JPS62278267A - 表面被覆TiCN系サ−メツト - Google Patents
表面被覆TiCN系サ−メツトInfo
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- JPS62278267A JPS62278267A JP11958886A JP11958886A JPS62278267A JP S62278267 A JPS62278267 A JP S62278267A JP 11958886 A JP11958886 A JP 11958886A JP 11958886 A JP11958886 A JP 11958886A JP S62278267 A JPS62278267 A JP S62278267A
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Landscapes
- Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
- Physical Vapour Deposition (AREA)
- Chemical Vapour Deposition (AREA)
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】
3、発明の詳細な説明
〔産業上の利用分野〕
本発明は特に切削工具として用いた場合、優れた切削性
能を示す表面被覆TiCN系サーメットに関する。
能を示す表面被覆TiCN系サーメットに関する。
一般に鋼の切削に際して高速切削化及び高能率切削化に
対応するため、種々の工具材料が実用化されている。現
在、主にWC又はTiCNなどを硬質金属とし、Fe族
金属を結合相とする超硬合金やサーメット、さらにこれ
らにTiCやAQ20、等の硬質物質を被覆した表面被
覆超硬合金が使用されている。
対応するため、種々の工具材料が実用化されている。現
在、主にWC又はTiCNなどを硬質金属とし、Fe族
金属を結合相とする超硬合金やサーメット、さらにこれ
らにTiCやAQ20、等の硬質物質を被覆した表面被
覆超硬合金が使用されている。
特に従来のTiCN系サーメットは原料が安価であるば
かりでなく、高温における耐酸化性や化学的親和性が小
さいため耐摩耗性の優れた切削工具として使用されてい
るが■靭性に乏しく耐欠損性に劣る■高温高圧化におけ
る変形が大きい■熱疲労特性がWCC超超硬合金比較し
劣る。などの事がらより使用範囲が限定されていた。
かりでなく、高温における耐酸化性や化学的親和性が小
さいため耐摩耗性の優れた切削工具として使用されてい
るが■靭性に乏しく耐欠損性に劣る■高温高圧化におけ
る変形が大きい■熱疲労特性がWCC超超硬合金比較し
劣る。などの事がらより使用範囲が限定されていた。
上述のようにTiCN系サーメットにおいて、高速切削
等の熱衝撃を受ける様なところ、又はフライス切削等の
熱疲労を受ける様なところで使用する場合はWCC超超
硬合金比較すると、TiCN系サーメットは耐熱性、耐
酸化性、耐溶着性に優れるが塑性変形を起こしやすいこ
とは経験的に知られている。
等の熱衝撃を受ける様なところ、又はフライス切削等の
熱疲労を受ける様なところで使用する場合はWCC超超
硬合金比較すると、TiCN系サーメットは耐熱性、耐
酸化性、耐溶着性に優れるが塑性変形を起こしやすいこ
とは経験的に知られている。
以上の欠点を解消するためには材料自体の強度特に耐熱
強度の向上が必須である。
強度の向上が必須である。
表面被覆により若干の切刃の温度低下(摩擦熱の発生の
減少)の効果はあるがTiCNベースの合金はWCベー
スに比較し本質的に不利である。
減少)の効果はあるがTiCNベースの合金はWCベー
スに比較し本質的に不利である。
耐熱強度を上げるためには硬質相、結合相又は硬質相−
結合相の界面を強化する必要がある。硬質相の強化には
Tiと同族のZr、Hfの固溶強化が知られている。結
合相の強化にはY2O32AIN等の分散強化が知られ
ている。
結合相の界面を強化する必要がある。硬質相の強化には
Tiと同族のZr、Hfの固溶強化が知られている。結
合相の強化にはY2O32AIN等の分散強化が知られ
ている。
硬質相−結合相の界面強化は一種の耐クリープ変形と考
えられる。即ち硬質相−結合相の界面の滑りを阻害する
添加物を加えれば良い。その効果を有する元素は原子半
径が20〜3o%異なり粒界偏析を生じゃすいB、Mg
などである。しかしこれらの添加元素は材料自体の靭性
を阻害し、いちぢるしく強度を低下させる。
