JPS6134130A - 耐欠損性の優れた高強度炭窒化チタン基サーメットの製造方法 - Google Patents
耐欠損性の優れた高強度炭窒化チタン基サーメットの製造方法Info
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- JPS6134130A JPS6134130A JP59155772A JP15577284A JPS6134130A JP S6134130 A JPS6134130 A JP S6134130A JP 59155772 A JP59155772 A JP 59155772A JP 15577284 A JP15577284 A JP 15577284A JP S6134130 A JPS6134130 A JP S6134130A
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- hot plastic
- sintered body
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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】
〔産業上の利用分野〕
この発明は、耐摩耗性の高いチタン化合物を主成分とす
るサーメット焼結体を熱間で塑性加工することにより、
切削工具として用いたときの耐摩耗性を高い水準に置い
たままで、耐欠損性を大巾に向」ニさせた高強度ザーメ
ットの製造方法に関するものである。
るサーメット焼結体を熱間で塑性加工することにより、
切削工具として用いたときの耐摩耗性を高い水準に置い
たままで、耐欠損性を大巾に向」ニさせた高強度ザーメ
ットの製造方法に関するものである。
〔従来技術及びその問題膚］
サーメットは耐摩耗性に富み、被剛材との親和性が低い
ので精度の高い仕上面が得られることから、鋼の高速仕
上用切削工具材料として注目を集めている。
ので精度の高い仕上面が得られることから、鋼の高速仕
上用切削工具材料として注目を集めている。
しかしながら、サーメットは炭化タングステンを主成分
とする超硬合金に比べて、耐欠損性が低く、荒切削に使
用すると切刃の信頼性に劣るという欠点があった。
とする超硬合金に比べて、耐欠損性が低く、荒切削に使
用すると切刃の信頼性に劣るという欠点があった。
そして、近年、加工能率向上のため切削速度を上げるこ
とが検討されているという技術的背景がら、耐摩耗性が
高く高速切削に適したサーメットの欠点である耐欠損性
を改善する研究が種々行なわれているが、現在のところ
耐欠損性が高くて荒切削で切刃の信頼性の高いサーメッ
トは得られていない。
とが検討されているという技術的背景がら、耐摩耗性が
高く高速切削に適したサーメットの欠点である耐欠損性
を改善する研究が種々行なわれているが、現在のところ
耐欠損性が高くて荒切削で切刃の信頼性の高いサーメッ
トは得られていない。
この発明の目的は、サーメットの耐摩耗性を低下させる
ことなく、耐欠損性を大巾に向上させるサーメットの製
造方法を得ることである。
ことなく、耐欠損性を大巾に向上させるサーメットの製
造方法を得ることである。
本発明者は、まずサーメットの組成をいろいろ変化させ
てみたが、耐欠損性を上げれば耐摩耗性が低下し、耐摩
耗性を上げれば耐欠損性が低下する結果となり、両特性
を同時に向上させるには、現状のサーメットΩ組成を変
えるだけでは不可能であった。
てみたが、耐欠損性を上げれば耐摩耗性が低下し、耐摩
耗性を上げれば耐欠損性が低下する結果となり、両特性
を同時に向上させるには、現状のサーメットΩ組成を変
えるだけでは不可能であった。
また、サーメットに対する新しい添加成分も種々検討し
てみたが、耐摩耗性および耐欠損性を同時に向上させる
成分は見つからなかった。
てみたが、耐摩耗性および耐欠損性を同時に向上させる
成分は見つからなかった。
本発明者は、上述のごとく、サーメットの成分を変化さ
せることでは耐摩耗性および耐欠損性の両特性を同時に
向上させることは技術的に限界があると考え、サーメッ
トの製造方法、を種々検討した結果、サーメットの焼結
体を熱間で塑性加工すると、更に詳しくは、サーメット
の焼結体を１２００〜１５００℃の範囲内の温度に加熱
した状態で加圧方向に垂直な方向をフリーにしてホット
プレスにて熱間塑性加工して、加圧方向の塑性変形量を
熱間塑性加工前の焼結体の加圧方向の長さの２０〜９０
