JPS6044271B2 - 強靭セラミツク工具材料 - Google Patents
強靭セラミツク工具材料Info
- Publication number
- JPS6044271B2 JPS6044271B2 JP52042386A JP4238677A JPS6044271B2 JP S6044271 B2 JPS6044271 B2 JP S6044271B2 JP 52042386 A JP52042386 A JP 52042386A JP 4238677 A JP4238677 A JP 4238677A JP S6044271 B2 JPS6044271 B2 JP S6044271B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- tool
- al2o3
- tic
- ceramic
- cutting
- 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.)
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- Ceramic Products (AREA)
- Compositions Of Oxide Ceramics (AREA)
- Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
一般に良く知られているＴｉＣ−Ａ１。
Ｏ。系工具は、Ａ１。Ｏ。の熱伝導度の低さ（特に高温
域、例えば９００゜Ｃ以上での熱伝導度）と、Ａ１２Ｏ
。の引張強度及び圧縮強度の不足を改善する目的で開発
された材質でありに。０３の母相にＨｉＣを分散させた
構造を有する。
域、例えば９００゜Ｃ以上での熱伝導度）と、Ａ１２Ｏ
。の引張強度及び圧縮強度の不足を改善する目的で開発
された材質でありに。０３の母相にＨｉＣを分散させた
構造を有する。
この材料が開発される道程に於ては分散相として添加す
る強靭硬質耐熱材質としてＴｉＣ以外の炭化物（例えば
Ｍｏ２Ｃ、ＷＣ、ＴａＣ等）や硼化物（例えばＴｉＢ２
、Ｔａ均等）或いは硅素化合物（ＭｏＳｉ。
る強靭硬質耐熱材質としてＴｉＣ以外の炭化物（例えば
Ｍｏ２Ｃ、ＷＣ、ＴａＣ等）や硼化物（例えばＴｉＢ２
、Ｔａ均等）或いは硅素化合物（ＭｏＳｉ。
等）も候補として挙げられ（文献：Ｐ。Ｓｃｈｗａｒｔ
２ｋｏｐｆａｎｄＲ、Ｋｉｅｆｆｅｒ９“Ｃｅｍｅｎｔ
ｅｄ’“Ｃａｒｂｉｄｅｓ’’ ＮｅｗＹｏｒｋ、Ｍａ
ｃＭｉ１１ａｎＣｏ。（１９６０））それ等の硬質材料
と川。０３との混合体の試作が行われ、一部のものは実
用化された事もあつた。
２ｋｏｐｆａｎｄＲ、Ｋｉｅｆｆｅｒ９“Ｃｅｍｅｎｔ
ｅｄ’“Ｃａｒｂｉｄｅｓ’’ ＮｅｗＹｏｒｋ、Ｍａ
ｃＭｉ１１ａｎＣｏ。（１９６０））それ等の硬質材料
と川。０３との混合体の試作が行われ、一部のものは実
用化された事もあつた。
この様な道程を経て、現状のＴｉＣ■Ａｌ２Ｏ３系工具
に組成が落着いた理由は、被切削加工材料の大半を占め
る炭素鋼、合金鋼、鋳鉄等を高速でノ切削する場合の耐
摩耗性が、ＴｉＣ−Ａ１。０３の組合わせに於て最も優
れていた事にある。
に組成が落着いた理由は、被切削加工材料の大半を占め
る炭素鋼、合金鋼、鋳鉄等を高速でノ切削する場合の耐
摩耗性が、ＴｉＣ−Ａ１。０３の組合わせに於て最も優
れていた事にある。
