JPH0978172A - 高強度を有するＴｉ系炭窒化物サーメット - Google Patents
高強度を有するＴｉ系炭窒化物サーメットInfo
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- JPH0978172A JPH0978172A JP26224895A JP26224895A JPH0978172A JP H0978172 A JPH0978172 A JP H0978172A JP 26224895 A JP26224895 A JP 26224895A JP 26224895 A JP26224895 A JP 26224895A JP H0978172 A JPH0978172 A JP H0978172A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 高強度を有するＴｉ系炭窒化物サーメットを
提供する。 【解決手段】 Ｃｏおよび／またはＮｉを主成分とする
金属結合相：５〜３０容量％を含有し、残りが実質的に
いずれも単相構造を有する硬質分散相からなり、前記硬
質分散相が、ＴｉＣＮと、（Ｔｉ，Ｍ）ＣＮ（但し、
Ｍ：Ｗ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒのうちの１種以
上）で構成され、かつ前記ＴｉＣＮの含有割合が３〜３
０容量％であるＴｉ系炭窒化物サーメットにおいて、上
記硬質分散相と金属結合相の界面にそって、Ｍｏおよび
／またはＷの含有割合が金属成分の合量に占める割合で
５０〜７５重量％のＭｏ−Ｗ系複合炭窒化物からなる析
出薄層を１〜５０nmの厚さで形成してなる。
提供する。 【解決手段】 Ｃｏおよび／またはＮｉを主成分とする
金属結合相：５〜３０容量％を含有し、残りが実質的に
いずれも単相構造を有する硬質分散相からなり、前記硬
質分散相が、ＴｉＣＮと、（Ｔｉ，Ｍ）ＣＮ（但し、
Ｍ：Ｗ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒのうちの１種以
上）で構成され、かつ前記ＴｉＣＮの含有割合が３〜３
０容量％であるＴｉ系炭窒化物サーメットにおいて、上
記硬質分散相と金属結合相の界面にそって、Ｍｏおよび
／またはＷの含有割合が金属成分の合量に占める割合で
５０〜７５重量％のＭｏ−Ｗ系複合炭窒化物からなる析
出薄層を１〜５０nmの厚さで形成してなる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、金属結合相に対
する硬質分散相の密着性にすぐれ、これによって高強度
を有し、特に切削工具として用いた場合に、切刃に欠け
やチッピング（微小欠け）などの発生なく、長期に亘っ
てすぐれた耐摩耗性を示すＴｉ系炭窒化物サーメット
（以下、単にサーメットという）に関するものである。
する硬質分散相の密着性にすぐれ、これによって高強度
を有し、特に切削工具として用いた場合に、切刃に欠け
やチッピング（微小欠け）などの発生なく、長期に亘っ
てすぐれた耐摩耗性を示すＴｉ系炭窒化物サーメット
（以下、単にサーメットという）に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、特に切削工具として用いるのに適
したサーメットとして、例えば特開平２−１１９０４３
８号公報などに記載されるように、Ｃｏおよび／または
Ｎｉを主成分とする金属結合相：５〜３０容量％を含有
し、残りが実質的にいずれも単相構造を有する硬質分散
相からなり、前記硬質分散相が、Ｔｉ炭窒化物（以下、
ＴｉＣＮで示す）、およびＴｉと、Ｗ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｎ
ｂ，Ｖ、およびＺｒのうちの１種以上とのＴｉ系複合炭
窒化物［以下、（Ｔｉ，Ｍ）ＣＮで示す］で構成され、
前記ＴｉＣＮの含有割合が３〜３０容量％であるサーメ
ットが知られている。