えられる。即ち硬質相−結合相の界面の滑りを阻害する
添加物を加えれば良い。その効果を有する元素は原子半
径が20〜3o%異なり粒界偏析を生じゃすいB、Mg
などである。しかしこれらの添加元素は材料自体の靭性
を阻害し、いちぢるしく強度を低下させる。
サーメットの硬質相を結合するFe族、Cr族からなる
結合金属と、硬質相を主として形成するための金属成分
および非金属成分とから成り、前記結合金属はFe族、
Cr族の1種又は2種以上;10〜20%、前記硬質相
を主として形成するための金属成分はTiを主成分とし
、Tiを除く周期律表IV a 、 V a 、 VI
a族のうちの1種又は2種以上及び非金属成分はCN
からなり、金属成分と非金属成分の比は0.8〜1.0
7で構成される複炭窒化物相;80〜90wt%を基体
としTiCN及び/又はTiNを1〜15μm被覆して
なるサーメットにおいて、基体(硬質相、結合相)中に
Al化合物を0.05〜5.0%存在させた事を特徴と
する表面被覆TiCN系サーメットである。
結合金属と、硬質相を主として形成するための金属成分
および非金属成分とから成り、前記結合金属はFe族、
Cr族の1種又は2種以上;10〜20%、前記硬質相
を主として形成するための金属成分はTiを主成分とし
、Tiを除く周期律表IV a 、 V a 、 VI
a族のうちの1種又は2種以上及び非金属成分はCN
からなり、金属成分と非金属成分の比は0.8〜1.0
7で構成される複炭窒化物相;80〜90wt%を基体
としTiCN及び/又はTiNを1〜15μm被覆して
なるサーメットにおいて、基体(硬質相、結合相)中に
Al化合物を0.05〜5.0%存在させた事を特徴と
する表面被覆TiCN系サーメットである。
本発明の硬質相は、従来の(T i 、 M) CN(
MはIVa、Va、VIa族の金属)で表わされるよう
に有芯構造をなしさらにサーメットの性能向上を計るた
め、基体(硬質相、結合相)中にAl化合物を存在させ
る。さらに硬質相−結合相の界面強化には硬質相を球状
化させると共に粗粒化させ、さらに結合相中に部分的に
固溶しなくてはならない。そのため種々な添加物につい
てTiCN−WC−TaC−Mo−Ni/Co系のサー
メットにおいて検討した。その結果Al化合物を含有す
る複炭窒化物を使用する事により実現された。
MはIVa、Va、VIa族の金属)で表わされるよう
に有芯構造をなしさらにサーメットの性能向上を計るた
め、基体(硬質相、結合相)中にAl化合物を存在させ
る。さらに硬質相−結合相の界面強化には硬質相を球状
化させると共に粗粒化させ、さらに結合相中に部分的に
固溶しなくてはならない。そのため種々な添加物につい
てTiCN−WC−TaC−Mo−Ni/Co系のサー
メットにおいて検討した。その結果Al化合物を含有す
る複炭窒化物を使用する事により実現された。
即ち硬質相中にAlCNを微量含有させると焼結過程に
おいて硬質相を球状化させ、その一部は結合相中に溶は
込み結合相を強化するとともに硬質相−結合相の界面の
耐クリープ性を向上させる。
おいて硬質相を球状化させ、その一部は結合相中に溶は
込み結合相を強化するとともに硬質相−結合相の界面の
耐クリープ性を向上させる。
Al化合物は硬質相中及び結合相中に存在し、硬質相中
にはTi中に固溶し及び結合相中にはNi/ Co中に
固溶している。
にはTi中に固溶し及び結合相中にはNi/ Co中に
固溶している。
以下に数値限定した理由を説明する。
■炭窒化物の含有量
その含有量が80%未満では、所望の優れた耐溶着性、
耐熱性を合金に付与する事ができず、一方9o%を超え
ると相対的に結合金属の含有量が低下し、所望の靭性を
付与することが出来なくなるためその含有量を80〜9
0%と限定した。
耐熱性を合金に付与する事ができず、一方9o%を超え
ると相対的に結合金属の含有量が低下し、所望の靭性を
付与することが出来なくなるためその含有量を80〜9
0%と限定した。
さらに金属部分と非金属部分の比Wを0.8〜1.07
としたのはこの比が0.8未満では硬質相がMgCタイ
プの複炭化物と共存し、1.07を超えるとフリーカー
ボンと共存し、共に靭性の低下の原因となるためである
。
としたのはこの比が0.8未満では硬質相がMgCタイ
プの複炭化物と共存し、1.07を超えるとフリーカー
ボンと共存し、共に靭性の低下の原因となるためである
。
■Fe族金属、Cr族金属の含有量
Fe族金属、Cr族金属の含有量が10%未満では1合
金に十分な靭性を与えることができず。
金に十分な靭性を与えることができず。
一方20%を超えて含有すると合金の耐塑性変形性が劣
