JPH11131170A - サーメット工具及びその製造方法 - Google Patents
サーメット工具及びその製造方法Info
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- JPH11131170A JPH11131170A JP9312696A JP31269697A JPH11131170A JP H11131170 A JPH11131170 A JP H11131170A JP 9312696 A JP9312696 A JP 9312696A JP 31269697 A JP31269697 A JP 31269697A JP H11131170 A JPH11131170 A JP H11131170A
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Abstract
クラック性にも優れ、ひいては断続切削等においても長
寿命のサーメット工具を提供する。 【解決手段】 サーメット工具1は、NiないしCoの
合計含有量が4〜20重量%であり、Tiの含有量が5
0〜60重量%であり、V、Cr、Zr、Nb、Mo、
Hf、Ta及びWの合計含有量が30〜40重量%であ
り、Cの含有量が5〜10重量%であり、Nの含有量が
3〜8重量%とされる。また、炭窒化物相は、相中の金
属成分の90重量%以上がTiである炭窒化Ti系相の
粒子を含有し、かつサーメットの断面組織を観察したと
きに、該組織中において、炭窒化Ti系相粒子のうち最
大径Dmaxと最小径Dminとの比Dmax/Dminの値が1.
5以上となる粒子の合計面積の、硬質相全面積に対する
割合が50%以上である。
Description
に関するものである。
外の(4a,5a,6a)族元素、すなわちV、Cr、
Zr、Nb、Mo、Hf、Ta及びWで構成される炭化
物、窒化物又は炭窒化物を硬質相構成成分とするサーメ
ット焼結体は、旧来汎用されてきた超硬合金に比べて、
耐塑性変形性等に優れることから切削工具の主流となっ
ている。そして、近年では、工具の耐欠損性、耐熱衝撃
性及び耐塑性変形性をさらに向上させるため、硬質相と
して炭化Tiに加え、高靭性及び高熱伝導性の窒化Ti
あるいは炭窒化Tiを配合することが提案されている
(例えば特公昭56−51201号公報)。
トの耐摩耗性及び耐欠損性を向上させるために、特開平
8−246090号公報には、サーメット組織中の有芯
硬質相の中心部(炭窒化Tiを主体に構成される)を、
丸みのある塊状でアスペクト比が1.4以下の(Ti,
M)CNを主体とする有芯二重構造、あるいは前記有芯
硬質相のうち90容量%以下を炭窒化Ti相とすること
で工具の耐摩耗性を維持しつつこれを高強度化すること
で耐欠損性を向上させる構造が開示されている。
報に開示されたサーメツト工具のように、その組織にお
いて、有芯硬質相の中心部を丸みのある塊状形態にする
ことは、サーメットの強度あるいは硬度向上の観点から
は有利であるが、靱性は逆に低下するので基材の耐熱ク
ラック性が損なわれ、耐熱クラック性が要求される鋼の
断続切削等の用途においては、必要十分な工具寿命が得
られない欠点がある。
ある耐塑性変形性及び耐摩耗性を維持しつつ、耐熱クラ
ック性にも優れ、ひいては断続切削等においても長寿命
のサーメット工具とその製造方法とを提供することにあ
る。
たサーメット工具の構成は以下の通りである。 (請求項1)Ni、又はNi及びCoを主体とする結合
相と、金属成分がTiを主体として、V、Cr、Zr、
Nb、Mo、Hf、Ta及びWのうちの1種以上を含む
炭窒化物相を主体とする硬質相とにより、組織が主に形
成されるサーメットで要部が構成されてなり、そのサー
メットは、Ni、又はNi及びCoの合計含有量が4〜
20重量%であり、Tiの含有量が50〜60重量%で
あり、V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta及びW
の合計含有量が30〜40重量%であり、Cの含有量が
5〜10重量%であり、Nの含有量が3〜8重量%であ
り、さらに、炭窒化物相は、相中の金属成分の90重量
%以上がTiである炭窒化Ti系相の粒子を含有し、か
つサーメットの断面組織を観察したときに、該組織中に
おいて、炭窒化Ti系相粒子のうち最大径Dmaxと最小
径Dminとの比Dmax/Dminの値が1.5以上となる粒
子の合計面積の、硬質相全面積に対する割合が50%以
上である。
相は、相中の金属成分の90重量%以上がTiである炭