即ちＷＣ、Ｍ０２Ｃ、ＴａＣ−Ａｌ２Ｏ３の組合わせで
は耐摩耗性が劣性であり、一方、ＴｉＢ２、ＴａＢ。−
Ａｌ。０３やＭｏＳｉ。−Ｎ。Ｏ。の組合わせではＦｅ
との反応性が炭化物一、Ａ１。Ｏ。の組合わせのものに
比べ著しい為、結果として耐摩耗性が劣性となる。セラ
ミック切削工具材料として巨視的にながめれば、分散相
を含まないＰＵｒｅ−Ａｌ２Ｏ３系工具がＴｉＣ−Ａｌ
２Ｏ３系工具よりなお一層耐摩耗性に優れる場合もある
が、それは゜一般に刃先温度が１２００℃〜１３００℃
を超える様な切削条件でしかも被削材の強度又は硬度が
ＨＢ３５０以下の一般鋼、一般鋳鉄材料を機械的並びに
熱的衝撃の緩かな条件下で切削する場合に限られる。そ
れ故、現状のＴｌＣ−Ａｌ２Ｏ３系工具は、刃先温度が
、１２００〜１３００℃を超えない範囲で、出来るだけ
高速切削を行い度いとのユーザーの要望に対し耐摩耗性
、刃性、耐スポール性を最もバランス良く満足するセラ
ミック材料としての役割を果して来た。しかし近年にな
り、高速フライス加工並びに高速高送り旋削等の需要の
高まりによつてＴｉＣ一Ａｌ２Ｏ３系工具の耐摩耗性を
低下せしめない前提の下に、よソー層強靭で且つ、耐ス
ポール性に優れるセラミツク工具材料の出現が望まれる
様になつて来た。
は耐摩耗性が劣性であり、一方、ＴｉＢ２、ＴａＢ。−
Ａｌ。０３やＭｏＳｉ。−Ｎ。Ｏ。の組合わせではＦｅ
との反応性が炭化物一、Ａ１。Ｏ。の組合わせのものに
比べ著しい為、結果として耐摩耗性が劣性となる。セラ
ミック切削工具材料として巨視的にながめれば、分散相
を含まないＰＵｒｅ−Ａｌ２Ｏ３系工具がＴｉＣ−Ａｌ
２Ｏ３系工具よりなお一層耐摩耗性に優れる場合もある
が、それは゜一般に刃先温度が１２００℃〜１３００℃
を超える様な切削条件でしかも被削材の強度又は硬度が
ＨＢ３５０以下の一般鋼、一般鋳鉄材料を機械的並びに
熱的衝撃の緩かな条件下で切削する場合に限られる。そ
れ故、現状のＴｌＣ−Ａｌ２Ｏ３系工具は、刃先温度が
、１２００〜１３００℃を超えない範囲で、出来るだけ
高速切削を行い度いとのユーザーの要望に対し耐摩耗性
、刃性、耐スポール性を最もバランス良く満足するセラ
ミック材料としての役割を果して来た。しかし近年にな
り、高速フライス加工並びに高速高送り旋削等の需要の
高まりによつてＴｉＣ一Ａｌ２Ｏ３系工具の耐摩耗性を
低下せしめない前提の下に、よソー層強靭で且つ、耐ス
ポール性に優れるセラミツク工具材料の出現が望まれる
様になつて来た。
この要望に応える材料の開発をＴｉＣ−Ａｌ２Ｏ３工具
の組織的改良や、原料の高純化等により果さんとしても
、ＴｌＣ固有の物理的、機械的性質による制約があり、
工具材料としての飛躍を望むことは困難である。
の組織的改良や、原料の高純化等により果さんとしても
、ＴｌＣ固有の物理的、機械的性質による制約があり、
工具材料としての飛躍を望むことは困難である。
本発明は上記の要望に応える目的で開発された工具用セ
ラミック材料に関するものであり、従来のセラミツク工
具材料に比して飛躍的に靭性と耐スポール性が改善され
た強靭セラミック■具材料を提供する。本発明の主旨は
Ａｌ２Ｏ３基地に分散させる硬質相を、ＴｉＣに比べて
熱伝導度が高く（特に９００℃以上に於ける）強靭であ
り、しかもＦｅとの科学的親和性の低いＴａおよび／又
はＮｂを必須元素として含む司型の金属炭窒化物を選定
した点ある。
ラミック材料に関するものであり、従来のセラミツク工
