaＮｂb）m（Ｃ1-xＮx）n （Ｔi1-a-b-cＷaＮｂbＴａc）m（Ｃ1-xＮx）n （Ｔｉ1-a-b-dＷaＮｂbＭｏd）m（Ｃ1-xＮx）ｎ （Ｔｉ1-a-b-c-dＷaＮｂbＴａcＭｏd）m（Ｃ1-xＮx）n でそれぞれ表した場合、 ａ：０．０２〜０．２、 ｂ：０．０２〜０．２ ｃ：０．００５〜０．１５、 ｄ：０．００５〜０．１５ ｘ：０．１〜０．６、 ｎ／ｍ：０．８〜１．２ を満足し、さらに上記有芯構造硬質相には転位が存在す
るサーメットが形成されるようになり、この結果のサー
メットで構想された切削工具は、連続切削は勿論のこ
と、断続切削を高速で行なっても切刃に欠けやチッピン
グなどの発生無く、優れた耐欠損性を発揮するという研
究結果を得たのである。
述のような観点から、上記の従来サーメット製切削工具
に着目し、これに比して一段と耐欠損性の優れたサーメ
ット製切削工具を開発すべく研究を行った結果、上記の
従来サーメット製切削工具は、特開平６−２５６８８４
号公報、第３頁、第４欄に記載されるように、焼結を、
例えば「常温から１１００℃までの昇温過程を１０-2ｔ
ｏｒｒの窒素雰囲気とし、１１００℃から１４２０〜１
６００℃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１００Ｔｏｒｒの窒素雰囲
気とし、かつ昇温速度を、３℃／ｍｉｎ、冷却速度を５
℃／ｍｉｎとした条件」で行うことによって製造される
が、サーメットを構成する硬質相を、（Ｔｉ、Ｗ、Ｎ
ｂ）ＣＮ、または（Ｔｉ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａおよび／また
はＭｏ）ＣＮ、に特定した上で、焼結を、「真空または
不活性ガス雰囲気中、常温から２０℃／ｍｉｎ以下の速
度で昇温を開始し、少なくとも１１５０℃から液相出現
温度までの昇温を５０〜１００℃／ｍｉｎの速度とし、
液相出現温度焼結温度までの昇温を２０℃／ｍｉｎ以下
の速度で行い、焼結温度からなる焼結温度における保持
時間を１時間以上とし、焼結温度から少なくとも１１５
０℃までの冷却を７０℃／ｍｉｎ以上の速度で行い、引
き続いての常温までの冷却速度を２０℃／ｍｉｎ以下と
した条件」で行うと、実質的に、窒化チタン（以下、Ｔ
ｉＮで示す）、ＴｉＣＮ、（Ｔｉ、Ｗ、Ｎｂ）ＣＮ、お
よび（Ｔｉ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａおよび／またはＭｏ）ＣＮ
のうちの１種以上で構成された単相硬質相と、（Ｔｉ、
Ｗ、Ｎｂ）ＣＮまたは（Ｔｉ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａおよび／
またはＭｏ）ＣＮで構成された有芯構造硬質相と、Ｃｏ
および／またはＮｉを主成分とする結合相からなり、か
つ上記有芯構造硬質相は、これを組成式： （Ｔｉ1-a-bＷaＮｂb）m（Ｃ1-xＮx）n （Ｔi1-a-b-cＷaＮｂbＴａc）m（Ｃ1-xＮx）n （Ｔｉ1-a-b-dＷaＮｂbＭｏd）m（Ｃ1-xＮx）ｎ （Ｔｉ1-a-b-c-dＷaＮｂbＴａcＭｏd）m（Ｃ1-xＮx）n でそれぞれ表した場合、 ａ：０．０２〜０．２、 ｂ：０．０２〜０．２ ｃ：０．００５〜０．１５、 ｄ：０．００５〜０．１５ ｘ：０．１〜０．６、 ｎ／ｍ：０．８〜１．２ を満足し、さらに上記有芯構造硬質相には転位が存在す
るサーメットが形成されるようになり、この結果のサー
メットで構想された切削工具は、連続切削は勿論のこ
と、断続切削を高速で行なっても切刃に欠けやチッピン
グなどの発生無く、優れた耐欠損性を発揮するという研
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、容量％で、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ、
（Ｔｉ、Ｗ、Ｎｂ）ＣＮ、（Ｔｉ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ）Ｃ
Ｎ、（Ｔｉ、Ｗ、Ｎｂ、Ｍｏ）ＣＮ、および（Ｔｉ、
Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ）ＣＮ、のうちの１種以上で構成
された単相硬質相：３〜５０％、（Ｔｉ、Ｗ、Ｎｂ）Ｃ
Ｎ、（Ｔｉ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ）ＣＮ、（Ｔｉ、Ｗ、Ｎ