窒化Ti系相からなる中心部分(I)と、その中心部分(I)
の周囲に形成されて相中の金属成分の40〜60重量%
がTiであり、同じく40〜60重量%がV、Cr、Z
r、Nb、Mo、Hf、Ta及びWの1種又は2種以上
である第一炭窒化(Ti,M)系相からなる周囲部分
(I)とを有する第一の二重構造粒子と、相中の金属成分
の90重量%以上がV、Cr、Zr、Nb、Mo、H
f、Ta及びWの1種又は2種以上である炭窒化M系相
からなる中心部分(II)と、その中心部分(II)の周囲に形
成されて相中の金属成分の20〜30重量%がTiであ
り、同じく70〜80重量%がV、Cr、Zr、Nb、
Mo、Hf、Ta及びWの1種又は2種以上である第二
炭窒化(Ti,M)系相からなる周囲部分(II)とを有す
る第二の二重構造粒子と、を主体とするものであり、サ
ーメットの断面組織を観察したときに、該組織中におい
て、中心部分(I)のうち最大径Dmaxと最小径Dminとの
比Dmax/Dminの値が1.5以上となるものの合計面積
の、第一の二重構造粒子と第二の二重構造粒子との合計
面積に対する割合が50%以上である。
体とする結合相と、金属成分が、Tiを主体としてV、
Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta及びWのうちの1
種以上を含む炭窒化物相を主体とする硬質相とにより、
組織が主に形成されるサーメットで要部が構成されてな
り、そのサーメットは、結合相の形成量が4〜20重量
%であり、また、炭窒化物相は、相中の金属成分の90
重量%以上がTiである炭窒化Ti系相からなる中心部
分(I)と、その中心部分(I)の周囲に形成されて相中の金
属成分の40〜60重量%がTiであり、同じく40〜
60重量%がV、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta
及びWの1種又は2種以上である第一炭窒化(Ti,
M)系相からなる周囲部分(I)とを有する第一の二重構
造粒子と、相中の金属成分の90重量%以上がV、C
r、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta及びWの1種又は2
種以上である炭窒化M系相からなる中心部分(II)と、そ
の中心部分(II)の周囲に形成されて相中の金属成分の2
0〜30重量%がTiであり、同じく70〜80重量%
がV、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta及びWの1
種又は2種以上である第二炭窒化(Ti,M)系相から
なる周囲部分(II)とを有する第二の二重構造粒子と、を
主体とするものであり、サーメットの断面組織を観察し
たときに、該組織中において、中心部分(I)のうち最大
径Dmaxと最小径Dminとの比Dmax/Dminの値が1.5
以上となるものの合計面積の、第一の二重構造粒子と第
二の二重構造粒子との合計面積に対する割合が50%以
上である。
において、工具は、すくい面と逃げ面との間に切削エッ
ジとなる稜線部が形成される切削用工具であり、その稜
線部には面取り部が形成されるとともに、該面取部のす
くい面とのなす角度が20〜35°の範囲で調整されて
いる。
ト工具の製造方法は下記の通りである。 (請求項5)Ni、又はNi及びCoを主体とする金属
粉末を4〜20重量部と、金属成分が、V、Cr、Z
r、Nb、Mo、Hf、Ta及びWの1種又は2種以上
からなる炭窒化物粉末を25〜40重量部と、炭窒化T
i、窒化Ti及び炭化Tiのうち炭窒化Tiを必須とす
る1種以上、又は窒化Ti及び炭化Tiの2種を合計で
60〜75重量部と、を配合して混合粉末を得る配合工
程と、その混合粉末を所定の形状に成形する成形工程
と、得られた成形体を1400〜1650℃の範囲で設
定される焼成温度で焼成する焼成工程とを含み、成形体
を焼成温度まで加熱する際に、1300〜1400℃の
範囲で焼成温度よりも低く設定される第一温度から焼成
温度までの温度区間を5〜10℃/分の昇温速度で昇温
する。
以上に設定される第二温度から第一温度までの温度区間
を1〜5℃/分の昇温速度で昇温する。
Ni、又はNi及びCoを主体とする結合相と、金属成
分が主にTi、V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、T
a及びW(以下、これらの金属元素群のうち、Ti以外
のものを総称して「M」と略記する場合がある)のう
ち、主成分としてのTiを含む2種以上からなる炭窒化
物相を主体とする硬質相とにより組織が主に形成される
