JPS61210150A - 焼結硬質合金 - Google Patents
焼結硬質合金Info
- Publication number
- JPS61210150A JPS61210150A JP5135685A JP5135685A JPS61210150A JP S61210150 A JPS61210150 A JP S61210150A JP 5135685 A JP5135685 A JP 5135685A JP 5135685 A JP5135685 A JP 5135685A JP S61210150 A JPS61210150 A JP S61210150A
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- JP
- Japan
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- dispersed phase
- hard dispersed
- hard
- alloy
- sintered
- 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.)
- Pending
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
［技術分野］
本発明は耐熱疲労特性が顕著に改善された窒素含有Ｔｉ
基焼結硬質合金切削工具に関する。
基焼結硬質合金切削工具に関する。
［技術背景コ
ＴｉＣを主成分とするＴｉ基焼結硬質合金（以下サーメ
ットと称す）は、鋼との溶着性に優れていることから、
ＷＣを主成分とするＷ基焼結硬質合金（以下超硬合金と
称す）にかわる鋼高速切削用工具材料として大いに期待
された。
ットと称す）は、鋼との溶着性に優れていることから、
ＷＣを主成分とするＷ基焼結硬質合金（以下超硬合金と
称す）にかわる鋼高速切削用工具材料として大いに期待
された。
しかしながらサーメットは、高温クリープ特性、耐熱疲
労特性などが超硬合金に比べ劣るため、その使用領域は
きわめて限定されたものであった。
労特性などが超硬合金に比べ劣るため、その使用領域は
きわめて限定されたものであった。
近年サーメットにＮを含をさせると、（以下Ｎ含有サー
メットと称す）硬質分散相がＴｉとＮに富む中芯部と、
ＭＯ２Ｗに富みＮに乏しい周辺部とからなる有芯構造を
とり、特にこの周辺部組織の粒成長が、焼結中抑制され
ることから、Ｎ含有サーメットの硬質分散相がきわめて
微細化されることによって、高温クリープ特性が大巾に
改善される 。
メットと称す）硬質分散相がＴｉとＮに富む中芯部と、
ＭＯ２Ｗに富みＮに乏しい周辺部とからなる有芯構造を
とり、特にこの周辺部組織の粒成長が、焼結中抑制され
ることから、Ｎ含有サーメットの硬質分散相がきわめて
微細化されることによって、高温クリープ特性が大巾に
改善される 。
ことがわかった。又、耐熱疲労特性は、一定の熱応力下
における熱亀裂の発生がいかに少ないかによるが、超硬
合金においては硬質分散相が微細化すると、大巾に改善
されることがしられている。
における熱亀裂の発生がいかに少ないかによるが、超硬
合金においては硬質分散相が微細化すると、大巾に改善
されることがしられている。
Ｎ含有サーメブトに関しても、従来のサーメットに比べ
れば大巾に改善されることから、Ｎ含何サーメットは鋼
高速切削の分野で超硬合金とならんで実用されるように
なった。
れば大巾に改善されることから、Ｎ含何サーメットは鋼
高速切削の分野で超硬合金とならんで実用されるように
なった。
しかしながら、耐熱疲労特性という見地からいうと、Ｎ
含何す−メブトは超硬合金に比較して十分なものでなく
、熱疲労が切削工具の寿命を支配するような切削条件、
例えば、鋼フライス加工のような切削に関しては、Ｎ含
有サーメットの特性は滴足しうるものではなかった。
含何す−メブトは超硬合金に比較して十分なものでなく
、熱疲労が切削工具の寿命を支配するような切削条件、