化するため、その含有量を10〜2Q%とした。
化するため、その含有量を10〜2Q%とした。
■被覆層
被覆層はTiCN及び/またはTiNの単層及び/また
は多層の1〜15μmで構成する。1μm未満では所望
の耐摩耗性を付与することができず、また15μmを超
えると皮膜の耐剥離性が劣化し皮膜自体が使用初期に剥
離しやすくなるため1〜15μmとした。さらに被覆方
法は化学蒸着法の一種である低温化学蒸着法が好ましい
がプラズマ化学蒸着法、物理蒸着法でも同様の被覆効果
が得られている。また皮膜の層構造はTiCN及び/又
はTiNの単層、TiCN−TiNの複層、TiCN−
TiN−TiCN等の積層でも良いが被覆方法との関連
により選択すべきである。
は多層の1〜15μmで構成する。1μm未満では所望
の耐摩耗性を付与することができず、また15μmを超
えると皮膜の耐剥離性が劣化し皮膜自体が使用初期に剥
離しやすくなるため1〜15μmとした。さらに被覆方
法は化学蒸着法の一種である低温化学蒸着法が好ましい
がプラズマ化学蒸着法、物理蒸着法でも同様の被覆効果
が得られている。また皮膜の層構造はTiCN及び/又
はTiNの単層、TiCN−TiNの複層、TiCN−
TiN−TiCN等の積層でも良いが被覆方法との関連
により選択すべきである。
■Al化合物
Al化合物の添加量をo、05〜5.0%としたのは0
.05%未満では所望の優れた耐熱性を合金に付与する
事ができず、一方5.0%を超えると添加量が多くなり
すぎ結合相中で金属間化合物(NiTi、N1Al)を
生成し、所望の靭性を付与することが出来なくなるため
その含有量を0.05〜5.0%と限定した。
.05%未満では所望の優れた耐熱性を合金に付与する
事ができず、一方5.0%を超えると添加量が多くなり
すぎ結合相中で金属間化合物(NiTi、N1Al)を
生成し、所望の靭性を付与することが出来なくなるため
その含有量を0.05〜5.0%と限定した。
以下、実施例について説明する。
実施例1
(W、Ti)CNとAlを所定の比に混合後1000℃
真空中2時間保持シテ(W、 T i 。
真空中2時間保持シテ(W、 T i 。
Al)CNの固溶体を製造した。次に処理した固溶体を
ジェットミルで粉砕し、平均粒度1.0−1.5μmの
固溶体粉末を作成した。市販のTiCN粉末(平均粒度
1μm)TaC粉末(同1.2μm)MO粒粉末同1μ
m)、Co粉末(同1μm)Ni粉末(同1μm)を用
意し、これらと固溶体粉末を第1表に示す組成に配合し
、ボールミル中で湿式粉砕、混合を96時間行ない、乾
燥処理後1丁on/cdの圧力でプレス成形した。
ジェットミルで粉砕し、平均粒度1.0−1.5μmの
固溶体粉末を作成した。市販のTiCN粉末(平均粒度
1μm)TaC粉末(同1.2μm)MO粒粉末同1μ
m)、Co粉末(同1μm)Ni粉末(同1μm)を用
意し、これらと固溶体粉末を第1表に示す組成に配合し
、ボールミル中で湿式粉砕、混合を96時間行ない、乾
燥処理後1丁on/cdの圧力でプレス成形した。
次に真空中1400”Cで焼結し、研磨した後、化学蒸
着法によりT i CNを2μm被覆して本発明の切削
用チップを製造した。
着法によりT i CNを2μm被覆して本発明の切削
用チップを製造した。
そのチップを用いて下記の条件で切削試験を行ない、そ
の性能を評価した。
の性能を評価した。
■寿命試験
被削材 50M440 (Hs40)チップ S
NMN432 (ホーニング0.03+nm)切削速度
200 m /min 送り 0 、2 rm/rev切り込み 2
閣 切削時間 10m1n 評価 逃げ面摩耗、すくい面摩耗深さ■耐欠損性
試験 被削材 50M440 (Hs40)(4ツ溝入
) チップ SNMN432 (ホーニング0.03mm)
切削速度 100m/@in 送り 0 、3〜1.0 am/rev切り込
み 2画 切削時間 1 nin 評価 0 、3 mm/revより開始し、クリ
アーした場合には、0.05mm /rev送りを上げさらに切削状 験を続は順次送りを増加した。
NMN432 (ホーニング0.03+nm)切削速度
200 m /min 送り 0 、2 rm/rev切り込み 2
閣 切削時間 10m1n 評価 逃げ面摩耗、すくい面摩耗深さ■耐欠損性
試験 被削材 50M440 (Hs40)(4ツ溝入
) チップ SNMN432 (ホーニング0.03mm)
切削速度 100m/@in 送り 0 、3〜1.0 am/rev切り込
み 2画 切削時間 1 nin 評価 0 、3 mm/revより開始し、クリ