ｂ、Ｍｏ）ＣＮ、または（Ｔｉ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍ
ｏ）ＣＮ、からなる有芯構造硬質相：４０〜９５％、Ｃ
ｏおよび／またはＮｉを主成分とする結合相および不可
避不純物：残りからなる組成を有し、上記有芯構造硬質
相を、それぞれ組成式： （Ｔｉ1-a-bＷaＮｂb）m（Ｃ1-xＮx）n （Ｔｉ1-a-b-cＷaＮｂbＴａc）m（Ｃ1-xＮx）n （Ｔｉ1-a-b-dＷaＮｂbＭｏd）m（Ｃ1-xＮx）n （Ｔｉ1-a-b-c-dＷaＮｂbＴａcＭｏd）m（Ｃ1-xＮx）n で表した場合、 ａ：０．０２〜０．２、 ｂ：０．０２〜０．２ ｃ：０．００５〜０．１５、 ｄ：０．００５〜０．１５ ｘ：０．１〜０．６、 ｎ／ｍ：０．８〜１．２ を満足し、さらに上記有芯構造硬質相には、転位が存在
するサ−メットで構成してなる、耐欠損性のすぐれたサ
−メット製切削工具に特徴を有するものである。
なされたものであって、容量％で、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ、
（Ｔｉ、Ｗ、Ｎｂ）ＣＮ、（Ｔｉ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ）Ｃ
Ｎ、（Ｔｉ、Ｗ、Ｎｂ、Ｍｏ）ＣＮ、および（Ｔｉ、
Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ）ＣＮ、のうちの１種以上で構成
された単相硬質相：３〜５０％、（Ｔｉ、Ｗ、Ｎｂ）Ｃ
Ｎ、（Ｔｉ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ）ＣＮ、（Ｔｉ、Ｗ、Ｎ
ｂ、Ｍｏ）ＣＮ、または（Ｔｉ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍ
ｏ）ＣＮ、からなる有芯構造硬質相：４０〜９５％、Ｃ
ｏおよび／またはＮｉを主成分とする結合相および不可
避不純物：残りからなる組成を有し、上記有芯構造硬質
相を、それぞれ組成式： （Ｔｉ1-a-bＷaＮｂb）m（Ｃ1-xＮx）n （Ｔｉ1-a-b-cＷaＮｂbＴａc）m（Ｃ1-xＮx）n （Ｔｉ1-a-b-dＷaＮｂbＭｏd）m（Ｃ1-xＮx）n （Ｔｉ1-a-b-c-dＷaＮｂbＴａcＭｏd）m（Ｃ1-xＮx）n で表した場合、 ａ：０．０２〜０．２、 ｂ：０．０２〜０．２ ｃ：０．００５〜０．１５、 ｄ：０．００５〜０．１５ ｘ：０．１〜０．６、 ｎ／ｍ：０．８〜１．２ を満足し、さらに上記有芯構造硬質相には、転位が存在
するサ−メットで構成してなる、耐欠損性のすぐれたサ
−メット製切削工具に特徴を有するものである。
【０００６】つぎに、この発明のサ−メット製切削工具
において、これを構成するサ−メットの組成を上記の通
りに限定した理由を説明する。 （１） 単相硬質相 単相硬質相には、高温耐摩耗性を向上させる作用がある
が、その割合が、３容量％未満では、前記作用に所望の
効果がえられず、一方その割合が、５０容量％を越える
と相対的に結合相の割合が少なくなりすぎて靭性が低下
するようになることから、その割合を３〜５０容量％、
望ましくは５〜３０容量％とさ定めた。
において、これを構成するサ−メットの組成を上記の通
りに限定した理由を説明する。 （１） 単相硬質相 単相硬質相には、高温耐摩耗性を向上させる作用がある
が、その割合が、３容量％未満では、前記作用に所望の
効果がえられず、一方その割合が、５０容量％を越える
と相対的に結合相の割合が少なくなりすぎて靭性が低下
するようになることから、その割合を３〜５０容量％、
望ましくは５〜３０容量％とさ定めた。
【０００７】（２） 有芯構造硬質相 芯部と周辺リング部からなる有芯構造硬質相には、耐摩
耗性を低下させることなく耐欠損性を向上させる作用が
あるほか、さらに芯部外周部にそつて存在する無数の転
位、あるいは芯部内に不規則に存在する無数の転位によ
つて一段と耐欠損性を向上させる作用があるが、その割
合が４０容量％未満では、前記作用に所望の効果が得ら
れず、一方その割合が９５容量％を越えると耐摩耗性が
低下するようになることから、その割合を４０〜９５容
量％、望ましくは６０〜８５容量％と定めた。
耗性を低下させることなく耐欠損性を向上させる作用が
あるほか、さらに芯部外周部にそつて存在する無数の転
位、あるいは芯部内に不規則に存在する無数の転位によ
つて一段と耐欠損性を向上させる作用があるが、その割
合が４０容量％未満では、前記作用に所望の効果が得ら
れず、一方その割合が９５容量％を越えると耐摩耗性が