サーメットで要部が構成されてなる工具において、サー
メットの組織を次のように制御することにより、耐熱ク
ラック性と耐摩耗性とを兼ね備えた工具が得られること
を見い出し、本発明を完成するに至ったのである。すな
わち、サーメットの断面組織を観察したときに、該組織
中において、炭窒化Ti系相粒子のうち最大径Dmaxと
最小径Dminとの比Dmax/Dminの値(以下、これをア
スペクト比ともいう)が1.5以上となる粒子の合計面
積が、硬質相全面積に対する割合において50%以上と
する。
は、図1に示すように、組織を観察する断面(視野)上
において、粒子の外形線に対し、その外形線と接しかつ
粒子内を横切らないように引いた2本の平行線間の距離
の最大値を表し、また、最小径Dminは同様に該距離の
最小値を表すものとする。
続切削における工具寿命は、熱クラックの進展による工
具刃先の欠損に支配される傾向にあり、断続切削におけ
る工具寿命を向上させるには、サーメットの耐熱クラッ
ク性を向上させることが必要である。そして、本発明の
ように、炭窒化Ti系相粒子を、Dmax/Dminの値が
1.5以上である高アスペクト比粒子の形で組織中に均
一に分散させることにより、熱クラックの進展がそれら
高アスペクト比粒子によって妨げられて耐熱クラック性
が向上し、鋼の断続切削等に適した長寿命で信頼性の高
い工具が得られる。
と、その存在比率とを上述のように規定したのは、次の
ような理由による。すなわち、炭窒化Ti系相粒子の同
一存在比率においてアスペクト比が異なる試料を比較し
た場合、その値が1.5未満においては切削時の熱クラ
ックの進展による工具刃先の欠損が多発するため、これ
を1.5以上と限定した。また、同一アスペクト比にお
いてその存在比率を変化させた試料を比較した場合、硬
質相全面積に占める炭窒化Ti系相粒子の合計面積が5
0%以下では、高アスペクト比とすることの耐熱クラッ
ク性向上効果が十分でなかったため、50%以上と限定
した。
計含有量が4重量%未満になると、組織中の結合相の形
成量が不足し、サーメットの耐欠損性が不十分となる。
一方、該合計含有量が20重量%を超えると、硬質相の
形成量が不足して、サーメットの耐摩耗性が不十分とな
る。それ故、NiないしCoの合計含有量は4〜20重
量%とされ、望ましくは8〜13重量%とするのがよ
い。
るか、あるいはMの合計含有量が40重量%を超える
と、炭窒化Ti系相粒子の形成が不十分となり、サーメ
ットの耐熱クラック性あるいは耐摩耗性が損なわれるこ
とにつながる。一方、Tiの含有量が60重量%を超え
るか、あるいはMの合計含有量が30重量%未満になる
と、高アスペクト比の炭窒化Ti系相粒子の周囲に形成
される後述の炭窒化(Ti,M)系相(I)の量が不十分
となり、サーメットの靱性が損なわれる場合がある。そ
れ故、Tiの含有量は50〜60重量%、Mの合計含有
量は30〜40重量%とされ、より望ましくは、Tiの
含有量は54〜57重量%、Mの合計含有量は32〜3
4重量%とするのがよい。
化物相の構成元素として有効に取り込まれるためには、
Cの含有量を5〜10重量%とする必要があり、望まし
くは8〜9重量%とするのがよい。また、同様の理由に
より、Nの含有量は3〜8重量%、望ましくは5〜6重
量%とするのがよい。
トの組織の特徴は、これを3次元的に捕えることで、
「炭窒化Ti系相粒子のうち最大径dmaxと最小径dmin
との比dmax/dminの値が1.5以上となる粒子の合計
体積が、硬質相全体積に占める割合が50%以上となっ
ている」と表現することもできる。この場合、最大径d
maxと最小径dminは、粒子に対し外側から接しかつ粒子
内を横切らない2枚の平行な平面間距離のうち最大及び
最小の値としてそれぞれ定義できる。
の断面における最大径Dmax及び最小径Dminの比Dmax
/Dminで表した該粒子のアスペクト比は、上述のよう
に3次元的に捕えた場合の粒子のアスペクト比dmax/
dminとは必ずしも等価にはならない。しかしながら、
多数の炭窒化Ti系相粒子が特定方向に配向せずに一様
に分布している前提のもとでは、「Dmax/Dminの値が
1.5以上となる粒子の合計面積の、硬質相全面積に占
める割合が50%以上である」ことは、統計的には「d
max/dminの値が1.5以上となる粒子の合計体積が、
硬質相全体積に占める割合が50%以上となっている」
こととほぼ等価であるとみなしうる。
の特徴からさらに別の捕え方をすることもできる。すな
わち、この場合のサーメットは、結合相の形成量を4〜