アーした場合には、0.05mm /rev送りを上げさらに切削状 験を続は順次送りを増加した。
これらの測定結果を第2表に示す。
第2表に示される結果より、本発明合金は基体中にAl
化合物を存在させる事により耐摩耗性と靭性を兼ね備え
た性能を示す事が明らかである。
化合物を存在させる事により耐摩耗性と靭性を兼ね備え
た性能を示す事が明らかである。
実施例2
実施例1で用いた試料番号3のチップを用いて低温化学
蒸着法によりTiCN、TiNを多層被覆した。
蒸着法によりTiCN、TiNを多層被覆した。
膜厚が厚くなるにつれ膜質が粗くなるためTiCN又は
TiNの単層の厚さを2μm以下になるように調整し皮
膜の異常成長を防止した。層構造 □及び膜厚の結果
を第3表に示す。
TiNの単層の厚さを2μm以下になるように調整し皮
膜の異常成長を防止した。層構造 □及び膜厚の結果
を第3表に示す。
次に耐摩耗性、耐衝撃性を比較するため実施例1と同条
件で切削試験を行なった。その結果を第3表に併記した
。
件で切削試験を行なった。その結果を第3表に併記した
。
第3表から明らかなように被覆相、中間層の相乗効果に
より耐熱性、耐摩耗性、耐溶着性に優れた切削性能を示
した6さらに実施例3により、本発明が広い汎用性を持
っていることも明らかである。
より耐熱性、耐摩耗性、耐溶着性に優れた切削性能を示
した6さらに実施例3により、本発明が広い汎用性を持
っていることも明らかである。
上記実施例では、被覆法として低温化学蒸着法を使用し
ているがプラズマ化学蒸着法、物理蒸着法等の方法を使
用しても同様の効果が得られている。
ているがプラズマ化学蒸着法、物理蒸着法等の方法を使
用しても同様の効果が得られている。
実施例3゜
(W、Ti)CNとAlを所定の比に混合後1800℃
真空中2時間保持して(W、Ti、Al)CNの固溶体
を製造した。次に処理した固溶体をジェットミルで粉砕
し、平均粒度1.0〜1.5μmの固溶体粉末を作成し
、実施例1で使用した粉末を用いて第4表に示す組成に
配合し、ボールミル中で湿式粉砕、混合を96時間行な
い、乾燥処理後ITon/aJの圧力でプレス成形した
。
真空中2時間保持して(W、Ti、Al)CNの固溶体
を製造した。次に処理した固溶体をジェットミルで粉砕
し、平均粒度1.0〜1.5μmの固溶体粉末を作成し
、実施例1で使用した粉末を用いて第4表に示す組成に
配合し、ボールミル中で湿式粉砕、混合を96時間行な
い、乾燥処理後ITon/aJの圧力でプレス成形した
。
次に真空中1400℃で焼結し、研磨した後硬さ抗折力
を測定した。その結果も第4表に併記した。
を測定した。その結果も第4表に併記した。
つぎにそのチップを用いて化学蒸着法でTiCN−T
i N−T i CNを、5μm被覆した。
i N−T i CNを、5μm被覆した。
そのチップを用いて1枚刃の切削試験を下記の条件で行
ない、その性能を評価した。その結果を第5表に示す。
ない、その性能を評価した。その結果を第5表に示す。
比較のために本発明合金8の基体も行なった。
寿命試験
被削材 5KD61 (Hs40)チップ 5N
CN432 (ホーニング0.03m)カッター 6’
(DN型、コーナー角25@)切削速度 200
m/min 送り 0 、2 tm / tooth切り込
み 2m 切削時間 10m1n 評価 逃げ面摩耗 切削条件は中仕上切削に近い条件であるが本発明の表面
被覆サーメットは面粗さが長期にわたり良く、特に高速
切削の損傷として間頭となるクレータ−損傷に伴う面粗
さの劣化が少ないため高品位の面が得られた。
CN432 (ホーニング0.03m)カッター 6’
(DN型、コーナー角25@)切削速度 200
m/min 送り 0 、2 tm / tooth切り込
み 2m 切削時間 10m1n 評価 逃げ面摩耗 切削条件は中仕上切削に近い条件であるが本発明の表面
被覆サーメットは面粗さが長期にわたり良く、特に高速
切削の損傷として間頭となるクレータ−損傷に伴う面粗
さの劣化が少ないため高品位の面が得られた。
本願表面被覆TiCN系サーメットは、基体(硬質相、
結合相)中にAl化合物を存在させる事によりサーメッ
ト自体の耐熱強度を向上し、TiCN及び/又はT i
Nの表面被覆の効果を発揮する事により耐摩耗性、耐
熱性、耐溶着性が大巾に向上し切削工具として好適なも
のである。
結合相)中にAl化合物を存在させる事によりサーメッ
ト自体の耐熱強度を向上し、TiCN及び/又はT i
Nの表面被覆の効果を発揮する事により耐摩耗性、耐
熱性、耐溶着性が大巾に向上し切削工具として好適なも
のである。