低下するようになることから、その割合を４０〜９５容
量％、望ましくは６０〜８５容量％と定めた。
【０００８】また、有芯構造硬質相を現す組成式におい
て、構成成分の原子比を、それぞれ上記の通りに限定し
たのは以下に示す理由によるものである。 （ａ） Ｗ（ａ） 有芯構造硬質相を構成するＷ成分には、硬質相自身の粒
成長を抑制し、もつて靭性を向上させる作用があるが、
その割合が０．０２未満では前記作用に所望の効果がえ
られず、一方その割合が、０．２を越えると硬質相自身
の耐摩耗性が低下するようになることから、その割合を
０．０２〜０．２、望ましくは０．０５〜０．１５と定
めた。
て、構成成分の原子比を、それぞれ上記の通りに限定し
たのは以下に示す理由によるものである。 （ａ） Ｗ（ａ） 有芯構造硬質相を構成するＷ成分には、硬質相自身の粒
成長を抑制し、もつて靭性を向上させる作用があるが、
その割合が０．０２未満では前記作用に所望の効果がえ
られず、一方その割合が、０．２を越えると硬質相自身
の耐摩耗性が低下するようになることから、その割合を
０．０２〜０．２、望ましくは０．０５〜０．１５と定
めた。
【０００９】（ｂ）Ｎｂ（ｂ） 同じくＮｂ成分には、硬質相自身の耐熱性を向上させる
ほか、これに固溶して転位発生に不可欠の格子定数の増
大化をもたらす作用があるが、その割合が０．０２未満
では、前記作用に所望の効果が得られず、一方その割合
が、０．２を越えると単相硬質相の占める割合が増加
し、靭性が低下することから、その割合を０．０２〜
０．２、望ましくは０．０５〜０．１５と定めた。
ほか、これに固溶して転位発生に不可欠の格子定数の増
大化をもたらす作用があるが、その割合が０．０２未満
では、前記作用に所望の効果が得られず、一方その割合
が、０．２を越えると単相硬質相の占める割合が増加
し、靭性が低下することから、その割合を０．０２〜
０．２、望ましくは０．０５〜０．１５と定めた。
【００１０】（ｃ） Ｔａ（ｃ） Ｔａ成分には、硬質相の耐塑性変形性を向上させる作用
があるので、必要に応じて含有されるが、その割合が
０．００５未満では、所望の耐塑性変形性向上効果が得
られず、一方その割合が、０．１５を越えても性能のさ
らなる向上がえられないことから、その割合を０．００
５〜０．１５、望ましくは０．０５〜０．１と定めた。
があるので、必要に応じて含有されるが、その割合が
０．００５未満では、所望の耐塑性変形性向上効果が得
られず、一方その割合が、０．１５を越えても性能のさ
らなる向上がえられないことから、その割合を０．００
５〜０．１５、望ましくは０．０５〜０．１と定めた。
【００１１】（ｄ） Ｍｏ（ｄ） Ｍｏ成分には、硬質相と結合相とのぬれ性を向上させ、
もつてサ−メットの強度向上に寄与する作用があるの
で、必要に応じて含有されるが、その割合が、０．００
５未満では、前記作用に所望の効果がえられず、一方そ
の割合が０．１５をこえると硬質相として炭化モリブデ
ン（Ｍｏ2Ｃ）が形成されるようになつて、耐欠損性が
低下することから、その割合を０．００５〜０．１５、
望ましくは０．０５〜０．１と定めた。
もつてサ−メットの強度向上に寄与する作用があるの
で、必要に応じて含有されるが、その割合が、０．００
５未満では、前記作用に所望の効果がえられず、一方そ
の割合が０．１５をこえると硬質相として炭化モリブデ
ン（Ｍｏ2Ｃ）が形成されるようになつて、耐欠損性が
低下することから、その割合を０．００５〜０．１５、
望ましくは０．０５〜０．１と定めた。
【００１２】（ｅ） Ｎ（ｘ） Ｎ成分の割合が、０．１未満では、相対的にＣ成分の割
合が、０．９を越えて多くなりすぎてしまい硬質相に所
望の靭性を確保することができず、一方その割合が、
０．６を越えると、反対にＣ成分の割合が、０．４未満
となり、硬質相の耐摩耗性が低下するようになることか
ら、その割合を０．１〜０．６、望ましくは０．３〜
０．５と定めた。
合が、０．９を越えて多くなりすぎてしまい硬質相に所
望の靭性を確保することができず、一方その割合が、
０．６を越えると、反対にＣ成分の割合が、０．４未満
となり、硬質相の耐摩耗性が低下するようになることか
ら、その割合を０．１〜０．６、望ましくは０．３〜
０．５と定めた。
【００１３】（ｆ） ｎ／ｍ その割合が、０．８未満でも、１．２を越えても、硬質
相の格子内に空孔が存在するようになり、硬質相の強度
低下は避けられないことから、その割合を０．８〜１．
２、望ましくは０．９〜１．１と定めた。また本サ−メ
ットの有芯構造硬質相には、転位の発生に影響を与えな