具材料に比して飛躍的に靭性と耐スポール性が改善され
た強靭セラミック■具材料を提供する。本発明の主旨は
Ａｌ２Ｏ３基地に分散させる硬質相を、ＴｉＣに比べて
熱伝導度が高く（特に９００℃以上に於ける）強靭であ
り、しかもＦｅとの科学的親和性の低いＴａおよび／又
はＮｂを必須元素として含む司型の金属炭窒化物を選定
した点ある。
この金属炭窒化物は後の工程で行われる焼成時に生ずる
てあろう固溶反応を考慮すれば、炭化物、炭窒化物、窒
化物の適当量をアルミナ粉末に混合する事によつても焼
成時に自動的に反応焼結し合つて固溶体化が進む事が期
特出来るが、予め目標とする最終組成の金属粉末を作成
し、アルミナ粉末を混じる手段を用いる事が好ましい。
本発明に於ける金属炭窒化物（ＴＩｘＭｅｙ）（ＣｖＮ
ｗ）ｚなる組成で代表される。ここでＭｅは″Ｔｉ″の
みを含む炭窒化物相の靭性と熱伝導率を一層高める目的
で固溶させられる金属元素もしくはその固溶体を示し、
具体的にはＴａ，Ｎｂの１種又は２種を必須主成分元素
として選択する。又、Ｔａ，Ｎｂ，は目的に応じ夫々の
４０原子％以下を■，Ｃｒ，ＭＯ，ｗて置換する事も可
能である。次に上記（ＴｉｘＭｅｙ）（ＣｖＮｗ）ｚに
つき、Ｘ９ｙ９Ｖ，Ｗ，Ｚの値が原子比率で表現される
場合、以下に記す限定が加えられる。
てあろう固溶反応を考慮すれば、炭化物、炭窒化物、窒
化物の適当量をアルミナ粉末に混合する事によつても焼
成時に自動的に反応焼結し合つて固溶体化が進む事が期
特出来るが、予め目標とする最終組成の金属粉末を作成
し、アルミナ粉末を混じる手段を用いる事が好ましい。
本発明に於ける金属炭窒化物（ＴＩｘＭｅｙ）（ＣｖＮ
ｗ）ｚなる組成で代表される。ここでＭｅは″Ｔｉ″の
みを含む炭窒化物相の靭性と熱伝導率を一層高める目的
で固溶させられる金属元素もしくはその固溶体を示し、
具体的にはＴａ，Ｎｂの１種又は２種を必須主成分元素
として選択する。又、Ｔａ，Ｎｂ，は目的に応じ夫々の
４０原子％以下を■，Ｃｒ，ＭＯ，ｗて置換する事も可
能である。次に上記（ＴｉｘＭｅｙ）（ＣｖＮｗ）ｚに
つき、Ｘ９ｙ９Ｖ，Ｗ，Ｚの値が原子比率で表現される
場合、以下に記す限定が加えられる。
（０．９５の制限の上限は実験により、それよ
り大であると、Ｔａおよび／又はＮｂの効果が認められ
ず、下限はそれより小であると、耐摩耗性の低下を招く
ことさらには高価なＴａ，Ｎｂを多量に使用することに
よりいずれも工業的に有意義なものとはならないからで
ある。
り大であると、Ｔａおよび／又はＮｂの効果が認められ
ず、下限はそれより小であると、耐摩耗性の低下を招く
ことさらには高価なＴａ，Ｎｂを多量に使用することに
よりいずれも工業的に有意義なものとはならないからで
ある。
０．５く工く０．９の制限についても実験により、 Ｖ
＋Ｗそれより大であると、窒素と上記Ｔａ，Ｎｂとの相
乗効果が認められず、上限を超えると耐摩耗性の低下を
招くためにいずれも実用的でないからである。
＋Ｗそれより大であると、窒素と上記Ｔａ，Ｎｂとの相
乗効果が認められず、上限を超えると耐摩耗性の低下を
招くためにいずれも実用的でないからである。
０．７くＺく１．０についても上限を超えると遊離炭素
が析出して炭窒化物相の靭性の低下を招き、下限を超え
ると焼結性は向上するが耐摩耗性の低下を招く実験結果
に基づき決定された。
が析出して炭窒化物相の靭性の低下を招き、下限を超え