９６にすると、サーメットの耐欠損性が大巾に向上する
という驚くべき事実を確認した。
せることでは耐摩耗性および耐欠損性の両特性を同時に
向上させることは技術的に限界があると考え、サーメッ
トの製造方法、を種々検討した結果、サーメットの焼結
体を熱間で塑性加工すると、更に詳しくは、サーメット
の焼結体を１２００〜１５００℃の範囲内の温度に加熱
した状態で加圧方向に垂直な方向をフリーにしてホット
プレスにて熱間塑性加工して、加圧方向の塑性変形量を
熱間塑性加工前の焼結体の加圧方向の長さの２０〜９０
９６にすると、サーメットの耐欠損性が大巾に向上する
という驚くべき事実を確認した。
また、サーメットの結合金属の量は、鉄族金属が２０重
量％以下でないと、熱間塑性加工による耐欠損性の向上
が望めないことも見い出した。
量％以下でないと、熱間塑性加工による耐欠損性の向上
が望めないことも見い出した。
この発明は、上記知見に基いてなされたものであり、以
下、この発明の詳細な説明する。
下、この発明の詳細な説明する。
％未満では、熱間で塑性加工したときにクラックが入っ
てしまうからであり、一方、２０重量％を越えると、巣
、クラック等の欠陥組織が少なく、硬質分散相形成成分
のスケルトンも組みにくいので、熱間で塑性加工しても
強度の向上が少ないたサーメット製造のための配合組成
物は、必要に応じて結合相形成成分としてクロム族金属
をも含有するが、その配合量は、上記の鉄族金属の場合
と同様な理由で２０重量％以下が望ましい。。
てしまうからであり、一方、２０重量％を越えると、巣
、クラック等の欠陥組織が少なく、硬質分散相形成成分
のスケルトンも組みにくいので、熱間で塑性加工しても
強度の向上が少ないたサーメット製造のための配合組成
物は、必要に応じて結合相形成成分としてクロム族金属
をも含有するが、その配合量は、上記の鉄族金属の場合
と同様な理由で２０重量％以下が望ましい。。
ｆＢ） 焼結
焼結は通常の条件、即ち、真空中あるいは窒素雰囲気中
で約１４００〜１５５０℃の範囲内の温度で約１〜２時
間（加熱することにより行われる。
で約１４００〜１５５０℃の範囲内の温度で約１〜２時
間（加熱することにより行われる。
真空度は通常１０−３〜１０ ’ ｔｏｒｒ位であり、
窒素ガス圧力は１〜５００ｔＯｒｒ位である。
窒素ガス圧力は１〜５００ｔＯｒｒ位である。
（Ｃ］ 熱間塑性加工
（１）加熱温度
熱間塑性加工の加熱温度が１２００℃未満では、塑性加
工時にサーメット焼結体内部に巣やクラックが発生し、
サーメットの強度をかえって低下させてしまい、一方、
１５００℃を越えると、硬質分散相の粒成長が著しくな
り、サーメットの強度が低下してしまうので、熱間塑性
加工の加熱温度を１２００〜１５００℃に定めた。
工時にサーメット焼結体内部に巣やクラックが発生し、
サーメットの強度をかえって低下させてしまい、一方、
１５００℃を越えると、硬質分散相の粒成長が著しくな
り、サーメットの強度が低下してしまうので、熱間塑性
加工の加熱温度を１２００〜１５００℃に定めた。
（１１）−軸加工
一軸加圧は加圧方向に垂直な方向をフリーにしたホット
プレス装置により行われる。そのときの圧力は５０〜３
００驚が望ましい。５０驚未満では所望の塑性変形量に
するのに長時間かかり、−方、３００′Ｍを越えると、
プレスモールドの寿命が短かくなるからである。
プレス装置により行われる。そのときの圧力は５０〜３
００驚が望ましい。５０驚未満では所望の塑性変形量に
するのに長時間かかり、−方、３００′Ｍを越えると、
プレスモールドの寿命が短かくなるからである。
（曽）加圧方向の塑性変形量
熱間塑性加工前の焼結体の加圧方向の長さをり。
熱間塑性加工後の加圧方向の長さをｌとすると、加圧方
向の塑性変形量とは、（Ｌ−ｌ）を意味す今。したがっ
て、この発明では、２０≦ Ｌ Ｑ１００≦９０とす
ることが必要である。
向の塑性変形量とは、（Ｌ−ｌ）を意味す今。したがっ
て、この発明では、２０≦ Ｌ Ｑ１００≦９０とす
ることが必要である。
加圧方向の塑性変形量が熱間塑性加工前の焼結体の加圧
方向の永さの２０％未満では、サーメットの強度及び耐
欠損性の改善が充分でなく、一方、９０％を越えると、
設備的制約を受け、サーメットの形状に比して、装置が
大型になってしまうことから、加圧方向の塑性変形量を
熱間塑性加工前の焼結体の加圧方向の長さの２０〜９０
％に定めた。
方向の永さの２０％未満では、サーメットの強度及び耐
欠損性の改善が充分でなく、一方、９０％を越えると、