い程度のＺｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｃｒなどの微少不純物の固溶
は許される。
相の格子内に空孔が存在するようになり、硬質相の強度
低下は避けられないことから、その割合を０．８〜１．
２、望ましくは０．９〜１．１と定めた。また本サ−メ
ットの有芯構造硬質相には、転位の発生に影響を与えな
い程度のＺｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｃｒなどの微少不純物の固溶
は許される。
【００１４】
【発明の実施の形態】つぎに、この発明のサ−メット製
切削工具を実施例により具体的に説明する。原料粉末と
して、いずれも０．５〜２μｍの範囲内の平均粒径を有
するＴｉＣ粉末、ＴｉＮ粉末、ＷＣ粉末、Ｍｏ2Ｃ粉
末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴｉＣＮ粉末（以下いず
れも重量比で、ＴｉＣ／ＴｉＮ＝５０／５０）、（Ｔ
ｉ、Ｗ、）ＣＮ粉末（ＴｉＣ／ＴｉＮ／ＷＣ＝３５／３
５／３０）、（Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏ）ＣＮ粉末（ＴｉＣ／Ｔ
ｉＮ／ＷＣ／Ｍｏ2Ｃ＝３０／３０／３０／１０）、
（Ｔｉ、Ｎｂ）ＣＮ粉末（ＴｉＣ／ＴｉＮ／ＮｂＣ＝３
５／３５／３０）、（Ｎｂ、Ｔａ）Ｃ粉末（ＮｂＣ／Ｔ
ａＣ＝１０／９０）、Ｃｏ粉末、およびＮｉ粉末を用意
し、これら原料粉末を表１に示される配合組成に配合
し、ボ−ルミルで７２時間湿式混合し、乾燥した後、１
５００ｋｇｆ／ｃｍ2の圧力で圧粉体にプレス成形し、
この圧粉体を、２０Ｔｏｒｒの窒素雰囲気中、常温から
１１５０℃までを５〜２０℃／ｍｉｎの範囲内の所望の
速度で昇温し、１１５０℃から液相出現温度までを５０
〜１００℃／ｍｉｎの範囲内の所望の速度で昇温し、液
相出現温度から１４００〜１６００℃の範囲内の所定の
焼結温度までを５〜２０℃／ｍｉｎの範囲内の所定の速
度で昇温し、前記所定の焼結温度に１時間保持した後、
１１５０℃までを７０〜９０℃／ｍｉｎの範囲内の所定
の速度で冷却し、さらに１１５０℃から常温までを５〜
２０℃／ｍｉｎの範囲内の所定の速度で冷却する条件で
焼結することにより、いずれもＳＮＭＧ４３２の規格に
則したスロ−アウエイチップ形状をもつた本発明サ−メ
ット製切削工具（以下、本発明切削工具という）１〜１
５をそれそれ製造した。
切削工具を実施例により具体的に説明する。原料粉末と
して、いずれも０．５〜２μｍの範囲内の平均粒径を有
するＴｉＣ粉末、ＴｉＮ粉末、ＷＣ粉末、Ｍｏ2Ｃ粉
末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴｉＣＮ粉末（以下いず
れも重量比で、ＴｉＣ／ＴｉＮ＝５０／５０）、（Ｔ
ｉ、Ｗ、）ＣＮ粉末（ＴｉＣ／ＴｉＮ／ＷＣ＝３５／３
５／３０）、（Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏ）ＣＮ粉末（ＴｉＣ／Ｔ
ｉＮ／ＷＣ／Ｍｏ2Ｃ＝３０／３０／３０／１０）、
（Ｔｉ、Ｎｂ）ＣＮ粉末（ＴｉＣ／ＴｉＮ／ＮｂＣ＝３
５／３５／３０）、（Ｎｂ、Ｔａ）Ｃ粉末（ＮｂＣ／Ｔ
ａＣ＝１０／９０）、Ｃｏ粉末、およびＮｉ粉末を用意
し、これら原料粉末を表１に示される配合組成に配合
し、ボ−ルミルで７２時間湿式混合し、乾燥した後、１
５００ｋｇｆ／ｃｍ2の圧力で圧粉体にプレス成形し、
この圧粉体を、２０Ｔｏｒｒの窒素雰囲気中、常温から
１１５０℃までを５〜２０℃／ｍｉｎの範囲内の所望の
速度で昇温し、１１５０℃から液相出現温度までを５０
〜１００℃／ｍｉｎの範囲内の所望の速度で昇温し、液
相出現温度から１４００〜１６００℃の範囲内の所定の
焼結温度までを５〜２０℃／ｍｉｎの範囲内の所定の速
度で昇温し、前記所定の焼結温度に１時間保持した後、
１１５０℃までを７０〜９０℃／ｍｉｎの範囲内の所定
の速度で冷却し、さらに１１５０℃から常温までを５〜
２０℃／ｍｉｎの範囲内の所定の速度で冷却する条件で
焼結することにより、いずれもＳＮＭＧ４３２の規格に
則したスロ−アウエイチップ形状をもつた本発明サ−メ
ット製切削工具（以下、本発明切削工具という）１〜１
５をそれそれ製造した。
【００１５】
【表１】
【００１６】また、比較の目的で、配合組成を表１に示
される通りとし、かつ焼結を、常温から１１５０℃まで
の昇温課程を１０-2Ｔｏｒｒの窒素雰囲気とし、１１５