ると焼結性は向上するが耐摩耗性の低下を招く実験結果
に基づき決定された。
なおＺの調整のためにＴｊＨ２を添加することは効果的
てある。金属炭窒化物粉末は、Ａｌ２Ｏ３粉末との混合
物全体に対し、体積比て１０〜５０％に限定する。
てある。金属炭窒化物粉末は、Ａｌ２Ｏ３粉末との混合
物全体に対し、体積比て１０〜５０％に限定する。
５０％を超えるとＡｌ２Ｏ３の耐摩耗性の良さが充分工
具性能に反映されなくなり、１０％未満であると耐熱亀
裂性が悪化するからである。
具性能に反映されなくなり、１０％未満であると耐熱亀
裂性が悪化するからである。
合金作成中に揮散する成分はほとんどないので、最終製
品においても上記関係は維持される。ところで、工具の
使用分野に応じ、Ｘ，ｙ，ｖ，ｗの関係と金属炭窒化物
量の最適範囲は変化する。現在高速で用いられるセラミ
ック■具のうち耐熱亀裂性にすぐれるものの代表的組成
は、ＴｉＣ（２５Ｖ０１％）−Ａｌ２Ｏ３（７５ｖ０１
％）てあり、こりが使われる分野て特性を向上させるた
めには、が最もすぐれる範囲である。
品においても上記関係は維持される。ところで、工具の
使用分野に応じ、Ｘ，ｙ，ｖ，ｗの関係と金属炭窒化物
量の最適範囲は変化する。現在高速で用いられるセラミ
ック■具のうち耐熱亀裂性にすぐれるものの代表的組成
は、ＴｉＣ（２５Ｖ０１％）−Ａｌ２Ｏ３（７５ｖ０１
％）てあり、こりが使われる分野て特性を向上させるた
めには、が最もすぐれる範囲である。
ノ この他に本工具がその特徴を発揮する分野は、従来
のセラミックでは欠損し、Ｔｉ（ＣＮ）−Ｎｉ系のいわ
ゆるサーメットては結合金属を含むので熱キレツのため
に欠損しやすかつたり、変形が起つたり、さらには鉄と
の親和性がよいために仕上面が悪くなつたりするために
使用しがたい分野である。
のセラミックでは欠損し、Ｔｉ（ＣＮ）−Ｎｉ系のいわ
ゆるサーメットては結合金属を含むので熱キレツのため
に欠損しやすかつたり、変形が起つたり、さらには鉄と
の親和性がよいために仕上面が悪くなつたりするために
使用しがたい分野である。
ところで、焼結体の耐欠損性を高める為にＮｉ又はＮＩ
化合物（ＮｉＯ，Ｎｉ３Ｔｉ等）の添加を行う事は有効
である。
化合物（ＮｉＯ，Ｎｉ３Ｔｉ等）の添加を行う事は有効
である。
本発明で限定されるセラミック組成物に関してはその添
加量はＮｉ元素に換算して０６１〜２．呼量％が適当で
ある。
加量はＮｉ元素に換算して０６１〜２．呼量％が適当で
ある。
０．１％以下では添加の効果は少なく、２．０％以上で
は高温硬度の低下を招く為、刃先温度が高くなるに従つ
て耐摩耗性が低下する。
は高温硬度の低下を招く為、刃先温度が高くなるに従つ
て耐摩耗性が低下する。
なお公知事実として、ＭｇＯ（粒成長抑制剤として）を
適当量添加する事は本発明の焼結体の微粒化と高強度化
に有効に働く。即ち、本発明は一般に公知であるアルミ
ナ系セラミツク工具の焼結性の向上並びに微粒強靭化に
有効に働く微量添加物の適当量の添加を有効に利用する
事を前提としている事は云う迄もない。さらに炭窒化物
相が脆化しない範囲で酸素を含ませてもよい。なお本発
明セラミックの製造に関しては一般にはホットブレス法
が最も有効であるが、通常の焼結法あるい焼結後高温静
圧成型（ＨｌＰ）を行つたり、あるいは缶中に粉末を入
れたものをＨｉｐする方法も用いることが出来る。
適当量添加する事は本発明の焼結体の微粒化と高強度化