例えば、鋼フライス加工のような切削に関しては、Ｎ含
有サーメットの特性は滴足しうるものではなかった。
［発明の開示コ
発明者は実際に種々のＮ含有サーメットを実際に試作し
、色々の条件で鋼のフライス加工を行い、熱亀裂の発生
状況を詳細に検討した。その結果、たしかに熱亀裂の発
生は、硬質分散相の平均結晶粒径によるが、平均結晶粒
径だけでなく、硬質分散相の粒子の形状にも大きく左右
されることがわかった。
、色々の条件で鋼のフライス加工を行い、熱亀裂の発生
状況を詳細に検討した。その結果、たしかに熱亀裂の発
生は、硬質分散相の平均結晶粒径によるが、平均結晶粒
径だけでなく、硬質分散相の粒子の形状にも大きく左右
されることがわかった。
即ち、同一組成、同一平均結晶粒径の硬質分散相をもつ
Ｎ含有サーメットにおいては、粒子形が球に近いもの程
、熱亀裂が発生しずらく、偏平なもの程熱亀裂が発生し
やすいことがわかった。即ち、熱亀裂の発生は、硬質分
散相の平均結晶粒径によらず、粒子一つずつの最大長さ
の大小によるという知見が得られた。
Ｎ含有サーメットにおいては、粒子形が球に近いもの程
、熱亀裂が発生しずらく、偏平なもの程熱亀裂が発生し
やすいことがわかった。即ち、熱亀裂の発生は、硬質分
散相の平均結晶粒径によらず、粒子一つずつの最大長さ
の大小によるという知見が得られた。
硬質分散相の平均結晶粒径は、該Ｎ含有サーメットの耐
摩耗性、特に耐クレーター性を大きく左右することが知
られている。そのため、一定の耐クレーター性を維持し
たままで、硬質分散相の粒子一つずつの最大長さを小さ
くするためには、硬質分散相が球状であればよいことは
自明である。
摩耗性、特に耐クレーター性を大きく左右することが知
られている。そのため、一定の耐クレーター性を維持し
たままで、硬質分散相の粒子一つずつの最大長さを小さ
くするためには、硬質分散相が球状であればよいことは
自明である。
硬質分散相の粒子形が球状か否かの尺度としては、色々
のものが考えられるが、Ｎ含有サーメッン特有の硬質分
散相が、有芯構造をもつことから、中芯部が球状であれ
ば周辺部はそれにならうことから、硬質分散相も球状に
なること、そして、硬質分散相の中芯部が球状になるか
否かの尺度としては、最大長と最小幅の比を考慮するこ
とが最も容易である。種々検討を行なった結果、熱亀裂
の発生に有害な硬質分散相は、主として中芯部の最大長
と最小幅の比が１０以上の偏平な粒子に限られること、
そしてこのような粒子が、該Ｎ含有サーメット中の全硬
質分散相中の１／１０を越えると、著しく熱亀裂の発生
に影響をおよぼすことが判った。
のものが考えられるが、Ｎ含有サーメッン特有の硬質分
散相が、有芯構造をもつことから、中芯部が球状であれ
ば周辺部はそれにならうことから、硬質分散相も球状に
なること、そして、硬質分散相の中芯部が球状になるか
否かの尺度としては、最大長と最小幅の比を考慮するこ
とが最も容易である。種々検討を行なった結果、熱亀裂
の発生に有害な硬質分散相は、主として中芯部の最大長
と最小幅の比が１０以上の偏平な粒子に限られること、
そしてこのような粒子が、該Ｎ含有サーメット中の全硬
質分散相中の１／１０を越えると、著しく熱亀裂の発生
に影響をおよぼすことが判った。
硬質分散相の中芯部の最大長と最小幅の比が１０以下の
粒子は、熱亀裂の発生という見地からいうと、球状の粒
子とは顕著な差が認められがたく、かつ、硬質分散相の
中芯部の最大長と最小幅の比が１０以上の有害粒子が、
全硬質分散相の１７１ｏ以下であれば、やはり熱亀裂の
発生に顕著な差が認められなかった。
粒子は、熱亀裂の発生という見地からいうと、球状の粒
子とは顕著な差が認められがたく、かつ、硬質分散相の
中芯部の最大長と最小幅の比が１０以上の有害粒子が、
全硬質分散相の１７１ｏ以下であれば、やはり熱亀裂の
発生に顕著な差が認められなかった。
なお本発明は、Ｎ含有サーメット全般に関し、その熱亀
裂の発生と、硬質分散相の粒子形とに大いなる関係があ
るとの知見によるものであり、Ｎ含有サーメットの組成