20重量%とし、硬質相は、次のような2種の二重構造
粒子を主体とするものとされる。 第一の二重構造粒子:相中の金属成分におけるTi含
有量が90重量%を超える炭窒化Ti系相からなる中心
部分(I)と、その中心部分(I)の周囲に形成されて相中の
金属成分におけるTi含有量が40〜60重量%であ
り、同じくMの1種又は2種以上の合計含有量が40〜
60重量%である第一炭窒化(Ti,M)系相からなる
周囲部分(I)とを有する。 第二の二重構造粒子:相中の金属成分におけるMの1
種又は2種以上の合計含有量が90重量%を超える炭窒
化M系相からなる中心部分(II)と、その中心部分(II)の
周囲に形成されて相中の金属成分におけるTi含有量が
20〜30重量%であり、同じくMの1種又は2種以上
の合計含有量が70〜80重量%である第二炭窒化(T
i,M)系相からなる周囲部分(II)とを有する。そし
て、サーメットの断面組織を観察したときに、該組織中
において、中心部分(I)のうち最大径Dmaxと最小径Dmi
nとの比Dmax/Dminの値が1.5以上となるものの合
計面積の、第一の二重構造粒子と第二の二重構造粒子と
の合計面積に対する割合が50%以上とされる。
i系相が、これを中心部分(I)として、その外側が、第
一炭窒化(Ti,M)系相からなる周囲部分(I)で覆わ
れた二重構造粒子に取り込まれ、アスペクト比は粒子全
体としては1に近づく。従って、炭窒化Ti系相のアス
ペクト比が高くなって耐熱クラック性が改善されるとと
もに、二重構造粒子全体として捕えればアスペクト比は
それほど大きくはならないから、応力集中しやすい鋭角
部分等が形成されにくくなり、強度あるいは靱性にも優
れたサーメット工具が実現されることとなる。
重量%未満になると、サーメットの耐欠損性が不十分と
なる。一方、結合相の含有量が20重量%を超えると硬
質相の量が不足して、サーメットの耐摩耗性が不十分と
なる。それ故、結合相の含有量は4〜20重量%とさ
れ、望ましくは8〜13重量%とするのがよい。
をNiで構成することができるが、例えばその一部をC
oで置き換えることができる。これにより、焼結時の緻
密化を促進させる効果がある。この場合、CoによるN
iの置換量は50〜70重量%とするのがよい。Coに
よるNiの置換量が50%未満になると、Co置換によ
る上述の効果が顕著でなくなる。一方、置換量が70%
を超えると、サーメットの耐食性が低下する場合があ
り、また高価なCoの含有量が増えるので無駄なコスト
アップにつながる。
ク性を改善するための方策として、サーメツト組織にお
ける炭窒化物相を粗粒にすることで破壊靭性値を向上さ
せ、その副産物として耐熱クラック性を改善する手法が
とられていた。しかしながら、炭窒化物相を粗粒にする
と被削材の加工面の面粗度が大きくなり、工具刃先の摩
耗が進んで寿命低下につながる問題があった。しかしな
がら、本発明のサーメット工具の場合、炭窒化Ti系相
粒子のアスペクト比を大きくすることにより耐熱クラッ
ク性を向上させるようにしたから、該炭窒化Ti系相粒
子を微細粒子としても、上述のような問題を起こしにく
い利点がある。逆に言えば、炭窒化Ti系相粒子を微細
粒子化すること、具体的にはその平均粒径を2μm以下
(望ましくは1μm以下)の微粒子とすることで、工具
刃先の耐摩耗性が格段に向上し、その寿命を延ばすこと
が可能となる。また、工具刃先の耐摩耗性を向上させる
観点からは、硬質相全体の平均粒径を、1.5μm以下
(望ましくは0.5μm以下)の微細粒子とすることが
望ましいといえる。
げ面との間に切削エッジとなる稜線部が形成される切削
用工具とすることができる。また、その稜線部には面取
り部(いわゆるチャンファ)を形成できるが、この場合
は該面取部とすくい面とのなす角度を20〜35°の範
囲で調整するのがよい。該角度が20°未満になると、
逃げ面側で切削エッジにチッピングが生じやすくなる。
また、角度が35°を超えると、すくい面側で切削エッ
ジにチッピングが生じやすくなる。
次のような製造方法を用いることが有効である。すなわ
ち、該方法は、Ni、又はNi及びCoを主体とする金
属粉末を5〜20重量部と、金属成分が前述のMの1種
又は2種以上からなる炭窒化物粉末(以下、炭窒化M粉
末という)を25〜40重量部と、炭窒化Ti、窒化T
i及び炭化Tiのうち炭窒化Tiを必須とする1種以
上、又は窒化Ti及び炭化Tiの2種(以下、炭窒化T
i形成粉末という)を合計で60〜75重量部とを配合
して混合粉末を得る配合工程と、その混合粉末を所定の
形状に成形する成形工程と、得られた成形体を1400