設備的制約を受け、サーメットの形状に比して、装置が
大型になってしまうことから、加圧方向の塑性変形量を
熱間塑性加工前の焼結体の加圧方向の長さの２０〜９０
％に定めた。
Ｏｖ） 雰囲気
熱間塑性加工の雰囲気は、真空中あるいは不活性雰囲気
が望ましい。
が望ましい。
この発明においては、以上説明した熱間塑性加工により
サーメットの耐欠損性が向上するのであるが、これは、
熱間塑性加工によりサーメット焼結体中の巣およびクラ
ック等が消滅し、又、壊れ易いスケルトンの優先的破壊
により、サーメット全体の強度が向上するためと思われ
る。
サーメットの耐欠損性が向上するのであるが、これは、
熱間塑性加工によりサーメット焼結体中の巣およびクラ
ック等が消滅し、又、壊れ易いスケルトンの優先的破壊
により、サーメット全体の強度が向上するためと思われ
る。
以下、実施例及び比較例を挙げて、この発明の構成及び
効果を説明する。
効果を説明する。
実施例１
通常の粉末冶金法にて、３５％ＴｉＣ−２５％ＴｉＮ−
１０％ＴａＣ−１０％ＷＣ−１０％Ｍｏ−５９６Ｎｉ
−５９６Ｃｏ （以上、重量％）の組成の圧粉体を作製
し、これを真空中（真空度：１０ｔｏｒｒ）において１
４５．０℃に１．５時間保持の条件で焼結した。
１０％ＴａＣ−１０％ＷＣ−１０％Ｍｏ−５９６Ｎｉ
−５９６Ｃｏ （以上、重量％）の組成の圧粉体を作製
し、これを真空中（真空度：１０ｔｏｒｒ）において１
４５．０℃に１．５時間保持の条件で焼結した。
この焼結体を第１図に示すホツ、ドブレス装置にて、２
００′Ｍの圧力でスペーサーの厚みを変えることによっ
て加圧方向の塑性変形量をコントロールして、しかも第
１表に示す熱間塑性加工条件で本発明サーメット１〜５
と比較サーメット１〜４を製造した。従来サーメットは
熱間塑性加工な行わないものである。
００′Ｍの圧力でスペーサーの厚みを変えることによっ
て加圧方向の塑性変形量をコントロールして、しかも第
１表に示す熱間塑性加工条件で本発明サーメット１〜５
と比較サーメット１〜４を製造した。従来サーメットは
熱間塑性加工な行わないものである。
ついで、これらサーメットのロックウェルＡ硬さ及び抗
折力を測定し、第１表に示した。
折力を測定し、第１表に示した。
次に、本発明サーメット１〜５．比較サーメット１〜４
及び従来サーメットから、ＩＳＯ規格の５ＮＰ４３２の
形状の切削チップを切り出し、下記条件にて連続切削試
験と断続切削試験を行なった。
及び従来サーメットから、ＩＳＯ規格の５ＮＰ４３２の
形状の切削チップを切り出し、下記条件にて連続切削試
験と断続切削試験を行なった。
く連続切削試験条件〉
被削材： ＳＮＣＭ４３９ （ブリネル硬さ：２２０）
の丸棒 切削速度：２００ｍ／分 送り ： ０．３ ｒＭｌ／ ｒｅｖ。
の丸棒 切削速度：２００ｍ／分 送り ： ０．３ ｒＭｌ／ ｒｅｖ。
切込み ＝１．５謳
切削時間＝３０分
く断続切削試験条件〉
被削利：ＳＮＣＭ４３９（ブリネル硬さ：２７０）の角
材 切削速度：１５０ｍ／分 送り ： ０．３ ｒｔｘ ／ ｒｅｖ。
材 切削速度：１５０ｍ／分 送り ： ０．３ ｒｔｘ ／ ｒｅｖ。
切込み ：２．０ｍｍ
切削時間：３分
連続切削試験では、チップ切刃のフランク摩耗幅とクレ
ータ−摩耗深さを測定して耐摩耗性を評価し、断続切削
試験では、１０個の切刃を試験して、そのうち何個の切
刃に欠損が発生したかを調査して、耐欠損性を評価した
。
ータ−摩耗深さを測定して耐摩耗性を評価し、断続切削
試験では、１０個の切刃を試験して、そのうち何個の切
刃に欠損が発生したかを調査して、耐欠損性を評価した
。
これらの結果も合せて第１表に示した。
第１表かられかるように、本発明サーメットは、熱間塑
性加工を行なわなかった従来サーメット及び熱間塑性変
形量がこの発明の範囲外の比較サーメット１〜２と比べ
て、硬さと切削試験における耐摩耗性はほぼ同等で、抗
折力が高く、しかも切削試験における耐欠損性は大巾に
優れたものとなっている。
性加工を行なわなかった従来サーメット及び熱間塑性変
形量がこの発明の範囲外の比較サーメット１〜２と比べ
て、硬さと切削試験における耐摩耗性はほぼ同等で、抗
折力が高く、しかも切削試験における耐欠損性は大巾に
優れたものとなっている。
また、熱間塑性加工時の温度がこの発明の範囲より低い
比較サーメット３は、巣とクラックが発生し、抗折力が
低く、切削試験での耐欠損性も低いものであった。逆に
、熱間塑性加工時の温度がこの発明の範囲より高い比較