に有効に働く。即ち、本発明は一般に公知であるアルミ
ナ系セラミツク工具の焼結性の向上並びに微粒強靭化に
有効に働く微量添加物の適当量の添加を有効に利用する
事を前提としている事は云う迄もない。さらに炭窒化物
相が脆化しない範囲で酸素を含ませてもよい。なお本発
明セラミックの製造に関しては一般にはホットブレス法
が最も有効であるが、通常の焼結法あるい焼結後高温静
圧成型（ＨｌＰ）を行つたり、あるいは缶中に粉末を入
れたものをＨｉｐする方法も用いることが出来る。
以下実施例を示し、本発明の詳細な説明て述べる。
実施例１
原料粉末としてＡｌ２Ｏ３、炭窒化物、ＭｇＯ，ＮｉＯ
を用いボールミル混合したる後、ホットブレスにより第
１表に示す通りの配合組成から成る焼結体を作成した。
を用いボールミル混合したる後、ホットブレスにより第
１表に示す通りの配合組成から成る焼結体を作成した。
ホットブレス条件は１６００〜１６５０℃×１ｈｒ、２
００〜２５０ｋ９／ＲＩ７ｉｔを選定した。得られた焼
結体は総て気孔率１％以下の高密度を有し、アルミナ結
晶粒度は１〜２ミクロンであつた。第１表の切削テスト
Ａ及びＢにより本発明品は、ＴｉＣ一．Ａｌ２Ｏ３系工
具材料と同等の耐摩耗性を維持するに外ゞもか）わらず
、著しく高い靭性を有する事が判る。番号１の工具を用
い市販及び番号１５で示したＴｉＣ−Ａｌ２Ｏ３工具と
鋳鉄材の切削テストを行つた。条件は被削材＝ＦＣ２５
ｓ乾式連続旋削、Ｖ＝２００ｍ，／Ｍｉｎ．ｓｄ＝２？
、ｆ＝０．５瓢／Ｒｅｖ．である。市販のＴｉＣ−Ａ］
２０３系工具及び番号１５のＴｉＣ−Ａｌ２Ｏ３系工具
は共に１吟の切削時間後に欠損したにもか）わらず、本
発明範囲内の番号１の工具は１紛の切削時間後も全く欠
損せす、逃面摩耗は■Ｂ＝０．１７ｒｒＩｎ全く正常な
摩耗状態であつた。次いで番号１，３，１１の工具並び
に市販ＴｉＣ−Ａｌ２Ｏ３工具を用い、ＦＣ２５ブロッ
ク状材料のフライス加工を行つた。条件は１枚刃フライ
ス切削（乾式）、■＝５９０ｍ／Ｍｉｎ，．ｄ＝０．５
Ｔ１ｒｍ１ｆ＝０．１７藺／Ｒｅｖ．である。番号１，
３，１１は６紛の切削後も欠損を生ぜず逃面摩耗巾も０
．２５Ｔ１ｒ！ＩＬ−０．２８順であつたが、市販工具
は３扮で欠損してしまつた。この様に熱衝撃を伴う切削
条件下に於ても本発明品は極めて良好なる性能を示して
いる。実施例２ ，Ａ１２０３粉末７０体積部に（Ｔ，Ｏ．６ＺｌＯ．ｌ
ＴｌＯ．３）（ＣＯ．７ＮＯ．３）。
００〜２５０ｋ９／ＲＩ７ｉｔを選定した。得られた焼
結体は総て気孔率１％以下の高密度を有し、アルミナ結
晶粒度は１〜２ミクロンであつた。第１表の切削テスト
Ａ及びＢにより本発明品は、ＴｉＣ一．Ａｌ２Ｏ３系工
具材料と同等の耐摩耗性を維持するに外ゞもか）わらず
、著しく高い靭性を有する事が判る。番号１の工具を用
い市販及び番号１５で示したＴｉＣ−Ａｌ２Ｏ３工具と
鋳鉄材の切削テストを行つた。条件は被削材＝ＦＣ２５
ｓ乾式連続旋削、Ｖ＝２００ｍ，／Ｍｉｎ．ｓｄ＝２？
、ｆ＝０．５瓢／Ｒｅｖ．である。市販のＴｉＣ−Ａ］
２０３系工具及び番号１５のＴｉＣ−Ａｌ２Ｏ３系工具
は共に１吟の切削時間後に欠損したにもか）わらず、本
発明範囲内の番号１の工具は１紛の切削時間後も全く欠
損せす、逃面摩耗は■Ｂ＝０．１７ｒｒＩｎ全く正常な
摩耗状態であつた。次いで番号１，３，１１の工具並び
に市販ＴｉＣ−Ａｌ２Ｏ３工具を用い、ＦＣ２５ブロッ
ク状材料のフライス加工を行つた。条件は１枚刃フライ
ス切削（乾式）、■＝５９０ｍ／Ｍｉｎ，．ｄ＝０．５
Ｔ１ｒｍ１ｆ＝０．１７藺／Ｒｅｖ．である。番号１，
３，１１は６紛の切削後も欠損を生ぜず逃面摩耗巾も０
．２５Ｔ１ｒ！ＩＬ−０．２８順であつたが、市販工具
は３扮で欠損してしまつた。この様に熱衝撃を伴う切削
条件下に於ても本発明品は極めて良好なる性能を示して
いる。実施例２ ，Ａ１２０３粉末７０体積部に（Ｔ，Ｏ．６ＺｌＯ．ｌ
ＴｌＯ．３）（ＣＯ．７ＮＯ．３）。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 酸化アルミニウムと（Ｔｉ＿ｘＭｅ＿ｙ）（Ｃ＿ｖ
Ｎ＿ｗ）＿ｚなる金属炭窒化物を主成分とする複合相セ
ラミック材料に於て、該金属炭窒化物の総量がセラミッ
ク材料の１０〜５０体積％をしめ、ｘ、ｙ、ｖ、ｗ、ｚ
の値が原子比率で０．５≦ｘ／（ｘ＋ｙ）≦０．９５ ０．５≦ｖ／（ｖ＋ｗ）≦０．９ ０．７≦ｚ≦１．０ であり、ＭｅがＴａ、Ｎｂの１種又は２種であることを
特徴とする強靭セラミック工具材料。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP52042386A JPS6044271B2 (ja) | 1977-04-12 | 1977-04-12 | 強靭セラミツク工具材料 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP52042386A JPS6044271B2 (ja) | 1977-04-12 | 1977-04-12 | 強靭セラミツク工具材料 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS53127513A JPS53127513A (en) | 1978-11-07 |
| JPS6044271B2 true JPS6044271B2 (ja) | 1985-10-02 |
Family
ID=12634620
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP52042386A Expired JPS6044271B2 (ja) | 1977-04-12 | 1977-04-12 | 強靭セラミツク工具材料 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6044271B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CH686888A5 (fr) * | 1993-11-01 | 1996-07-31 | Ufec Universal Fusion Energy C | Matériau composite céramo-métallique à haute tenacité et procédé pour sa fabrication. |
-
1977
- 1977-04-12 JP JP52042386A patent/JPS6044271B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS53127513A (en) | 1978-11-07 |
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