〜1650℃の範囲で設定される焼成温度で焼成する焼
成工程とを含み、成形体を焼成温度まで加熱する際に、
1300〜1400℃の範囲で焼成温度よりも低く設定
される第一温度から、焼成温度までの温度区間を5〜1
0℃/分の昇温速度で昇温するようにするものである。
相がNi、ないしNi及びCoを主体に構成される場合
の、液相出現温度に概ね対応している。そして、硬質相
の原料粉末として炭窒化M粉末と炭窒化Ti粉末とを用
い、上記温度域から焼成温度までを前述の昇温速度で加
熱することで、形成される炭窒化Ti系相粒は、アスペ
クト比1.5以上のものの硬質相全体に占める面積比率
を50%以上とすることが可能となる。これは、該昇温
速度の採用により、焼結時において液相中への炭窒化T
iの溶解を抑制することができ、結果として高アスペク
ト比の炭窒化Ti系相粒を組織中に多く残存できるよう
になるためであると考えられる。ここで、上記5〜10
℃/分の昇温速度で昇温する温度区間の幅(第一温度か
ら焼成温度までの幅)は50〜350℃の範囲で設定す
るのがよい。該温度区間の幅が50℃未満であると、高
アスペクト比の炭窒化Ti系相粒の組織中への残存量が
不十分となる場合がある。一方、1400〜1650℃
の範囲で焼成温度を設定し、1300〜1400℃の範
囲で第一温度を設定するには、上記温度区間の幅は必然
的に350℃以下でなければならない。
粉末単独で形成してもよいし、これに窒化Ti粉末及び
炭化Ti粉末のいずれかを適量配合して用いてもよい。
また、窒化Ti粉末と炭化Ti粉末の混合物としてもよ
い。一方、炭窒化M粉末は、Mが複数の金属成分からな
る場合、始めからそれら複数の金属成分が互いに固溶し
た固溶体粉末を使用することが、最終的に得られる炭窒
化Ti系相のアスペクト比を高める上で望ましい。
化Ti粉末を使用する場合の、推定される組織形成過程
を模式的に表したものである。すなわち、図2(a)に
示すように、上記原料粉末を配合して加熱した場合、金
属粉末は液相出現温度で溶解して液相となり、炭窒化M
粒子と炭窒化Ti粒子とはその液相中に溶解・拡散す
る。そして、図2(b)に示すように、その溶解した炭
窒化M粒子の成分の一部はTi成分を取り込む形で炭窒
化Ti粒子の表面に析出し、第一炭窒化(Ti,M)系
相からなる周囲部分(I)を形成するとともに、残った炭
窒化Ti系相は中心部分(I)となり、第一の二重構造粒
子となる。なお、炭窒化Ti系相の金属成分は、拡散し
たM成分を含む場合があるが、その90重量%以上はT
iとなる。一方、溶解した炭窒化Ti粒子の成分の一部
はM成分を取り込む形で炭窒化M粒子の表面に析出し、
第二炭窒化(Ti,M)系相からなる周囲部分(II)を形
成するとともに、残った炭窒化M系相は中心部分(II)と
なり、第二の二重構造粒子となる。なお、炭窒化M系相
の金属成分は、拡散したTi成分を含む場合があるが、
その90重量%以上はMとなる。また、炭窒化M粒子の
周囲は炭窒化Ti粒子の周囲よりもTi濃度が低くなる
ので、形成される第二炭窒化(Ti,M)系相中のTi
濃度は、第一炭窒化(Ti,M)系相よりも一般に低く
なる。
昇温速度を5〜10℃/分に設定することで、図2
(c)に示すように、炭窒化Ti粒子の過剰な溶解が抑
制され、中心部として残留する炭窒化Ti系相のアスペ
クト比を高めることが可能となるのである。上記昇温速
度を5℃/分未満に設定すると、炭窒化Ti系相は全体
に丸みを帯びてアスペクト比が1に近づき、得られるサ
ーメット工具の耐熱クラック性が不十分となる。これ
は、図2(d)に示すように、炭窒化Ti系相の溶解が
過剰に進行するためであると考えられる。また、昇温速
度を10℃/分より大きく設定すると、得られるサーメ
ットに閉空孔が残存しやすくなり、強度低下等につなが
る。昇温速度は、望ましくは6〜8℃/分の範囲で調整
するのがよい。
について、アスペクト比1.5以上のものの硬質相全体
に占める面積比率を50%以上とするには、使用する炭
窒化Ti粉末も、粒子のアスペクト比が1.5以上(望
ましくは2以上)のものを使用するのがよい。また、炭
窒化Ti系相粒子あるいは硬質相全体の平均粒径を前述
の値以下として工具刃先の耐摩耗性を高めるには、炭窒
化Ti粉末及び炭窒化M粉末として、平均粒径2μm以
下のものを使用するのがよい。
のため、減圧ガス雰囲気で行なうのがよい。この場合、
これを減圧窒素ガス雰囲気とすると次のような利点が生
ずる。すなわち、窒素雰囲気とすることで、炭窒化Ti
粒子の液相への溶解を抑制することができ、ひいては高
アスペクト比の炭窒化Ti系相粒子をより形成しやすく