サーメット４は、黒鉛スペーサーから浸炭が起り、硬さ
、抗折力とも著しく低いものであった。尚比較サーメッ
ト４は特性がきわめて悪いので切削試験は行なわなかっ
た。
比較サーメット３は、巣とクラックが発生し、抗折力が
低く、切削試験での耐欠損性も低いものであった。逆に
、熱間塑性加工時の温度がこの発明の範囲より高い比較
サーメット４は、黒鉛スペーサーから浸炭が起り、硬さ
、抗折力とも著しく低いものであった。尚比較サーメッ
ト４は特性がきわめて悪いので切削試験は行なわなかっ
た。
比較例（通常焼結をしないで１段でホットプレスする方
法） 実施例１と同一の組成の圧粉体を、１０−２ｔｏｒｒの
真空中において、１３５０℃の温度、２００Ｍの圧力で
３０分間ホットプレス焼結を行ない、比較サーメット５
を製造した。
法） 実施例１と同一の組成の圧粉体を、１０−２ｔｏｒｒの
真空中において、１３５０℃の温度、２００Ｍの圧力で
３０分間ホットプレス焼結を行ない、比較サーメット５
を製造した。
この比較サーメット５のロックウェルＡ硬さと抗折力を
測定し、実施例１と同一の条件の連続切削試験と断続切
削試験を行ない、同様な評価を行なった。
測定し、実施例１と同一の条件の連続切削試験と断続切
削試験を行ない、同様な評価を行なった。
これらの結果を次に乃ぐず。
実施例２
第２表に示される組成のサーメット圧粉体を、第２表に
示される焼結条件にて焼結を行なって、各種の焼結体を
作製した。
示される焼結条件にて焼結を行なって、各種の焼結体を
作製した。
この焼結体を実施例１と同じ装置で第２表に示す条件に
て熱間塑性加工を行ない、本発明サーメット６〜３４を
製造した。
て熱間塑性加工を行ない、本発明サーメット６〜３４を
製造した。
ついで、この本発明サーメット６〜３４のロックウェル
Ａ硬さ及び抗折力の測定と実施例１と同じ切削試験を行
ない、結果を第３表に示した。
Ａ硬さ及び抗折力の測定と実施例１と同じ切削試験を行
ない、結果を第３表に示した。
なお、切削試験では、比較用として、市販の組成がそれ
ぞれ次のような３種類のサーメット、即ち、組成が４５
％ＴｉＣ−２５％ＴｉＮ −１０４ＷＣ−１０％ＭＯ−
１０％ＮｉのサーメットＣ以下、従来サーメット１とい
う）、組成が８５％ＴｉＣ−７％ＭＯ−８９６Ｎｉのサ
ーメット（以下、従来サーメット２という）、及び組成
が５３９６ＴｉＣ−１５％ＴｉＮ−１０９６ＴａＣ−１
０９６ＷＣ−８％Ｎｉ−４％ＣＯのサーメットＣ以下、
従来サーメット３という）を用いた。
ぞれ次のような３種類のサーメット、即ち、組成が４５
％ＴｉＣ−２５％ＴｉＮ −１０４ＷＣ−１０％ＭＯ−
１０％ＮｉのサーメットＣ以下、従来サーメット１とい
う）、組成が８５％ＴｉＣ−７％ＭＯ−８９６Ｎｉのサ
ーメット（以下、従来サーメット２という）、及び組成
が５３９６ＴｉＣ−１５％ＴｉＮ−１０９６ＴａＣ−１
０９６ＷＣ−８％Ｎｉ−４％ＣＯのサーメットＣ以下、
従来サーメット３という）を用いた。
第３表かられかるように、本発明サーメットは切削性能
、特に耐欠損性のきわめて優れたものである。
、特に耐欠損性のきわめて優れたものである。
この発明の製造方法で得られたサーメットは、高硬度か
つ高強度であり、切削工具として用いたときの耐摩耗性
と耐欠損性の両立し難い両方の性質がともに優れた材料
である。
つ高強度であり、切削工具として用いたときの耐摩耗性
と耐欠損性の両立し難い両方の性質がともに優れた材料
である。
第１図は、この発明の製造方法における熱間塑性加工を
行なうために用いられる、加圧方向に垂直な方向をフリ
ーにしたホットプレス装置の一例である。 １・・・黒鉛パンチ、 ２・・・黒鉛ヌベーサー
。 ３・・・超硬合金試料、 ４−ｈＢＮ離型剤。 ５・・・ヒーター。
行なうために用いられる、加圧方向に垂直な方向をフリ
ーにしたホットプレス装置の一例である。 １・・・黒鉛パンチ、 ２・・・黒鉛ヌベーサー
。 ３・・・超硬合金試料、 ４−ｈＢＮ離型剤。 ５・・・ヒーター。
Claims (3)
- （１）炭化チタンと炭化チタン、炭窒化チタン、あるい
は、炭化チタン及び窒化チタンのうちの１種又は２種と
炭窒化チタンを主成分とし、 結合相形成成分として、７．５〜２０重量％の鉄族金属
を含有する配合組成物からの圧粉体を、通常の条件で焼
結し、 次いで、１２００〜１５００℃の範囲内の温度に加熱し
た状態で一軸加圧して、加圧方向の塑性変形量を熱間塑
性加工前の焼結体の加圧方向の長さの２０〜９０％とす
る熱間塑性加工を行なうことを特徴とする耐欠損性の優