０℃から１４００℃〜１６００℃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
１００Ｔｏｒｒの窒素雰囲気とし、かつ昇温速度を、３
℃／ｍｉｎ、冷却速度を５℃／ｍｉｎとした条件で行な
以外は、同一の条件で従来サ−メット製切削工具（以
下、従来切削工具という）１〜５をそれぞれ製造した。
される通りとし、かつ焼結を、常温から１１５０℃まで
の昇温課程を１０-2Ｔｏｒｒの窒素雰囲気とし、１１５
０℃から１４００℃〜１６００℃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
１００Ｔｏｒｒの窒素雰囲気とし、かつ昇温速度を、３
℃／ｍｉｎ、冷却速度を５℃／ｍｉｎとした条件で行な
以外は、同一の条件で従来サ−メット製切削工具（以
下、従来切削工具という）１〜５をそれぞれ製造した。
【００１７】ついで、この結果得られた各種の切削工具
について、これを構成するサ−メットの走査型電子顕微
鏡によっる組織写真を画像解析することにより、単相硬
質相、有芯構造硬質相、および結合相の割合を測定し
た。この測定結果を表２に示した。また、上記の各種切
削工具の中央部分から切り出した試片を研磨により直
径：３ｍｍ×厚さ：５０μｍの寸法とし、その研磨面に
イオン・シニング処理を施した状態で、透過型電子顕微
鏡を用いて、任意の１０μｍ×１０μｍの領域に存在す
る有芯構造硬質相を観察し、さらに倍率を２万倍にして
転位の有無を観察した。この結果も表３に示した。ま
た、図１〜３には、それぞれ本発明切削工具６（図
１）、１３（図２）および５（図３）で観察された有芯
構造硬質相の組織模写図（６万倍）を示した。さらに、
上記の各種切削工具の中央部分から切り出した試片の研
磨面を、走査型オ−ジエ電子分光分析装置を用いて観察
し、任意の有芯構造硬質相について、その構成成分を定
量分析した。この結果を表３に示した。
について、これを構成するサ−メットの走査型電子顕微
鏡によっる組織写真を画像解析することにより、単相硬
質相、有芯構造硬質相、および結合相の割合を測定し
た。この測定結果を表２に示した。また、上記の各種切
削工具の中央部分から切り出した試片を研磨により直
径：３ｍｍ×厚さ：５０μｍの寸法とし、その研磨面に
イオン・シニング処理を施した状態で、透過型電子顕微
鏡を用いて、任意の１０μｍ×１０μｍの領域に存在す
る有芯構造硬質相を観察し、さらに倍率を２万倍にして
転位の有無を観察した。この結果も表３に示した。ま
た、図１〜３には、それぞれ本発明切削工具６（図
１）、１３（図２）および５（図３）で観察された有芯
構造硬質相の組織模写図（６万倍）を示した。さらに、
上記の各種切削工具の中央部分から切り出した試片の研
磨面を、走査型オ−ジエ電子分光分析装置を用いて観察
し、任意の有芯構造硬質相について、その構成成分を定
量分析した。この結果を表３に示した。
【００１８】
【表２】
【００１９】
【表３】
【００２０】また、上記の各種切削工具について、 被削材：ＳＮＣＭ４３９（硬さ：ＨB２７０）の丸棒、 切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ、 切込み：２ｍｍ、 送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：２０分、 の条件での鋼の乾式高速連続切削試験、並びに、 被削材：ＳＮＣＭ４３９（硬さ：ＨB２７０）の長さ方
向等間隔４本縦溝入り丸棒、 切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ、 切込み：２．５ｍｍ、 送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：５分、 の条件での鋼の乾式高速連続切削試験を行ない、切刃の
逃げ面摩耗幅を測定した。これらの結果を表４に示し
た。
向等間隔４本縦溝入り丸棒、 切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ、 切込み：２．５ｍｍ、 送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：５分、 の条件での鋼の乾式高速連続切削試験を行ない、切刃の
逃げ面摩耗幅を測定した。これらの結果を表４に示し
た。
【００２１】
【表４】
【００２２】
【発明の効果】表４に示される結果から、本発明切削工
具１〜１５は、いずれも高速連続切削は勿論のこと、高
速断続切削でも、優れた耐摩耗性を示すのに対して、実