Claims (1)
- 硬質相を結合するFe族、Cr族からなる結合金属と、
硬質相を主として形成するための金属成分および非金属
成分とから成り、前記結合金属はFe族、Cr族の1種
又は2種以上;10〜20%、前記硬質相を主として形
成するための金属成分はTiを主成分とし、Tiを除く
周期律表IVa、Va、VIa族のうちの1種又は2種以上
及び非金属成分はC、Nからなり、金属成分と非金属成
分の比は0.8〜1.07で構成される複炭窒化物相;
80〜90wt%を基体としTiCN及び/又はTiN
を1〜15μm被覆してなるサーメットにおいて、基体
(硬質相、結合相)中にAl化合物を0.05〜5.0
%存在させた事を特徴とする表面被覆TiCN系サーメ
ット。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP11958886A JPS62278267A (ja) | 1986-05-24 | 1986-05-24 | 表面被覆TiCN系サ−メツト |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP11958886A JPS62278267A (ja) | 1986-05-24 | 1986-05-24 | 表面被覆TiCN系サ−メツト |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS62278267A true JPS62278267A (ja) | 1987-12-03 |
Family
ID=14765085
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP11958886A Pending JPS62278267A (ja) | 1986-05-24 | 1986-05-24 | 表面被覆TiCN系サ−メツト |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS62278267A (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0276606A (ja) * | 1988-09-09 | 1990-03-16 | Mitsubishi Metal Corp | 炭窒化チタン基サーメット製切削工具 |
US5059491A (en) * | 1988-11-11 | 1991-10-22 | Mitsubishi Metal Corporation | Cermet blade member for cutting-tools and process for producing same |
EP0924014A1 (de) * | 1997-12-22 | 1999-06-23 | August Beck GmbH & Co. | Bohrwerkzeug |
-
1986
- 1986-05-24 JP JP11958886A patent/JPS62278267A/ja active Pending
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0276606A (ja) * | 1988-09-09 | 1990-03-16 | Mitsubishi Metal Corp | 炭窒化チタン基サーメット製切削工具 |
JPH0513762B2 (ja) * | 1988-09-09 | 1993-02-23 | Mitsubishi Materials Corp | |
US5059491A (en) * | 1988-11-11 | 1991-10-22 | Mitsubishi Metal Corporation | Cermet blade member for cutting-tools and process for producing same |
US5110543A (en) * | 1988-11-11 | 1992-05-05 | Mitsubishi Metal Corporation | Cement blade member for cutting-tools and process for producing same |
EP0924014A1 (de) * | 1997-12-22 | 1999-06-23 | August Beck GmbH & Co. | Bohrwerkzeug |
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