なる。これは、窒素雰囲気中では炭窒化Ti粒子に対す
る結合相の濡れ性が低下するためであると考えられる。
また、窒素雰囲気での処理は、窒素成分の逃散による炭
窒化物の分解を抑制する上でも望ましいといえる。な
お、減圧窒素ガス雰囲気を使用する場合、その窒素分圧
は8〜12Torrとするのがよい。窒素分圧が8To
rr未満になると、炭窒化Ti粒子の液相への溶解抑制
効果あるいは炭窒化物の分解抑制効果が十分に期待でき
なくなる。また、12Torr以上にすることは、焼結
体中に遊離炭素相が形成されて正常な組織が得にくくな
ることから望ましくない。
℃以上に設定される第二温度から第一温度までの温度区
間を1〜5℃/分の昇温速度で昇温することが望まし
い。この昇温速度を1℃/分未満とすることは、第一温
度に到達するまでに非常な長時間を有し、サーメット工
具の製造能率低下につながる。一方、5℃/分を超える
と、焼結体の内部と表面近傍とで焼結の進行に偏りが生
じたり、窒素成分の逃散により炭窒化物の一部が分解し
たりするといった不具合が起こる場合がある。
り具体的に説明する。まず、原料粉末として使用したの
は、平均粒径:1.5μmの炭窒化Ti粉末(炭化Ti
/窒化Ti=70/30)、平均粒径1.0μmの炭化
Ti粉末、平均粒径1.4μmの窒化Ti粉末、平均粒
径1.4μmの炭化Nb粉末、平均粒径1.6μmの炭
化Ta粉末、平均粒径3.3μmの炭化Mo(Mo
2C)粉末、平均粒径1.6μmの炭化W粉末、平均粒
径3.0μmのNi粉末、及び平均粒径1.5μmのC
o粉末である。まず、炭化Nb(NbC)、炭化Ta
(TaC)、炭化Mo(Mo2C)及び炭化W(WC)
の各粉末を、表1に記載の2種類(A、B)の割合でそ
れぞれ配合し、ボールミルで乾式混合した後1ton/
cm2の圧力で粉末成形体とした。次に、それら成形体
を窒素分圧500Torrの窒素雰囲気中にて1700
℃で15時間保持する熱処理を行い、原料を炭窒化およ
び固溶化した。そして、処理により得られた仮焼体を再
粉砕して平均粒径1.2μmの表1記載のA及びBの各
組成の炭窒化M粉末(M=Nb、Ta、Mo、W)を得
た。
i形成粉末(炭窒化Ti粉末(表中ではTiCNと略
記)、炭化Ti粉末(表中ではTiCと略記)及び窒化
Ti粉末(表中ではTiNと略記))と、前述の炭窒化
M粉末、Ni粉末及びCo粉末とを配合し、アセトンを
溶媒としてボールミルにより72時間混合した。混合後
の粉末は乾燥後、マイクロワックス系バインダーを添加
して混練した。次いで、その混練物を1.5ton/c
m2の圧力でプレス成形して所定の工具形状に成形し、
脱ワックスを行った(実施例:試料番号1〜4)。
を100Torr以下の窒素雰囲気に保ちつつ、室温か
ら800℃までは1〜3℃/分の平均温度勾配により、
また、800℃から1000℃までを1〜3℃/分の平
均温度勾配にて加熱し、該1000℃で脱ガスのため1
時間保持した後、該1000℃を第二温度として、第一
温度である1350℃(液相出現温度)まで同じ平均温
度勾配にて昇温した。その後、炉内の窒素圧力を8〜1
2Torrとし、6〜8℃/分の昇温速度で昇温を続け
て焼成温度(最高温度1500℃)にて1時間保持した
後、およそ650Torrのアルゴン雰囲気において冷
却することによりサーメット焼結体を製造した。
ず、各金属成分単独の炭化物粉末の形で配合したものも
用意した(比較例:試料番号5〜8)。これら比較例試
料の作製に当たっては、配合組成を除き、プレス成形に
よる成形体作成と脱ワックスまでは、実施例試料と同様
の工程を採用する一方、焼成は下記の条件とした。すな
わち、圧粉体を10-2Torrの窒素雰囲気にて室温か
ら1200℃まで昇温し、1200℃にて1時間保持し
た後、2℃/分の昇温速度で昇温を続け最高温度150
0℃にて1時間保持した後、約650Torrのアルゴ
ン雰囲気にて冷却した。
して断面を鏡面研磨した後、蛍光X線分析法により焼結
体組成の定量を行った。これにより、実施例試料と比較
例試料とは、いずれも配合組成とほぼ同じ組成であり、
両者に差が見られないことを確認した。また、走査型電
子顕微鏡による組織写真を用いて公知の画像解析法によ
り、アスペクト比(Dmax/Dmin)が1.5以上の炭窒
化Ti相粒子の、硬質相全体に占める面積率を測定し
た。
た図4は比較例の試料番号5の各組織の走査型電子顕微
鏡写真である(各倍率5000倍)。結合相()、第
一の二重構造粒子(中心部分(I)()+周辺部分(I)
())及び第二の二重構造粒子(中心部分(II)()