質的に有芯構造硬質相に転位の存在しない従来切削工具
１〜５は、いずれも高速連続切削では同等の優れた耐摩
耗性を示すものの、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、この発明のサ−メット
製切削工具は、高速での連続切削および断続切削に優れ
た耐欠損性を発揮するので、近年の発展著しい切削加工
装置に十分満足に対応することが出来、優れた性能を発
揮するのである。
具１〜１５は、いずれも高速連続切削は勿論のこと、高
速断続切削でも、優れた耐摩耗性を示すのに対して、実
質的に有芯構造硬質相に転位の存在しない従来切削工具
１〜５は、いずれも高速連続切削では同等の優れた耐摩
耗性を示すものの、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、この発明のサ−メット
製切削工具は、高速での連続切削および断続切削に優れ
た耐欠損性を発揮するので、近年の発展著しい切削加工
装置に十分満足に対応することが出来、優れた性能を発
揮するのである。
【図１】本発明切削工具６の有芯構造硬質相を透過型電
子顕微鏡で見た組織模写図（倍率：６万倍）である。
子顕微鏡で見た組織模写図（倍率：６万倍）である。
【図２】本発明切削工具１３の有芯構造硬質相を透過型
電子顕微鏡で見た組織模写図（倍率：６万倍）である。
電子顕微鏡で見た組織模写図（倍率：６万倍）である。
【図３】本発明切削工具５の有芯構造硬質相を透過型電
子顕微鏡で見た組織模写図（倍率：６万倍）である。
子顕微鏡で見た組織模写図（倍率：６万倍）である。
１ 有芯構造硬質相 ２ 芯部 ３ 芯部外周部 ４ 周辺リング部 ５ 転位
Claims (4)
- 【請求項１】窒化チタン、炭窒化チタンおよびＴｉとＷ
とＮｂの複合炭窒化物のうちの１種以上で構成された単
相硬質相：３〜５０容量％、 有芯構造硬質相：４０〜９５容量％、 Ｃｏおよび／またはＮｉを主成分とする結合相および不
可避不純物：残り、からなる組成を有し、 上記有芯構造硬質相が、ＴｉとＷとＮｂの複合炭窒化物
からなると共に、これを組成式： （Ｔｉ1-a-bＷaＮbb）m（Ｃ1-xＮx）n で表わした場合、原子比で、 ａ：０．０２〜０．２、 ｂ：０．０２〜０．２ ｘ：０．１〜０．６、 ｎ／ｍ：０．８〜１．２ を満足し、 かつ、上記有芯構造硬質相には、転位が存在するサーメ
ットで構成したことを特徴とする耐欠損性の優れたサー
メット製切削工具。 - 【請求項２】窒化チタン、炭窒化チタンおよびＴｉとＷ
とＮｂとＴａの複合炭窒化物のうちの１種以上で構成さ
れた単相硬質相：３〜５０容量％、 有芯構造硬質相：４０〜９５容量％、 Ｃｏおよび／またはＮｉを主成分とする結合相および不
可避不純物：残り、からなる組成を有し、 上記有芯構造硬質相が、ＴｉとＷとＮｂとＴａの複合炭
窒化物からなると共に、これを組成式： （Ｔｉ1-a-b-cＷaＮｂbＴａc）m（Ｃ1-xＮx）n で表した場合、原子比で、 ａ：０．０２〜０．２、 ｂ：０．０２〜０．２ ｃ：０．００５〜０．１５、 ｘ：０．１〜０．６ ｎ／ｍ：０．８〜１．２ を満足し、 かつ、上記有芯構造硬質相には、転位が存在するサーメ
ットで構成したことを特徴とする耐欠損性の優れたサー
メット製切削工具。 - 【請求項３】窒化チタン、炭窒化チタンおよびＴｉとＷ
とＮｂとＭｏの複合炭窒化物のうちの１種以上で構成さ
れた単相硬質相：３〜５０容量％、 有芯構造硬質相：４０〜９５容量％、 Ｃｏおよび／またはＮｉを主成分とする結合相および不
可避不純物：残り、からなる組成を有し、 上記有芯構造硬質相が、ＴｉとＷとＮｂとＭｏの複合炭
窒化物からなると共に、これを組成式： （Ｔｉ1-a-b-dＷaＮｂbＭｏd）m（Ｃ1-xＮx）n で表した場合、原子比で、 ａ：０．０２〜０．２、 ｂ：０．０２〜０．２ ｄ：０．００５〜０．１５、 ｘ：０．１〜０．６ ｎ／ｍ：０．８〜１．２、 で満足し、 かつ、上記有芯構造硬質相には、転位が存在するサーメ
ットで構成したことを特徴とする耐欠損性の優れたサー
メット製切削工具。 - 【請求項４】窒化チタン、炭窒化チタンおよびＴｉとＷ
とＮｂとＴａとＭｏの複合炭窒化物のうちの１種以上で
構成された単相硬質相：３〜５０容量％、 有芯構造硬質相：４０〜９５容量％、 Ｃｏおよび／またはＮｉを主成分とする結合相および不
可避不純物：残り、からなる組成を有し、 上記有芯構造硬質相が、ＴｉとＷとＮｂとＴａとＭｏの