れた高強度サーメットの製造方法。 - （２）配合組成物が、更に、硬質分散相形成成分として
元素周期律表の４ａ、５ａ及び６ａ族金属の炭化物、窒
化物、炭窒化物、炭酸化物、並びに炭酸窒化物のうちの
１種以上を含有する、特許請求の範囲第１項記載の耐欠
損性の優れた高強度サーメットの製造方法。 - （３）配合組成物が、更に、結合相形成成分として、２
０重量％以下のクロム族金属を含有する〜特許請求の範
囲第１項又は第２項記載の耐欠損性の優れた高強度サー
メットの製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59155772A JPS6134130A (ja) | 1984-07-26 | 1984-07-26 | 耐欠損性の優れた高強度炭窒化チタン基サーメットの製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59155772A JPS6134130A (ja) | 1984-07-26 | 1984-07-26 | 耐欠損性の優れた高強度炭窒化チタン基サーメットの製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6134130A true JPS6134130A (ja) | 1986-02-18 |
| JPH0121214B2 JPH0121214B2 (ja) | 1989-04-20 |
Family
ID=15613071
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59155772A Granted JPS6134130A (ja) | 1984-07-26 | 1984-07-26 | 耐欠損性の優れた高強度炭窒化チタン基サーメットの製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6134130A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62238302A (ja) * | 1986-04-09 | 1987-10-19 | Mitsubishi Metal Corp | 炭化タングステン基超硬合金の強靭化法 |
| JPH0558736A (ja) * | 1991-09-05 | 1993-03-09 | Hajime Saito | 高靱性・高強度の炭窒化チタン焼結体の製造法 |
| JP2015183280A (ja) * | 2014-03-26 | 2015-10-22 | 日立化成株式会社 | 粉末成形用ダイ |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5964728A (ja) * | 1982-10-01 | 1984-04-12 | Mitsubishi Metal Corp | 高靭性焼結サ−メツトの製造方法 |
-
1984
- 1984-07-26 JP JP59155772A patent/JPS6134130A/ja active Granted
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5964728A (ja) * | 1982-10-01 | 1984-04-12 | Mitsubishi Metal Corp | 高靭性焼結サ−メツトの製造方法 |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62238302A (ja) * | 1986-04-09 | 1987-10-19 | Mitsubishi Metal Corp | 炭化タングステン基超硬合金の強靭化法 |
| JPH0558736A (ja) * | 1991-09-05 | 1993-03-09 | Hajime Saito | 高靱性・高強度の炭窒化チタン焼結体の製造法 |
| JP2015183280A (ja) * | 2014-03-26 | 2015-10-22 | 日立化成株式会社 | 粉末成形用ダイ |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0121214B2 (ja) | 1989-04-20 |
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