+周辺部分(II)())は、各相の写真上の濃淡から判
別可能である。図3(b)に、図3(a)の枠内におい
て判別される各相を拡大スケッチにより示す。また、表
3に、各相の金属成分の組成をTEM(透過型電子顕微
鏡)とそれに付属するEDX(エネルギー分散型X線分
光)により分析した例を示す。いずれも請求項に記載し
た範囲内の組成を有していることがわかる。
る物理特性測定用の試験片として、JIS R 1601
に規定されている形状のものを切り出し、これに研磨加
工を施した。また、切削性能評価用試験片は、上記焼結
体に研磨加工を施して、図5に示す工具形状(lSO規
格でSNGN120308として規定されているもの)
とすることにより作成した。具体的には、切削性能評価
用試験片1(サーメット工具)は、厚さ約3.18mm、
一辺が約12.7mmの略正方形断面の偏平角柱形状を有
し、そのコーナー部1aに施されたアールの大きさは約
0.8mmとした。また、エッジ部1bに施された面取り
部(チャンファ)は、図5(b)に示すように、主面1
c側の幅tが約0.1mm、主面1cに対する傾斜角度θ
が約25°となるように形成した。
c)、ビッカース硬度及び抗折強度を測定した。破壊靭
性値(Kc)は、JIS R1607に規定されるIF
法に従って、ビッカース圧子荷重30kgf、圧入時間
30秒で測定した。なお、その圧痕面積と荷重から、ビ
ッカース硬度を合わせて測定した。
は、下記の条件にて行なった。すなわち、図6(a)に
示す形状の棒状の被削材Wを軸線周りに回転させ、その
外周面に対し図5に示す試験片1を、図6(b)に示す
ように当接させ、主面1cの一方をすくい面(以下、す
くい面を1c’で表す)、側面1eを逃げ面として用い
ることにより、以下の条件にて被削材の外周面を湿式で
連続切削した。 被削材 :機械構造用Mn鋼(SNCM439)、長さ
方向等間隔3本縦溝入り丸棒(外径φ240mm、長さ
200mm、溝深さ50mm、溝幅10mm) 切削速度V:300m/分 送り量 f:0.25mm/1回転 切り込みd:1.5mm 切削油 :水溶性切削油W1種1号Z(JISK22
41(1986)に規定されているもの;あるいは、エ
マルジョン化された不揮発分を90%以上含有し、その
pHは8.5〜10.5であり、不揮発分は、0〜30
重量%の脂肪酸と、50〜80重量%の鉱物油と、15
〜35%の界面活性剤を含有するもの) 切削時間 :4分 なお、試験片1と被削材とのより詳細な位置関係は、図
7に示す通りである。なお同図において、1gは横逃げ
面、1fは前逃げ面をそれぞれ示す。他の符号の意味は
図面中に示している。切削終了後、工具の刃先の逃げ面
摩耗量 Vn(横逃げ面1g側の旋削方向の摩耗高さ:
図6(c)参照)を測定した。以上の結果を表4に示
す。
その炭窒化Ti系相粒子が、アスペクト比1.5以上の
ものの硬質相全体に占める面積率が50%以上となって
いる。そして、比較例の工具と比較して遜色のない十分
な硬度を維持しつつ、破壊靭性値が比較例の工具より良
好である。その結果、高靭性が要求される鋼の湿式高速
断続切削でも優れた耐熱クラック特性が発揮され、かつ
十分な耐摩耗性を維持しているため刃先の欠けやチッピ
ングが発生せず、刃先の異常摩耗も見られない。一方、
比較例の工具においては刃先にチッピングや欠けが発生
しており、比較的短時聞で使用寿命に至ると推考され
る。
最小径の定義の説明図。
模式図。
ット焼結体の組織を示すSEM写真及びその一部を拡大
して示すスケッチ。
示すSEM写真。
図、側面部分断面模式図及び部分拡大斜視図。
を示す説明図。
Claims (6)
- 【請求項1】 Ni、又はNi及びCoを主体とする結
合相と、金属成分がTiを主体として、V、Cr、Z
r、Nb、Mo、Hf、Ta及びWのうちの1種以上を
含む炭窒化物相を主体とする硬質相とにより、組織が主
に形成されるサーメットで要部が構成されてなり、その
サーメットは、 Ni、又はNi及びCoの合計含有量が4〜20重量%
であり、 Tiの含有量が50〜60重量%であり、 V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta及びWの合計
含有量が30〜40重量%であり、 Cの含有量が5〜10重量%であり、 Nの含有量が3〜8重量%であり、さらに、 前記炭窒化物相は、相中の金属成分の90重量%以上が
Tiである炭窒化Ti系相の粒子を含有し、かつ前記サ
ーメットの断面組織を観察したときに、該組織中におい
て、前記炭窒化Ti系相粒子のうち最大径Dmaxと最小