複合炭窒化物からなると共に、これを組成式： （Ｔｉ1-a-b-c-dＷaＮｂbＴａcＭｏd）m（Ｃ1-xＮx）n で表した場合、原子比で、 ａ：０．０２〜０．２、 ｂ：０．０２〜０．２ ｃ：０．００５〜０．１５、 ｄ：０．００５〜０．１５ ｘ：０．１〜０．６、 ｎ／ｍ：０．８〜１．２ で満足し、 かつ、上記有芯構造硬質相には、転位が存在するサーメ
ットで構成したことを特徴とする耐欠損性の優れたサー
メット製切削工具
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26887495A JP3319246B2 (ja) | 1995-10-17 | 1995-10-17 | 耐欠損性の優れたサーメツト製切削工具 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26887495A JP3319246B2 (ja) | 1995-10-17 | 1995-10-17 | 耐欠損性の優れたサーメツト製切削工具 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09108908A true JPH09108908A (ja) | 1997-04-28 |
| JP3319246B2 JP3319246B2 (ja) | 2002-08-26 |
Family
ID=17464466
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26887495A Expired - Lifetime JP3319246B2 (ja) | 1995-10-17 | 1995-10-17 | 耐欠損性の優れたサーメツト製切削工具 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3319246B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2000328169A (ja) * | 1999-05-03 | 2000-11-28 | Sandvik Ab | チタン基炭窒化物合金 |
| JP2000336450A (ja) * | 1999-05-03 | 2000-12-05 | Sandvik Ab | チタン基炭窒化物合金 |
| CN105252239A (zh) * | 2015-10-16 | 2016-01-20 | 东华大学 | 一种梯度硬质合金刀具制备方法 |
| US20200340083A1 (en) * | 2018-05-15 | 2020-10-29 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Cermet, Cutting Tool Containing the Same, and Method of Manufacturing Cermet |
-
1995
- 1995-10-17 JP JP26887495A patent/JP3319246B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2000328169A (ja) * | 1999-05-03 | 2000-11-28 | Sandvik Ab | チタン基炭窒化物合金 |
| JP2000336450A (ja) * | 1999-05-03 | 2000-12-05 | Sandvik Ab | チタン基炭窒化物合金 |
| CN105252239A (zh) * | 2015-10-16 | 2016-01-20 | 东华大学 | 一种梯度硬质合金刀具制备方法 |
| US20200340083A1 (en) * | 2018-05-15 | 2020-10-29 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Cermet, Cutting Tool Containing the Same, and Method of Manufacturing Cermet |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3319246B2 (ja) | 2002-08-26 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US6299658B1 (en) | Cemented carbide, manufacturing method thereof and cemented carbide tool | |