には関係しないことはいうまでもないが、硬質分散相が
９７重量％以上では、切削工具として強度不足で実ｍに
耐えず、６０重量％以下では、硬度が不足するため好ま
しくない。
裂の発生と、硬質分散相の粒子形とに大いなる関係があ
るとの知見によるものであり、Ｎ含有サーメットの組成
には関係しないことはいうまでもないが、硬質分散相が
９７重量％以上では、切削工具として強度不足で実ｍに
耐えず、６０重量％以下では、硬度が不足するため好ま
しくない。
なお、本発明を実施する方法としては、出発原料として
ＴｉとＷｌＴｓとＴａ、！：Ｗ、ＴｉとＴａとＭｏとＷ
などの被炭窒化物に、必要に応じ各種の炭化物を添加し
、結合金属とともに混合、型押し１焼結することが好ま
しいが、この実施態様に限られるものでないことはいう
までもない、以下、実施例で詳しく説明する。
ＴｉとＷｌＴｓとＴａ、！：Ｗ、ＴｉとＴａとＭｏとＷ
などの被炭窒化物に、必要に応じ各種の炭化物を添加し
、結合金属とともに混合、型押し１焼結することが好ま
しいが、この実施態様に限られるものでないことはいう
までもない、以下、実施例で詳しく説明する。
実施例 １
市販のＴｉｃｓ ＴｉＮ、 ＷＣ９ＴａＣ粉末を所定量
、計取し、混合、造粒し、Ｎ雰囲気中１７（１０℃に加
熱し、（Ｔ ｉ 、Ｔ ａ 、Ｗ）（ＣＮ）を作成した
。
、計取し、混合、造粒し、Ｎ雰囲気中１７（１０℃に加
熱し、（Ｔ ｉ 、Ｔ ａ 、Ｗ）（ＣＮ）を作成した
。
この（Ｔ ｉ 、Ｔ ａ 、Ｗ）（ＣＮ）に、ＭＯ２Ｃ
Ｉ Ｃｏｔ Ｎｉを添加、混合し、型押し成形後、Ｎ雰
囲気中１５００℃にて焼結を行なった。
Ｉ Ｃｏｔ Ｎｉを添加、混合し、型押し成形後、Ｎ雰
囲気中１５００℃にて焼結を行なった。
得られたＮ含有サーメットの硬質分散相の組成は、原子
比で（Ｔ ｉｏ、ｓｓ Ｔ ａｏ、＋ｏ Ｍｏ１１．＠
！ Ｗｌｌ、０１）（Ｃ＠、５！ Ｎｏ、ａ）であり、
結合金属相はＣｏとＮｉでＣｏ／Ｎｉが原子比で２／１
で１２重量％であうた。このＮ含有サーメットの硬質分
散相の平均結晶粒径は１．２μ、中芯部の最大長と最小
幅の比が１０以上のものは、全硬質分散相粒子中の１／
１００以下であった。（硬質分散相の平均結晶粒径、中
芯部の最大長と最小幅の測定は、走査型電子顕微鏡によ
る像をイメージ、アナライザーによって計測した。）本
Ｎ含有サーメットと全く同一の組成のものとＴｉＮ５
Ｔｉｃｓ ＴａＮｅ Ｍｏ２Ｃ＊ＷＣｔ Ｃｏｏ Ｎｉ
を出発原料として計取し、混合、型押し成形後１３２０
℃で焼結した。この比較Ｎ含何サーメットの硬質分散相
の平均結晶粒径は、１．３μ、中芯部の最大具と最小幅
の比が１０以上のものか、全硬質分散相粒子中の０．目
存在した。両者を比較するため以下の条件で切削テスト
を行なった。
比で（Ｔ ｉｏ、ｓｓ Ｔ ａｏ、＋ｏ Ｍｏ１１．＠
！ Ｗｌｌ、０１）（Ｃ＠、５！ Ｎｏ、ａ）であり、
結合金属相はＣｏとＮｉでＣｏ／Ｎｉが原子比で２／１
で１２重量％であうた。このＮ含有サーメットの硬質分
散相の平均結晶粒径は１．２μ、中芯部の最大長と最小
幅の比が１０以上のものは、全硬質分散相粒子中の１／
１００以下であった。（硬質分散相の平均結晶粒径、中
芯部の最大長と最小幅の測定は、走査型電子顕微鏡によ
る像をイメージ、アナライザーによって計測した。）本
Ｎ含有サーメットと全く同一の組成のものとＴｉＮ５
Ｔｉｃｓ ＴａＮｅ Ｍｏ２Ｃ＊ＷＣｔ Ｃｏｏ Ｎｉ
を出発原料として計取し、混合、型押し成形後１３２０
℃で焼結した。この比較Ｎ含何サーメットの硬質分散相
の平均結晶粒径は、１．３μ、中芯部の最大具と最小幅
の比が１０以上のものか、全硬質分散相粒子中の０．目
存在した。両者を比較するため以下の条件で切削テスト
を行なった。
被削材 ３３５Ｃ（Ｈａ ＝ ２３０．亘００關ｘ
ｔｏｏ龍角）切削速度 ２００■／■１ｎ 送り ０．１５ ｍ■／を 切り込み ２．５Ｎ カッター ＤＰＧ ４１Ｂ０Ｒ（１枚刃）チップ形状
５ＰＣＨ４２ＴＲ（０，１０鶴×−２５゜チャンファ
ーネーニング） 切削時間 １５分間 切削剤 使用せず この条件で本発明品はＩＧ切刃削って、欠損はまった（
しなかったのに対し、比較品は６切刃が熱亀裂から欠損
して本発明の効果が立証された。
ｔｏｏ龍角）切削速度 ２００■／■１ｎ 送り ０．１５ ｍ■／を 切り込み ２．５Ｎ カッター ＤＰＧ ４１Ｂ０Ｒ（１枚刃）チップ形状
５ＰＣＨ４２ＴＲ（０，１０鶴×−２５゜チャンファ
ーネーニング） 切削時間 １５分間 切削剤 使用せず この条件で本発明品はＩＧ切刃削って、欠損はまった（
しなかったのに対し、比較品は６切刃が熱亀裂から欠損
して本発明の効果が立証された。
実施例 ２
種々の原料を用いて、硬質分散相の組成が原子比で（Ｔ
ｉｏ、Ｔ＆Ｚ ｒｏ、ｍ Ｔ ａｏ、＋ｅ ＭＯ６，
１１Ｗｏ、ｍ）（Ｃ＋、ａｍ Ｎｏ、ａ）であり、結合
金属相がＣｏとＮｉでＣｏ／Ｎｉが原子比で２／１で１
２重量％であった。作成したＮ含有サーメットの硬質分
散相の組織および実施例１で行なった切削試験と同じ条
件でテストした結果を表１に示す。
ｉｏ、Ｔ＆Ｚ ｒｏ、ｍ Ｔ ａｏ、＋ｅ ＭＯ６，
１１Ｗｏ、ｍ）（Ｃ＋、ａｍ Ｎｏ、ａ）であり、結合
金属相がＣｏとＮｉでＣｏ／Ｎｉが原子比で２／１で１
２重量％であった。作成したＮ含有サーメットの硬質分
散相の組織および実施例１で行なった切削試験と同じ条
件でテストした結果を表１に示す。
表 １
棗
Claims (1)
- 周期律表IVａ、Ｖａ、VIａ族金属の炭窒化物９７〜６０
重量％を硬質分散相とし、鉄属金属３〜４０重量％を結
合金属とした、焼結硬質合金において、硬質分散相が有
芯構造をもち、（中芯部はＴｉとＮに富み、周辺部はＭ
ｏ、Ｗに富み、Ｎが乏しい）中芯部の最大長と最小幅と
の比が１０以上の硬質分散相が、該焼結硬質合金中の全
硬質分散相の１／１０以下であることを特徴とする焼結
硬質合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5135685A JPS61210150A (ja) | 1985-03-13 | 1985-03-13 | 焼結硬質合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5135685A JPS61210150A (ja) | 1985-03-13 | 1985-03-13 | 焼結硬質合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61210150A true JPS61210150A (ja) | 1986-09-18 |
Family
ID=12884651
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5135685A Pending JPS61210150A (ja) | 1985-03-13 | 1985-03-13 | 焼結硬質合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61210150A (ja) |
Cited By (1)
| 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 |
-
1985
- 1985-03-13 JP JP5135685A patent/JPS61210150A/ja active Pending
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 |
| EP0913490A3 (en) * | 1997-10-28 | 2003-03-19 | NGK Spark Plug Co. Ltd. | Carbonitride based cermet cutting tool and method for manufacturing the same |
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