したサーメットとして、例えば特開平２−１１９０４３
８号公報などに記載されるように、Ｃｏおよび／または
Ｎｉを主成分とする金属結合相：５〜３０容量％を含有
し、残りが実質的にいずれも単相構造を有する硬質分散
相からなり、前記硬質分散相が、Ｔｉ炭窒化物（以下、
ＴｉＣＮで示す）、およびＴｉと、Ｗ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｎ
ｂ，Ｖ、およびＺｒのうちの１種以上とのＴｉ系複合炭
窒化物［以下、（Ｔｉ，Ｍ）ＣＮで示す］で構成され、
前記ＴｉＣＮの含有割合が３〜３０容量％であるサーメ
ットが知られている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】一方、近年の例えば切
削加工分野におけるＦＡ化はめざましく、かつ省力化に
対する要求も強く、これに伴ない、連続切削は勿論のこ
と、断続切削でもすぐれた切削性能を発揮する切削工具
が必要とされる傾向にあるが、上記の従来サーメットを
切削工具として適用した場合、特に断続切削で強度不足
が原因で切刃に欠けやチッピング（微小欠け）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。
削加工分野におけるＦＡ化はめざましく、かつ省力化に
対する要求も強く、これに伴ない、連続切削は勿論のこ
と、断続切削でもすぐれた切削性能を発揮する切削工具
が必要とされる傾向にあるが、上記の従来サーメットを
切削工具として適用した場合、特に断続切削で強度不足
が原因で切刃に欠けやチッピング（微小欠け）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に着目
し、これの強度向上をはかるべく研究を行なった結果、
焼結に際して、焼結温度に所定時間保持（この時点で結
合相中にＭｏおよび／またはＷ（以下、Ｍｏ／Ｗで示
す）は１０重量％以上の固溶含有が可能であるが、Ｔ
ｉ，Ｚｒ，Ｖ，Ｔａ、およびＮｂはそれぞれ１重量％以
下固溶含有するにすぎない）した後、前記焼結温度から
（液相出現温度−１００℃）以下の温度まで冷却（炉冷
または急冷）し、再び液相出現温度＋（１０〜５０℃）
の温度まで昇温すると、結合相中に固溶するＭｏ／Ｗが
結合相と硬質分散相の界面にＭｏ−Ｗ系複合炭窒化物
［以下、（Ｍｏ／Ｗ，Ｍ）ＣＮで示す］として析出する
ようになり、したがって焼結温度で結合相中に固溶含有
するＭｏ／Ｗの含有割合を調整して、上記（Ｍｏ／Ｗ，
Ｍ）ＣＮにおけるＭｏ／Ｗの含有割合を、金属成分の合
量に占める割合で５０〜７５重量％とすると、この結果
の（Ｍｏ／Ｗ，Ｍ）ＣＮは結合相および硬質分散相のい
ずれにもすぐれた密着性（ぬれ性）を示し、かつ再昇温
時の保持時間を短時間、望ましくは１分以下に調整し
て、硬質分散相と金属結合相の界面にそって形成される
上記（Ｍｏ／Ｗ，Ｍ）ＣＮの厚さを１〜５０nmにする
と、この厚さではサーメットの特性に悪影響を及ぼすこ
とはなく、むしろ上記（Ｍｏ／Ｗ，Ｍ）ＣＮの析出薄層
のもつすぐれた密着性によって著しい強度向上がもたら
されるようになるという研究結果を得たのである。
上述のような観点から、上記の従来サーメットに着目
し、これの強度向上をはかるべく研究を行なった結果、
焼結に際して、焼結温度に所定時間保持（この時点で結
合相中にＭｏおよび／またはＷ（以下、Ｍｏ／Ｗで示
す）は１０重量％以上の固溶含有が可能であるが、Ｔ
ｉ，Ｚｒ，Ｖ，Ｔａ、およびＮｂはそれぞれ１重量％以
下固溶含有するにすぎない）した後、前記焼結温度から
（液相出現温度−１００℃）以下の温度まで冷却（炉冷
または急冷）し、再び液相出現温度＋（１０〜５０℃）
の温度まで昇温すると、結合相中に固溶するＭｏ／Ｗが
結合相と硬質分散相の界面にＭｏ−Ｗ系複合炭窒化物
［以下、（Ｍｏ／Ｗ，Ｍ）ＣＮで示す］として析出する
ようになり、したがって焼結温度で結合相中に固溶含有
するＭｏ／Ｗの含有割合を調整して、上記（Ｍｏ／Ｗ，
Ｍ）ＣＮにおけるＭｏ／Ｗの含有割合を、金属成分の合
量に占める割合で５０〜７５重量％とすると、この結果
の（Ｍｏ／Ｗ，Ｍ）ＣＮは結合相および硬質分散相のい
ずれにもすぐれた密着性（ぬれ性）を示し、かつ再昇温
時の保持時間を短時間、望ましくは１分以下に調整し
て、硬質分散相と金属結合相の界面にそって形成される
上記（Ｍｏ／Ｗ，Ｍ）ＣＮの厚さを１〜５０nmにする
と、この厚さではサーメットの特性に悪影響を及ぼすこ
とはなく、むしろ上記（Ｍｏ／Ｗ，Ｍ）ＣＮの析出薄層
のもつすぐれた密着性によって著しい強度向上がもたら
されるようにな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、Ｃｏおよび／またはＮｉを主成
分とする金属結合相：５〜３０容量％を含有し、残りが
実質的にいずれも単相構造を有する硬質分散相からな
り、前記硬質分散相が、ＴｉＣＮおよび（Ｔｉ，Ｍ）Ｃ
Ｎで構成され、前記ＴｉＣＮの含有割合が３〜３０容量
％であるサーメットにおいて、上記硬質分散相と金属結
合相の界面にそって、Ｍｏ／Ｗの含有割合が金属成分の
合量に占める割合で５０〜７５重量％の（Ｍｏ／Ｗ，
Ｍ）ＣＮからなる析出薄層を１〜５０nmの厚さで形成し
てなる、高強度を有する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および／またはＮｉを主成
分とする金属結合相：５〜３０容量％を含有し、残りが
実質的にいずれも単相構造を有する硬質分散相からな
り、前記硬質分散相が、ＴｉＣＮおよび（Ｔｉ，Ｍ）Ｃ
Ｎで構成され、前記ＴｉＣＮの含有割合が３〜３０容量
％であるサーメットにおいて、上記硬質分散相と金属結
合相の界面にそって、Ｍｏ／Ｗの含有割合が金属成分の
合量に占める割合で５０〜７５重量％の（Ｍｏ／Ｗ，
Ｍ）ＣＮからなる析出薄層を１〜５０nmの厚さで形成し
てなる、高強度を有するサーメットに特徴を有するもの
である。
【０００６】つぎに、この発明のサーメットにおいて、
上記の通りに数値限定した理由を説明する。 （ａ） 金属結合相の含有割合 その含有割合が５容量％未満では、所望の焼結性を確保
するのが困難となり、強度低下は避けられず、一方その
含有割合が３０容量％を越えると、硬さが急激に低下
し、摩耗進行が促進するようになることから、その含有
割合を５〜３０容量％と定めた。
上記の通りに数値限定した理由を説明する。 （ａ） 金属結合相の含有割合 その含有割合が５容量％未満では、所望の焼結性を確保
するのが困難となり、強度低下は避けられず、一方その
含有割合が３０容量％を越えると、硬さが急激に低下
し、摩耗進行が促進するようになることから、その含有
割合を５〜３０容量％と定めた。
【０００７】（ｂ） ＴｉＣＮの含有割合 ＴｉＣＮにはサーメットの硬さを向上させる作用がある
が、その含有割合が３容量％未満では所望の硬さ向上効
果が得られず、一方その含有割合が３０容量％を越える
と強度が低下するようになることから、その含有量を３
〜３０容量％と定めた。
が、その含有割合が３容量％未満では所望の硬さ向上効
果が得られず、一方その含有割合が３０容量％を越える
と強度が低下するようになることから、その含有量を３
〜３０容量％と定めた。
【０００８】（ｃ） （Ｍｏ／Ｗ，Ｍ）ＣＮのＭｏ／Ｗ
含有割合 その含有割合が、金属成分の合量に占める割合で５０重
量％未満では、金属結合相および硬質分散相の両方に対
して、所望のすぐれた密着性を確保することができず、
この結果所望の高強度は得られず、一方その含有割合が
７５重量％を越えると、（Ｍｏ／Ｗ，Ｍ）ＣＮ自体が脆
化し、欠損が発生し易くなることから、その含有割合を
５０〜７５重量％と定めた。
含有割合 その含有割合が、金属成分の合量に占める割合で５０重
量％未満では、金属結合相および硬質分散相の両方に対
して、所望のすぐれた密着性を確保することができず、
この結果所望の高強度は得られず、一方その含有割合が
７５重量％を越えると、（Ｍｏ／Ｗ，Ｍ）ＣＮ自体が脆
化し、欠損が発生し易くなることから、その含有割合を
５０〜７５重量％と定めた。
【０００９】（ｄ） 析出薄層の厚さ その厚さが１nm未満では所望のすぐれた密着性を金属結
合相および硬質分散相の間に確保することができず、一
方その厚さが５０nmを越えると、析出薄層が破壊の起点
となり、欠損が発生し易くなることから、その厚さを１
〜５０nm、望ましくは２〜１５nmと定めた。
合相および硬質分散相の間に確保することができず、一
方その厚さが５０nmを越えると、析出薄層が破壊の起点
となり、欠損が発生し易くなることから、その厚さを１
〜５０nm、望ましくは２〜１５nmと定めた。
【００１０】
【発明の実施の形態】原料粉末として、いずれも０．５
〜２μｍの範囲内の所定の平均粒径を有する（Ｔｉ，
Ｗ）ＣＮ［重量比で（以下同じ）、ＴｉＣＮ／ＷＣ＝７
０／３０］粉末、（Ｔｉ，Ｍｏ）ＣＮ［ＴｉＣＮ／Ｍｏ
2 Ｃ＝９０／１０］粉末、（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ［ＴｉＣ
Ｎ／ＺｒＣ＝８５／１５］粉末、（Ｔｉ，Ｔａ）ＣＮ
［ＴｉＣＮ／ＴａＣ＝８０／２０］粉末、（Ｔｉ，Ｎ
ｂ）ＣＮ［ＴｉＣＮ／ＮｂＣ＝８０／２０］粉末、（Ｔ
ｉ，Ｍｏ，Ｗ）ＣＮ［ＴｉＣＮ／ＷＣ／Ｍｏ2 Ｃ＝７０
／２０／１０］粉末、（Ｔｉ，Ｖ，Ｗ）ＣＮ［ＴｉＣＮ
／ＶＣ／ＷＣ＝７０／１０／２０］粉末、（Ｔｉ，Ｎ
ｂ，Ｗ）ＣＮ［ＴｉＣＮ／ＮｂＣ／ＷＣ＝７０／１０／
２０］粉末、（Ｔｉ，Ｔａ，Ｗ）ＣＮ［ＴｉＣＮ／Ｔａ
Ｃ／ＷＣ＝７０／１０／２０］粉末、（Ｔｉ，Ｚｒ，
Ｗ）ＣＮ［ＴｉＣＮ／ＷＣ／ＺｒＣ＝７５／２０／５］
粉末、（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ）ＣＮ［ＴｉＣＮ／ＮｂＣ／
Ｍｏ2 Ｃ＝８０／１０／１０］粉末、（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔ
ａ，Ｗ）ＣＮ［ＴｉＣＮ／ＮｂＣ／ＴａＣ／ＷＣ＝６５
／５／１０／２０］粉末、（Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｗ）Ｃ
Ｎ［ＴｉＣＮ／ＺｒＣ／ＮｂＣ／ＷＣ＝７０／５／５／
２０］粉末、（Ｔｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｗ）ＣＮ［ＴｉＣＮ／
ＶＣ／ＮｂＣ／ＷＣ＝６５／５／１０／２０］粉末、
（Ｔｉ，Ｖ，Ｔａ，Ｍｏ）ＣＮ［ＴｉＣＮ／ＶＣ／Ｔａ
Ｃ／Ｍｏ2 Ｃ＝７５／５／１０／１０］粉末、（Ｔｉ，
Ｖ，Ｎｂ）ＣＮ［ＴｉＣＮ／ＶＣ／ＮｂＣ＝８５／５／
１０］粉末、（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ）ＣＮ［ＴｉＣＮ／Ｎ
ｂＣ／ＴａＣ＝７０／１０／２０］粉末、（Ｔｉ，Ｚ
ｒ，Ｎｂ，Ｔａ）ＣＮ［ＴｉＣＮ／ＺｒＣ／ＮｂＣ／Ｔ
ａＣ＝８０／５／５／１０］粉末、ＴｉＣＮ粉末、さら
に表１〜３に示される各種の炭化物粉末、窒化物粉末、
および炭窒化物粉末、Ｃｏ粉末、およびＮｉ粉末を用意
し、これら原料粉末を表１〜３に示される配合組成に配
合し、ボールミルで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、前記
圧粉体を、常温から９００℃までの昇温速度を１０℃／
min とし、９００℃から１４２０〜１６００℃の範囲内
の所定の焼結温度までの昇温速度を２℃／min とし、前
記焼結温度に１時間保持した後、１２５０℃まで炉冷
し、再び２℃／min の昇温速度で１３７０℃に加熱し、
１３７０℃に昇温直後炉冷する条件（この場合の雰囲気
は、１３５０℃までの昇温過程を０．０１〜０．５torr
の真空雰囲気とし、１３５０℃に昇温後は冷却過程の１
２００℃までを１０torrの窒素雰囲気とし、さらに１２
００℃以下の冷却過程は再び０．０１〜０．５torrの真
空雰囲気とした）で焼結することにより、それぞれ表
４，５に示される本発明サーメット１〜３０で構成され
た、幅：８mm×厚さ：６mm×長さ：２５mmの寸法をもっ
た抗折力測定用試片、幅：３mm×厚さ：４mm×長さ：１
５mmの３点曲げ試験（破壊靭性値測定）用試片、および
ＳＮＭＧ４３２の規格に則した形状をもった切削工具と
してのスローアウェイチップをそれぞれ製造した。
〜２μｍの範囲内の所定の平均粒径を有する（Ｔｉ，
Ｗ）ＣＮ［重量比で（以下同じ）、ＴｉＣＮ／ＷＣ＝７
０／３０］粉末、（Ｔｉ，Ｍｏ）ＣＮ［ＴｉＣＮ／Ｍｏ
2 Ｃ＝９０／１０］粉末、（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ［ＴｉＣ
Ｎ／ＺｒＣ＝８５／１５］粉末、（Ｔｉ，Ｔａ）ＣＮ
［ＴｉＣＮ／ＴａＣ＝８０／２０］粉末、（Ｔｉ，Ｎ
ｂ）ＣＮ［ＴｉＣＮ／ＮｂＣ＝８０／２０］粉末、（Ｔ
ｉ，Ｍｏ，Ｗ）ＣＮ［ＴｉＣＮ／ＷＣ／Ｍｏ2 Ｃ＝７０
／２０／１０］粉末、（Ｔｉ，Ｖ，Ｗ）ＣＮ［ＴｉＣＮ
／ＶＣ／ＷＣ＝７０／１０／２０］粉末、（Ｔｉ，Ｎ
ｂ，Ｗ）ＣＮ［ＴｉＣＮ／ＮｂＣ／ＷＣ＝７０／１０／
２０］粉末、（Ｔｉ，Ｔａ，Ｗ）ＣＮ［ＴｉＣＮ／Ｔａ
Ｃ／ＷＣ＝７０／１０／２０］粉末、（Ｔｉ，Ｚｒ，
Ｗ）ＣＮ［ＴｉＣＮ／ＷＣ／ＺｒＣ＝７５／２０／５］
粉末、（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ）ＣＮ［ＴｉＣＮ／ＮｂＣ／
Ｍｏ2 Ｃ＝８０／１０／１０］粉末、（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔ
ａ，Ｗ）ＣＮ［ＴｉＣＮ／ＮｂＣ／ＴａＣ／ＷＣ＝６５
／５／１０／２０］粉末、（Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｗ）Ｃ
Ｎ［ＴｉＣＮ／ＺｒＣ／ＮｂＣ／ＷＣ＝７０／５／５／
２０］粉末、（Ｔｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｗ）ＣＮ［ＴｉＣＮ／
ＶＣ／ＮｂＣ／ＷＣ＝６５／５／１０／２０］粉末、
（Ｔｉ，Ｖ，Ｔａ，Ｍｏ）ＣＮ［ＴｉＣＮ／ＶＣ／Ｔａ
Ｃ／Ｍｏ2 Ｃ＝７５／５／１０／１０］粉末、（Ｔｉ，
Ｖ，Ｎｂ）ＣＮ［ＴｉＣＮ／ＶＣ／ＮｂＣ＝８５／５／
１０］粉末、（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ）ＣＮ［ＴｉＣＮ／Ｎ
ｂＣ／ＴａＣ＝７０／１０／２０］粉末、（Ｔｉ，Ｚ
ｒ，Ｎｂ，Ｔａ）ＣＮ［ＴｉＣＮ／ＺｒＣ／ＮｂＣ／Ｔ
ａＣ＝８０／５／５／１０］粉末、ＴｉＣＮ粉末、さら
に表１〜３に示される各種の炭化物粉末、窒化物粉末、
および炭窒化物粉末、Ｃｏ粉末、およびＮｉ粉末を用意
し、これら原料粉末を表１〜３に示される配合組成に配
合し、ボールミルで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、前記
圧粉体を、常温から９００℃までの昇温速度を１０℃／
min とし、９００℃から１４２０〜１６００℃の範囲内
の所定の焼結温度までの昇温速度を２℃／min とし、前
記焼結温度に１時間保持した後、１２５０℃まで炉冷
し、再び２℃／min の昇温速度で１３７０℃に加熱し、
１３７０℃に昇温直後炉冷する条件（この場合の雰囲気
は、１３５０℃までの昇温過程を０．０１〜０．５torr
の真空雰囲気とし、１３５０℃に昇温後は冷却過程の１
２００℃までを１０torrの窒素雰囲気とし、さらに１２
００℃以下の冷却過程は再び０．０１〜０．５torrの真
空雰囲気とした）で焼結することにより、それぞれ表
４，５に示される本発明サーメット１〜３０で構成され
た、幅：８mm×厚さ：６mm×長さ：２５mmの寸法をもっ
た抗折力測定用試片、幅：３mm×厚さ：４mm×長さ：１
５mmの３点曲げ試験（破壊靭性値測定）用試片、および
ＳＮＭＧ４３２の規格に則した形状をもった切削工具と
してのスローアウェイチップをそれぞれ製造した。
【００１１】また、比較の目的で、表３に示される配合
組成とし、かつ上記の焼結条件のうちの焼結温度から室
温までの冷却を１０torrの窒素雰囲気での炉冷にて行な
う以外は同一の条件で表６に示される従来サーメット１
〜１０で構成された抗折力測定用試片、３点曲げ試験用
試片、およびスローアウェイチップをそれぞれ製造し
た。
組成とし、かつ上記の焼結条件のうちの焼結温度から室
温までの冷却を１０torrの窒素雰囲気での炉冷にて行な
う以外は同一の条件で表６に示される従来サーメット１
〜１０で構成された抗折力測定用試片、３点曲げ試験用
試片、およびスローアウェイチップをそれぞれ製造し
た。
【００１２】なお、この結果得られた各種サーメットに
おいて、硬質分散相と金属結合相の割合、並びに硬質分
散相のうちのＴｉＣＮの割合を走査型電子顕微鏡および
画像解析装置を用いて測定し、また析出薄層の厚さと、
析出薄層におけるＭｏ／Ｗの割合（金属成分に占める割
合）を高分解能の透過型電子顕微鏡（１nm以上の分解
能）を用いて測定した。これらの測定結果は表４〜６に
示す通りである。また、強度を評価する目的で、抗折力
および破壊靭性値を測定し、さらに、 被削材：ＳＮＣＭ４３９（硬さ：ＨB ２７０）の長さ方
向等間隔４本縦溝入り丸棒、 切削速度：２００ｍ／min.、 切り込み：１mm、 送り：０．２mm／rev.、 切削時間：５分、 の条件での鋼の乾式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４〜６に示
されている。
おいて、硬質分散相と金属結合相の割合、並びに硬質分
散相のうちのＴｉＣＮの割合を走査型電子顕微鏡および
画像解析装置を用いて測定し、また析出薄層の厚さと、
析出薄層におけるＭｏ／Ｗの割合（金属成分に占める割
合）を高分解能の透過型電子顕微鏡（１nm以上の分解
能）を用いて測定した。これらの測定結果は表４〜６に
示す通りである。また、強度を評価する目的で、抗折力
および破壊靭性値を測定し、さらに、 被削材：ＳＮＣＭ４３９（硬さ：ＨB ２７０）の長さ方
向等間隔４本縦溝入り丸棒、 切削速度：２００ｍ／min.、 切り込み：１mm、 送り：０．２mm／rev.、 切削時間：５分、 の条件での鋼の乾式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４〜６に示
されている。
【００１３】
【表１】
【００１４】
【表２】
【００１５】
【表３】
【００１６】
【表４】
【００１７】
【表５】
【００１８】
【表６】
【００１９】
【発明の効果】表４〜６に示される結果から、本発明サ
ーメット１〜３０は、いずれも金属結合相と硬質分散相
の界面に形成された析出薄層によって硬質分散相の金属
結合相に対する密着性が著しく向上し、これによって高
い強度（抗折力および破壊靭性値）をもつようになり、
かつ断続切削でもすぐれた耐摩耗性を発揮するのに対し
て、前記析出薄層の形成がない従来サーメット１〜１０
においては、強度が低く、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、この発明のサーメット
は、高強度を有し、かつ切削工具として用いた場合に
は、連続切削は勿論のこと、断続切削においてもすぐれ
た切削性能を長期に亘って発揮し、切削加工のＦＡ化お
よび省力化に十分満足に対応することができるものであ
る。
ーメット１〜３０は、いずれも金属結合相と硬質分散相
の界面に形成された析出薄層によって硬質分散相の金属
結合相に対する密着性が著しく向上し、これによって高
い強度（抗折力および破壊靭性値）をもつようになり、
かつ断続切削でもすぐれた耐摩耗性を発揮するのに対し
て、前記析出薄層の形成がない従来サーメット１〜１０
においては、強度が低く、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、この発明のサーメット
は、高強度を有し、かつ切削工具として用いた場合に
は、連続切削は勿論のこと、断続切削においてもすぐれ
た切削性能を長期に亘って発揮し、切削加工のＦＡ化お
よび省力化に十分満足に対応することができるものであ
る。
Claims (1)
- 【請求項１】 Ｃｏおよび／またはＮｉを主成分とする
金属結合相：５〜３０容量％を含有し、残りが実質的に
いずれも単相構造を有する硬質分散相からなり、前記硬
質分散相が、Ｔｉ炭窒化物、およびＴｉと、Ｗ，Ｍｏ，
Ｔａ，Ｎｂ，Ｖ、およびＺｒのうちの１種以上とのＴｉ
系複合炭窒化物で構成され、前記Ｔｉ炭窒化物の含有割
合が３〜３０容量％であるＴｉ系炭窒化物サーメットに
おいて、 上記硬質分散相と金属結合相の界面にそって、Ｍｏおよ
び／またはＷの含有割合が金属成分の合量に占める割合
で５０〜７５重量％のＭｏ−Ｗ系複合炭窒化物からなる
析出薄層を１〜５０nmの厚さで形成したことを特徴とす
る高強度を有するＴｉ系炭窒化物サーメット。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26224895A JPH0978172A (ja) | 1995-09-14 | 1995-09-14 | 高強度を有するＴｉ系炭窒化物サーメット |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26224895A JPH0978172A (ja) | 1995-09-14 | 1995-09-14 | 高強度を有するＴｉ系炭窒化物サーメット |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0978172A true JPH0978172A (ja) | 1997-03-25 |
Family
ID=17373143
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26224895A Withdrawn JPH0978172A (ja) | 1995-09-14 | 1995-09-14 | 高強度を有するＴｉ系炭窒化物サーメット |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0978172A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN110719966A (zh) * | 2018-05-15 | 2020-01-21 | 住友电气工业株式会社 | 金属陶瓷、包括该金属陶瓷的切削工具及制造金属陶瓷的方法 |
| CN111647787A (zh) * | 2020-06-16 | 2020-09-11 | 四川神工钨钢刀具有限公司 | 一种TiCN基微粒金属陶瓷刀具及其制备方法 |
-
1995
- 1995-09-14 JP JP26224895A patent/JPH0978172A/ja not_active Withdrawn
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN110719966A (zh) * | 2018-05-15 | 2020-01-21 | 住友电气工业株式会社 | 金属陶瓷、包括该金属陶瓷的切削工具及制造金属陶瓷的方法 |
| CN110719966B (zh) * | 2018-05-15 | 2022-03-29 | 住友电气工业株式会社 | 金属陶瓷、包括该金属陶瓷的切削工具及制造金属陶瓷的方法 |
| CN111647787A (zh) * | 2020-06-16 | 2020-09-11 | 四川神工钨钢刀具有限公司 | 一种TiCN基微粒金属陶瓷刀具及其制备方法 |
| CN111647787B (zh) * | 2020-06-16 | 2021-05-25 | 四川神工钨钢刀具有限公司 | 一种TiCN基微粒金属陶瓷刀具及其制备方法 |
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