径Dminとの比Dmax/Dminの値が1.5以上となる粒
子の合計面積の、硬質相全面積に対する割合が50%以
上であることを特徴とするサーメット工具。 - 【請求項2】 前記炭窒化物相は、 相中の金属成分の90重量%以上がTiである炭窒化T
i系相からなる中心部分(I)と、その中心部分(I)の周囲
に形成されて相中の金属成分の40〜60重量%がTi
であり、同じく40〜60重量%がV、Cr、Zr、N
b、Mo、Hf、Ta及びWの1種又は2種以上である
第一炭窒化(Ti,M)系相からなる周囲部分(I)とを
有する第一の二重構造粒子と、 相中の金属成分の90重量%以上がV、Cr、Zr、N
b、Mo、Hf、Ta及びWの1種又は2種以上である
炭窒化M系相からなる中心部分(II)と、その中心部分(I
I)の周囲に形成されて相中の金属成分の20〜30重量
%がTiであり、同じく70〜80重量%がV、Cr、
Zr、Nb、Mo、Hf、Ta及びWの1種又は2種以
上である第二炭窒化(Ti,M)系相からなる周囲部分
(II)とを有する第二の二重構造粒子と、を主体とするも
のであり、 前記サーメットの断面組織を観察したときに、該組織中
において、前記中心部分(I)のうち最大径Dmaxと最小径
Dminとの比Dmax/Dminの値が1.5以上となるもの
の合計面積の、前記第一の二重構造粒子と前記第二の二
重構造粒子との合計面積に対する割合が50%以上であ
る請求項1記載のサーメット工具。 - 【請求項3】 Ni、又はNi及びCoを主体とする結
合相と、金属成分が、Tiを主体として、V、Cr、Z
r、Nb、Mo、Hf、Ta及びWのうちの1種以上を
含む炭窒化物相を主体とする硬質相とにより、組織が主
に形成されるサーメットで要部が構成されてなり、その
サーメットは、 前記結合相の形成量が4〜20重量%であり、 また、前記炭窒化物相は、 相中の金属成分の90重量%以上がTiである炭窒化T
i系相からなる中心部分(I)と、その中心部分(I)の周囲
に形成されて相中の金属成分の40〜60重量%がTi
であり、同じく40〜60重量%がV、Cr、Zr、N
b、Mo、Hf、Ta及びWの1種又は2種以上である
第一炭窒化(Ti,M)系相からなる周囲部分(I)とを
有する第一の二重構造粒子と、 相中の金属成分の90重量%以上がV、Cr、Zr、N
b、Mo、Hf、Ta及びWの1種又は2種以上である
炭窒化M系相からなる中心部分(II)と、その中心部分(I
I)の周囲に形成されて相中の金属成分の20〜30重量
%がTiであり、同じく70〜80重量%がV、Cr、
Zr、Nb、Mo、Hf、Ta及びWの1種又は2種以
上である第二炭窒化(Ti,M)系相からなる周囲部分
(II)とを有する第二の二重構造粒子と、を主体とするも
のであり、 前記サーメットの断面組織を観察したときに、該組織中
において、前記中心部分(I)のうち最大径Dmaxと最小径
Dminとの比Dmax/Dminの値が1.5以上となるもの
の合計面積の、前記第一の二重構造粒子と前記第二の二
重構造粒子との合計面積に対する割合が50%以上であ
ることを特徴とするサーメット工具。 - 【請求項4】 前記工具は、すくい面と逃げ面との間に
切削エッジとなる稜線部が形成される切削用工具であ
り、その稜線部には面取り部が形成されるとともに、該
面取部の前記すくい面とのなす角度が20〜35°の範
囲で調整されている請求項1ないし3のいずれかに記載
のサーメット工具。 - 【請求項5】 Ni、又はNi及びCoを主体とする金
属粉末を4〜20重量部と、金属成分が、V、Cr、Z
r、Nb、Mo、Hf、Ta及びWの1種又は2種以上
からなる炭窒化物粉末を25〜40重量部と、炭窒化T
i、窒化Ti及び炭化Tiのうち炭窒化Tiを必須とす
る1種以上、又は窒化Ti及び炭化Tiの2種を合計で
60〜75重量部と、を配合して混合粉末を得る配合工
程と、 その混合粉末を所定の形状に成形する成形工程と、 得られた成形体を1400〜1650℃の範囲で設定さ
れる焼成温度で焼成する焼成工程とを含み、 前記成形体を前記焼成温度まで加熱する際に、1300
〜1400℃の範囲で前記焼成温度よりも低く設定され
る第一温度から、前記焼成温度までの温度区間を5〜1
0℃/分の昇温速度で昇温することを特徴とするサーメ
ット工具の製造方法。 - 【請求項6】 800℃以上に設定される第二温度から
前記第一温度までの温度区間を、1〜5℃/分の昇温速
度で昇温する請求項5記載のサーメット工具の製造方
法。
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