| KR20170124441A (ko) | 고강도 초내열 고엔트로피 합금기지 복합소재 및 이의 제조방법 | |
| EP2450136A1 (en) | Cermet and coated cermet | |
| JP6439975B2 (ja) | サーメットの製造方法 | |
| JP2710934B2 (ja) | サーメット合金 | |
| US11629101B2 (en) | Cubic boron nitride sintered material and method of producing same | |
| JP2004292842A (ja) | サーメット | |
| JPH09108908A (ja) | 耐欠損性の優れたサーメツト製切削工具 | |
| KR20220095243A (ko) | 입방정 질화붕소 소결체 | |
| JP3319213B2 (ja) | 耐欠損性のすぐれたサーメット製切削工具 | |
| US20220204412A1 (en) | Cubic boron nitride sintered material | |
| JPH08188846A (ja) | 被覆超硬合金 | |
| KR101640644B1 (ko) | 내열충격성이 향상된 Ti계 소결합금 및 이를 이용한 절삭공구 | |
| JPH0978174A (ja) | 高強度を有するＴｉ系炭窒化物サーメット | |
| JPH06212341A (ja) | 超硬合金及びその製造方法 | |
| JP3359481B2 (ja) | 切削工具用サーメット | |
| JP2005200668A (ja) | サーメットおよび被覆サーメット並びにそれらの製造方法 | |
| JP3451949B2 (ja) | 基体が高靭性を有する表面被覆超硬合金製エンドミル | |
| US11421307B2 (en) | Cemented carbide and coated cemented carbide, and tool including same | |
| JPH07224346A (ja) | 靭性のすぐれた炭窒化チタン系サーメット | |
| JP2019089146A (ja) | ダイヤモンド被覆切削工具 | |
| JPH0657429A (ja) | 耐チッピング性にすぐれた表面被覆炭窒化チタン基サーメット製切削工具 | |
| JPH10168537A (ja) | 切削工具用被覆サーメット | |
| JP3374653B2 (ja) | すぐれた耐摩耗性を有する炭窒化物系サーメット製切削工具 | |
| JPH068009A (ja) | 耐チッピング性にすぐれた表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20020521 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080621 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090621 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090621 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100621 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100621 Year of fee payment: 8 |
|
| S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100621 Year of fee payment: 8 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110621 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120621 Year of fee payment: 10 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120621 Year of fee payment: 10 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130621 Year of fee payment: 11 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |