WO2011049361A4 - 탄화물계 내마모 복합소재 - Google Patents

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WO2011049361A4
WO2011049361A4 PCT/KR2010/007185 KR2010007185W WO2011049361A4 WO 2011049361 A4 WO2011049361 A4 WO 2011049361A4 KR 2010007185 W KR2010007185 W KR 2010007185W WO 2011049361 A4 WO2011049361 A4 WO 2011049361A4
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강신후
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서울대학교 산학협력단
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C29/00—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides
    • C22C29/02—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides
    • C22C29/06—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides based on carbides, but not containing other metal compounds
    • C22C29/10—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides based on carbides, but not containing other metal compounds based on titanium carbide
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
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    • C22C29/02—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides
    • C22C29/04—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides based on carbonitrides

Definitions

  • the present invention relates to a composition of a cermet powder, and a cermet obtained by sintering the cermet powder. More specifically, it is used as a material requiring high abrasion resistance, such as high-speed cutting tool materials, bearings, nozzles, molds and EDM (electronic distance measurement) electrodes used in the machinery industry such as the mechanical manufacturing industry and automobile industry. And more particularly to a cermet composition and a cermet sintered body which can improve abrasion resistance.
  • the cermet generally contains a metal such as TiC, Ti (C, N) which is a hard phase and a bonding phase such as Ni, Co, Fe and Al as a main component, and a carbide of Group IVa, Va, Nitride, and carbonitride as an additive.
  • the cermet is prepared by mixing hard ceramic powders such as WC, NbC, TaC, and Mo 2 C in addition to TiC and Ti (C, N), and metal powders such as Co and Ni, Or sintering under a hydrogen atmosphere.
  • TiC and Ti have been applied to many fields as an excellent high strength material.
  • TiC has an extremely high hardness with Vicker's hardness of 3,200 kg / m 2 , a melting point of 3,150 ° C. to 3,250 ° C., a relatively high oxidation resistance up to 700 ° C. and a wear resistance, corrosion resistance, , It is widely used as a material for high-speed cutting tools because it compete with WC-Co alloy.
  • Ti (C, N) has a microstructure as compared with TiC, so that toughness can be improved, and chemical stability and mechanical impact resistance can be improved.
  • the general microstructure of the TiC-based or Ti (C, N) -type cermet is observed as a core / rim structure as shown in FIG.
  • the bound phase of Ni, Co or the like is surrounded by the hard phase.
  • the core of the core structure is TiC or Ti (C, N) which is not dissolved in the binder metal (Al, Ni, Co, Fe, etc.) during sintering and has a hardness.
  • the surrounding rim surrounding these cores has a solid-solution (Ti, M 1 ...) C or (Ti, M 1 ...) between TiC or Ti (C, Ti, M 1 , M 2 ...) (C, N)), which provides higher toughness than hardness.
  • the cermet solves the problem of toughness, which is a fatal weakness of the simple system cermet such as TiC-Ni or Ti (C, N) -Ni, through the formation of the rim structure.
  • the rim of the core structure which is found especially in the microstructure of the Ti-based cermet, is composed of (Ti, M 1 ...) C or (Ti, M 1 ...)
  • the other two rims, the inner rim and the outer rim form a variety of interfaces, including the interface between the outer rim / bond, core / inner rim, inner rim / outer rim .
  • Core, rim, etc. have different lattice parameters due to their compositional differences. As the difference increases, the stress between these interfaces increases. When the interface stress is large, It is the fracture origin or the fracture path.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 58-213619 filed by Nippon Shinkinzuoku KK method of producing composite carbonitride solid solution, published Dec. 12, 1983
  • Mitsubishi USP 5,166,103 Nov. 24, 1992
  • USP 5,380,688 Method of making submicrometer carbides, submicron solid solution carbides, and the result of the process
  • Korean Patent Registration No. 10-0528046 (a method for producing ultrafine crystal grain cermet having a uniform solid solution particle structure, registered on November 11, 2005) and US Patent Publication No. 2005/0047950 A1 (published on Mar. 3, 2005) (Ti, TM) C- (Ni, Co) powders of the above materials directly in the milling process by mixing and pulverizing Ti, transition metal (TM), C, Ni and Co element powders Lt; / RTI >
  • the general contents of the technology relating to the production of the solid solution powder are disclosed in Korean Patent No. 10-0626224 (solid solution powder, method for producing the powder, cermet powder including the solid solution powder, method for producing the solid solution, Mett), PCT / KR2008 / 007698, and the like.
  • the oxide and carbon of the metal element are mixed (when a nano-sized metal oxide is used), or after mixing and high-energy pulverization, the mixture is reduced, carbonized and nitrided at a relatively low temperature of 1,000 ° C to 1,500 ° C, A process for producing a carbonitride is described.
  • (Ti, M 1 %) C or (Ti, M 1 %) (C, Ti, M 1, ...) N is composed of two different rims, ie, inner rim and outer rim, and forms various interfaces such as the interface between the outer rim and the inner rim, the inner rim, and the outer rim.
  • differences in composition between core and rim components lead to lattice size differences, and as these size differences increase, the stresses between these interfaces increase and provide a possible cause and path for failure.
  • the composition of the rim and the bond phase in the solid solution are determined by the dissolution / re-precipitation phenomenon during the sintering. These are closely related to the sintering conditions such as the initial composition of the powders used, the sintering temperature and time, It is difficult to control the bond between the rim and the outer rim, and between the outer rim and the bond phase.
  • the bond strength between the interfaces is determined by the composition of the rim and the degree of thermodynamic stability of phase Therefore, no material technology corresponding to commercial WC-Co has been provided so far.
  • the present invention in order to solve the problem of low toughness due to improvement in hardness and wear resistance of conventional TiC-based and Ti (C, N) -type cermet, and to achieve substantial wear resistance with Ti-based carbide and carbonitride as a center material , Carbonitride and nitride to be used in a sintered body of a TiC-based or Ti (C, N) -based composite powder, the composition and lattice constant of the rim are controlled by using the degree of phase stability of the powder composition,
  • the present invention provides a carbide-based wear-resistant composite material capable of providing a cermet sintered body having desired characteristics because the bonding strength between the interfaces is strengthened and the abrasion resistance and toughness, which are characteristics of the cermet material, are substantially improved.
  • the sermet sintered body is a centrifugal sintered body with a core structure reinforced with interfacial force.
  • At least one metal other than tungsten (W) and molybdenum (Mo) in the Group IVa, Va, and VIa metals of the Periodic Table of Elements may be further added in the range of 1.5 to 10.0% by weight.
  • at least one binder phase metal powder selected from the group consisting of Ni, Co, Fe, and Al at least one binder phase metal powder selected from the group consisting of Ni, Co, Fe, and Al.
  • the present invention also provides a cermet sintered body manufactured using the mixed powder. This sermet sintered body is also a centrifugal sintered body having a core structure reinforced with an interfacial force.
  • the present invention also provides a sermet sintered body having a composition in which the content is 11.0 to 17.0% by weight and the content of nitrogen (N) is 4.0% by weight or more. This sermet sintered body is also a centrifugal sintered body
  • the present invention it is also possible to use (i) powders composed of carbides, carbonitrides, nitrides or mixtures of metals selected from the group consisting of IVa, Va, and VIa of the periodic table, including titanium Mixed powder; (ii) a completely solid solution powder consisting of a carbide, a carbonitride, a nitride, or a mixture of two or more metals selected from the group IVa, Va, and VIa of the periodic table including two or more metals selected from titanium (Ti) Mixed powder; And (iii) at least one binder phase metal powder selected from the group consisting of Ni, Co, Fe and Al, wherein a total of carbon (C) and nitrogen (N)
  • the present invention also provides a sermet sintered body having a composition in which the content is 11.0 to 17.0 wt% and the total content of tungsten (W) and molybdenum (Mo) is 15.0 to 40.0 wt%. This sermet sintered body is also a centr
  • the present invention solves the problem of low toughness due to the improvement in hardness and wear resistance of conventional TiC-based and Ti (C, N) -based cermet, and in order to achieve substantial abrasion resistance with Ti-based carbide and carbonitride as a center material, Based or Ti (C, N) based composite powder, the composition of the rim and the composition of the bonded phase are controlled by using the phase stability of the initial powder.
  • the composition of the rim by controlling the composition of the rim, it is possible to significantly increase the bonding force between various interfaces such as the rim interface at the rib structure, thereby substantially improving abrasion resistance and toughness characteristic of the cermet material, Can be provided.
  • Figure 1 is a microstructure of a typical commercial cermet composite material.
  • FIG. 2 is a flowchart of a method for manufacturing a cermet sintered body according to the present invention.
  • the interfacial strengthening using the phase stability described in the present invention is as follows.
  • a sintered body is manufactured by a liquid phase sintering method using various carbides, carbonitrides, nitrides, etc.
  • the dissolution rate during sintering is determined according to the degree of free energy of formation of the materials. Therefore, when these materials are dissolved and precipitated to form a solid solution (rim), the composition is determined by the difference in dissolution rate (free energy or phase stability) of each carbonaceous material and the initial addition amount of the material. Therefore, the adjustment of these parameters means a method of strengthening the interfacial force by lowering the difference in lattice constant between the composition and the interface.
  • FIG. 2 is a flowchart of a method for manufacturing a cermet sintered body according to the present invention.
  • the raw material powder is prepared in consideration of the content, composition, and kind of powder (step s1).
  • These cermet teuneun Ti (C, N), TiC, TiN, etc. Ti- based carbide and at least one of a nitride or carbonitride, and WC, Mo 2 C, TaC, NbC, ZrC, ZrN, HfN, TaN, NbN, etc.
  • Carbonitrides, nitrides or nitrides of two or more metals selected from Groups IVa, Va, and VIa in the Periodic Table and carbides, carbonates, carbonates, nitrides or mixtures thereof of one or more selected from the group consisting of Al, Ni, And the sintered body thereof may have a core of TiC or Ti (C, N).
  • Such a cermet may further contain, in the composition, at least one metal other than tungsten (W) and molybdenum (Mo) in the Group IVa, Va, and VIa metals in the range of 1.5 to 10.0% by weight.
  • W tungsten
  • Mo molybdenum
  • the present invention can improve the interfacial bonding force by controlling the composition of rim and bonding phase by using carbide, carbonitride, nitride, It is possible to alleviate the problem of degradation due to the improvement of the abrasion resistance of the cermet and significantly improve the characteristics.
  • the sermet sintered body according to another constitution of the present invention is a sintered body composed of (i) a powder composed of a carbide, a carbonitride, a nitride, or a mixture thereof of a metal selected from Groups IVa, Va and VIa in the periodic table, One mixed powder; (ii) a completely solid solution powder consisting of a carbide, a carbonitride, a nitride or a mixture of two or more metals selected from the group IVa, Va, and VIa in the periodic table, or a mixed powder of two or more kinds of the completely solid solution powders; And (iii) at least one binder phase metal powder selected from the group consisting of Ni, Co, Fe and Al, and a cermet sintered body produced by using the cermet sintered body having a strengthened interfacial force Sintered body.
  • the completely solidified powder may be a powder of a solid solution containing no solid phase other than solid-phase carbides, carbonitrides, or nitrides formed in a solubility range according to phase equilibrium degree in X-ray diffraction analysis Means a powder composed solely of an employment phase.
  • the solid solution powder may be produced by reducing and carbonizing or oxidizing a metal oxide by a method as described in Korean Patent Registration No. 10-0626224 and PCT / KR2008 / 007698 as a raw material, .
  • the mixed powder is preferably produced by the method described in Korean Patent Registration No. 10-0904234, Patent Application No. 10-2007-0017564 and PCT / KR2007 / 003814.
  • These cermet teuneun (i) Ti (C, N ), TiC, ZrC, HfC, TiN, ZrN, WC, general carbide of a metal selected from IVa, Va, and VIa group of the periodic table, such as Mo 2 C, TaC, NbC (M 1 , M 2 ) C, (M 1 , M 2 , M 3 ) C, (M 1 , M 2 ) (CN Carbonitrides and nitrides of two or more metals selected from Groups IVa, Va, and VIa of the periodic table such as (M 1 , M 2 , M 3 ) (CN) And (iii) at least one metal selected from the group consisting of Ni, Co, Al, and Fe, and the sintered body is a sintered body composed of a core of Ti (C, N) Lt; / RTI >
  • the sermet sintered body according to still another embodiment of the present invention is a sintered body composed of (i) a powder composed of a carbide, carbonitride, nitride, or mixture thereof selected from the group consisting of IVa, Va, and VIa of the periodic table including titanium Mixed powders obtained by mixing two or more of these powders; (ii) a completely solid solution powder consisting of a carbide, a carbonitride, a nitride or a mixture of two or more metals selected from the group IVa, Va, and VIa in the periodic table, or a mixed powder of two or more kinds of the completely solid solution powders; And (iii) at least one binder phase metal powder selected from the group consisting of Ni, Co, Fe and Al, wherein a total of carbon (C) and nitrogen (N) (N) content of 4.0 wt% or more with a content of 11.0 to 17.0 wt% and a surface tension strengthened to form a centrifugal sintered body having a core
  • Ti include titanium (Ti) from IVa, Va, and VIa group of the periodic table, such as (C, N), TiC, ZrC, HfC, TiN, ZrN, WC, Mo 2 C, TaC, NbC (M 1 , M 2 ) C, (M 1 , M 2 , M 3 ) C, and (M) at least one or more of the general carbide, carbonitride, 1, M 2) (CN) , (M 1, M 2, M 3) (CN) the periodic table of the two or more metals selected from IVa, Va, and VIa-group complete solid solution, such as a carbide, a carbonitride, the at least one nitride (Iii) at least one metal selected from the group consisting of Ni, Co, Al, and Fe, and the sintered body is a sintered body of Ti (C, N). ≪ / RTI >
  • the cermet may be one in which at least one metal selected from the group consisting of Ni, Co, Al and Fe is added in the range of 1.0 to 30.0% by weight.
  • the sermet sintered body is a sintered body composed of (i) a powder composed of a carbide, carbonitride, nitride, or mixture thereof selected from the group consisting of IVa, Va, and VIa of the periodic table including titanium Mixed powders obtained by mixing two or more of these powders; (ii) a completely solid solution powder consisting of a carbide, a carbonitride, a nitride, or a mixture of two or more metals selected from the group IVa, Va, and VIa of the periodic table including two or more metals selected from titanium (Ti) Mixed powder; And (iii) at least one binder phase metal powder selected from the group consisting of Ni, Co, Fe and Al, wherein a total of carbon (C) and nitrogen (N) And the total content of tungsten (W) and molybdenum (Mo) is 15.0 ⁇ 40.0% by weight while the content is 11.0 ⁇ 17.0% by weight.
  • Ti include titanium (Ti) from IVa, Va, and VIa group of the periodic table, such as (C, N), TiC, ZrC, HfC, TiN, ZrN, WC, Mo 2 C, TaC, NbC (Ti, M 1 ) C, (Ti, M 1 , M 2 ) C, (Ti, M) and at least one or more powders of a general carbide, 1) (CN), (Ti , M 1, M 2) (CN) Periodic Table of the IVa, Va, and the two or more metals selected, including titanium (Ti) from the VIa group complete solid solution carbides, such as, carbonitride, And (iii) at least one metal selected from the group consisting of Ni, Co, Al and Fe, and the sintered body is a sintered body of Ti ( C, < / RTI > N).
  • VIa group of the periodic table such as (C, N), TiC, ZrC, HfC, TiN, Zr
  • the cermet may be one in which at least one metal selected from the group consisting of Ni, Co, Al and Fe is added in the range of 1.0 to 30.0% by weight.
  • the sermet sintered body is a sintered body composed of (i) a powder composed of a carbide, carbonitride, nitride, or mixture thereof selected from the group consisting of IVa, Va, and VIa of the periodic table including titanium Mixed powders obtained by mixing two or more of these powders; (ii) a completely solid solution powder consisting of a carbide, a carbonitride, a nitride, or a mixture of two or more metals selected from the group IVa, Va, and VIa of the periodic table including two or more metals selected from titanium (Ti) Mixed powder; And (iii) at least one binder phase metal powder selected from the group consisting of Ni, Co, Fe and Al, wherein a total of carbon (C) and nitrogen (N) Wherein the total content of tungsten (W) and molybdenum (Mo) is 20.0 to 35.0 wt%, the content of titanium (Ti) is 35.0 to 50.0 wt%
  • Ti include titanium (Ti) from IVa, Va, and VIa group of the periodic table, such as (C, N), TiC, ZrC, HfC, TiN, ZrN, WC, Mo 2 C, TaC, NbC (Ti, M 1 ) C, (Ti, M 1 , M 2 ) C, (Ti, M) and at least one or more powders of a general carbide, 1) (CN), (Ti , M 1, M 2) (CN) Periodic Table of the IVa, Va, and the two or more metals selected, including titanium (Ti) from the VIa group complete solid solution carbides, such as, carbonitride, And (iii) at least one metal selected from the group consisting of Ni, Co, Al and Fe, wherein the sintered body is a mixture of Ti (C, N).
  • VIa group of the periodic table such as (C, N), TiC, ZrC, HfC, TiN, ZrN, WC, Mo 2 C, TaC, NbC
  • the content of nitrogen in the whole composition of the cermet is preferably 4.0% by weight or more.
  • the content of nitrogen in the cermet is 4.0% by weight or more and the weight of molybdenum (Mo) / tungsten (W) is 0.30 to 2.0.
  • the cermet has a nitrogen content of 4.0% by weight or more in the whole composition and a weight ratio of molybdenum (Mo) / tungsten (W) of 0.30 to 2.0, and tungsten (W) among the metals of Group IVa, Va, It is preferable that at least one metal other than molybdenum (Mo) is added in a range of 1.0 to 15.0% by weight.
  • the present invention relates to a method for producing a composite powder of a carbide, a carbonitride, a nitride powder, or a mixed powder containing such a solid powder as a complete solid powder, Mixed cermet powders were proposed to improve the toughness and abrasion resistance properties and to control the microstructure remarkably by interfacial strengthening through composition control in TiC or Ti (C, N) cermet.
  • the target composition as shown in Table 1 may be selected from (i) carbides, carbonitrides, nitrides or nitrides of metals selected from Groups IVa, Va, and VIa of the Periodic Table so that the interfacial force using phase stability is enhanced to improve abrasion resistance Or a mixed powder of two or more kinds of powders; (ii) a completely solid solution powder consisting of a carbide, a carbonitride, a nitride or a mixture of two or more metals selected from the group IVa, Va, and VIa in the periodic table, or a mixed powder of two or more kinds of the completely solid solution powders; And (iii) at least one binder phase metal powder selected from the group consisting of Ni, Co, Fe and Al.
  • the specimen was prepared so that the thickness of the sintered body was 3.7 to 3.8 mm and the maximum sample feeding rate of the specimen fed at right angles to a diamond wheel (Buhler, 352CA) rotating at 3200 rpm was measured Respectively.
  • Table 2 shows the cutting speed (mm / sec) and mechanical characteristics of the sintered body manufactured by the above process and the commercially available WC-Co sintered body for comparison based on the target composition of Table 1 above.
  • the sintered body using the solid powder as in the present invention exhibits a remarkably reduced or increased cutting speed compared to the commercial WC-Co according to the composition (alloy # 0.1 to 0.2. Vs. # 0.3 to 0.4) can see. It is interpreted that the abrasion resistance of the carbides existing in the material varies depending on the degree of improvement of the interfacial force due to the composition.
  • the core material is preserved in the matrix of the sintered body for a long time to increase the wear resistance when the interfacial bonding force is increased according to the composition of the rim.
  • the alloy # 0.1 The composition shows at least equal or superior abrasion resistance and cutting performance compared to conventional commercial WC-Co. Also, comparing Table 2 and 3 shows that the cutting speed and cutting performance of a prepared material in a composition composed of similar elements change with a certain relationship. That is, the slower the cutting speed, the higher the abrasion resistance and the longer the tool life. The results show that the difference in cutting performance is related to at least the entire composition including the interface rim composition and the possibility of predicting the cutting performance by cutting speed measurement.
  • the target composition as shown in Table 4 (i) was prepared from the group IVa, Va, and VIa of the periodic table to improve the wear resistance by enhancing the interfacial force using phase stability.
  • a complete solid solution powder made of a carbide, a carbonitride, a nitride, or a mixture of these metals, or a mixed powder obtained by mixing two or more kinds of the completely solid solution powders together with the binder phase powder is obtained.
  • Table 4 shows the total content of carbon and nitrogen, the content of molybdenum and tungsten, and the ratio of molybdenum to tungsten in order to distinguish the composition showing the interface strengthening phenomenon, with the maximum cutting speed of the sintered body produced by the above process Respectively.
  • the alloy # 1.1 to 1.9 in Table 4 were prepared by mixing a solid solution powder and a powder composed of at least two of carbides, carbonitrides, and nitrides of metals selected from Groups IVa, Va, and VIa in the periodic table, In the case of alloy # 1.5., The cutting speed was comparable to that of alloy # 0.1. It also shows that wear resistance increases as the amount of nitrogen increases.
  • Table 5 shows the results of the comparison of the maximum cutting speed (mm / sec) of the sintered body manufactured by the above process based on the composition of Table 4 and the mechanical properties.
  • the maximum cutting speed can be determined as an important parameter of whether the solid solution is used, the amount of nitrogen, the molybdenum content, or the molybdenum-tungsten ratio.
  • Completely solid solution powder of the mixture or a mixed powder of two or more kinds of the completely solid solution powders were obtained by using together with the binder phase powder.
  • the time required for the Frank wear of the cutting tool to be 100, 200 and 300 mm is the result obtained by using SM45C as a work piece under the optimization conditions of each tool material.
  • the composition of alloy # 2.5 ⁇ 2.8 shows at least equal or superior abrasion resistance and cutting performance compared to conventional commercial WC-Co. It also shows that the cutting speed of the material and the cutting performance are changed with a certain relation. That is, the slower the cutting speed, the higher the abrasion resistance. The results also show that the use of cobalt is effective.
  • the target composition as shown in Table 8 is formed of a carbide, carbonitride or nitride of a metal selected from Group IVa, Va, and VIa of the periodic table, A powder composed of at least one of solid solution powders and a mixed powder of these powders were used together with a binder phase powder.
  • Table 8 shows the total carbon and nitrogen content, the total molybdenum and tungsten content, and the molybdenum to tungsten ratio in order to distinguish the composition showing the interface strengthening phenomenon, from the cutting speed of the sintered body manufactured by the above process mm / sec).
  • the target composition as shown in Table 9 is formed of carbide, carbonitride or nitride of a metal selected from group IVa, Va, and VIa of the periodic table, A powder composed of at least one of solid solution powders and a mixed powder of these powders were used together with a binder phase powder.
  • the target composition as shown in Table 10 is formed of a carbide, carbonitride or nitride of a metal selected from Group IVa, Va, and VIa of the periodic table, A powder composed of at least one of solid solution powders and a mixed powder of these powders were used together with a binder phase powder.
  • Table 10 shows the total content of carbon and nitrogen, the content of molybdenum and tungsten, and the ratio of molybdenum to tungsten in order to distinguish the composition showing the interface strengthening phenomenon, from the maximum cutting speed of the sintered body produced by the above- (mm / sec).
  • the target composition as shown in Table 11 is a powder composed of carbides, carbonitrides and nitrides of metals selected from Groups IVa, Va, and VIa of the periodic table, Was used together with the binder phase powder.
  • the total carbon and nitrogen content, the total molybdenum and tungsten content, and the molybdenum to tungsten ratio were measured at a maximum cutting speed (mm / min) of the sintered body produced by the above- sec).
  • the maximum cutting speed was close to ⁇ 0.150 mm / s, which is preferable even when the amount of the bonding phase was 8 to 11 wt%.
  • some of the compositions showed a high cutting speed of 2.000 mm / s or more, which is attributed to the pores in the sintered body due to the decrease of the bonding phase. In this case as well, it shows an increase in wear resistance due to the strengthening of the interfacial force as in the above embodiment.
  • the target composition as shown in Table 12 is a powder composed of carbides, carbonitrides and nitrides of metals selected from Groups IVa, Va, and VIa in the periodic table, As a binder phase powder, or a powder composed of at least one fully solid solution powder and a mixed powder thereof as a binder phase powder.
  • the total carbon and nitrogen content, the total molybdenum and tungsten content, and the molybdenum to tungsten ratio were measured at a maximum cutting speed (mm / min) of the sintered body produced by the above- sec).

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Abstract

주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족 금속으로부터 티타늄(Ti)을 포함하여 선택되는 둘 이상의 금속의 탄화물, 탄질화물, 또는 이들의 혼합물과, Ni, Co 및 Fe로 구성되는 그룹으로부터 선택되는 하나 이상의 금속을 포함하여 이루어지고 미세구조에 있어서 유심구조의 림과 결합상의 조성을 제어하여 계면 결합력이 강화된 것을 특징으로 하는 서멧트 소결체가 개시된다. 본 발명에 따르면, TiC계 또는 Ti(C,N)계 서멧트의 미세구조에 있어서 계면 결합력을 강화함으로써, 재료의 인성과 내마모성을 현저히 향상시키고 특성을 제어할 수 있다.

Description

탄화물계 내마모 복합소재
본 발명은 서멧트(cermet) 분말의 조성, 이 서멧트 분말을 소결한 서멧트에 관한 것이다. 더욱 상세하게는 기계 제조업과 자동차 공업 등 기계 산업 분야에 사용되는 고속 절삭 공구 재료, 베어링, 노즐, 금형 및 EDM(electronic distance measurement) 전극(electrode) 등 내마모성이 요구되는 소재로 사용되며, 전반적인 기계적 물성 중 특히 내마모성을 향상시킬 수 있는, 서멧트 조성 및 서멧트 소결체 에 관한 것이다.
기계 산업에 필요한 금속 절삭 가공 등에 활용되는 주된 절삭 공구 또는 내마모성 공구들에는, WC 계열의 초경합금, TiC나 Ti(C,N) 계열의 각종 서멧트, 기타 세라믹 또는 고속도강 등이 사용된다. 그 중에서 서멧트는, 일반적으로, 경질상인 TiC, Ti(C,N)과, 결합상인 Ni, Co, Fe 및 Al 등의 금속을 주성분으로 하며, 주기율표 중에서 IVa, Va, 그리고 VIa족 금속의 탄화물, 질화물, 그리고 탄질화물 등을 첨가물로 함유하는 세라믹-금속 복합 소결체를 말한다. 즉, 서멧트는 TiC나 Ti(C,N) 등 이외에 WC, NbC, TaC, Mo2C 등의 경질 세라믹 분말 및 이들을 결합하기 위한 기지상인 Co와 Ni 등의 금속 분말을 혼합하여, 이들을 진공, 질소 또는 수소 분위기 하에서 소결함으로써 제조된다.
TiC와 Ti(C,N)은 우수한 고강도 재료로써 많은 분야에 응용되어 왔다. 특히 TiC는 경도(Vicker's hardness)가 3,200kg/m2로 대단히 단단하고, 녹는점이 3,150℃ 내지 3,250℃로 상당히 높으며, 700℃까지는 비교적 우수한 내산화성을 가지고 있고, 내마모성, 내식성, 전자 방사성, 집광성 등 우수한 성질을 가지고 있으므로, 고속도 절삭 공구용 재료로서 WC-Co 합금과 경합하며 많이 사용되고 있다.
그러나, TiC를 이용하여 서멧트를 제조하는 경우, 소결시 액상 금속으로서 Ni 등 결합상 금속을 사용하게 되는데, 이 경우, WC-Co 조합에 비해서 적심각(wetting angle)이 크기 때문에, TiC의 급속한 입성장이 일어나게 되고, 이에 따라 인성이 떨어진다는 문제점을 갖고 있었다. 그럼에도 불구하고, 1956년 미국의 포드 자동차(Ford Motor)에서는 TiC-Mo2C-Ni 서멧트를 최초로 양산하였는데, 비록 그 인성이 크게 개선되지는 못하였지만, 정밀 가공을 위한 고경도 공구 재료로서 중삭(semi-finishing)과 정삭(finishing) 등에 사용되었다.
1960년대, 1970년대에는 TiC-Ni 서멧트 시스템이 가지고 있는 가장 큰 약점인 인성을 개선하고자 여러 종류의 원소를 첨가하는 시도가 있었는데, 뚜렷한 성과를 거두지는 못하였다. 그러던 중 1970년대, TiC에 TiN을 첨가함으로써 열역학적으로 보다 안정한 상(相)인 Ti(C,N)을 형성하게 되었으며, 이에 따라 인성을 어느 정도 개선할 수 있게 되었다. 즉, Ti(C,N)은 TiC에 비해서 미세한 조직을 가지고 있어서 인성이 개선될 수 있었고, 그 외에도 화학적 안정성, 기계적 충격 저항성을 향상할 수 있었다. 한편, 인성의 향상을 위해 WC, Mo2C, TaC, NbC 등 많은 첨가 탄화물을 사용하여 왔고, 지금까지도 Ti(C,N)-M1C-M2C-…-Ni/Co 형태의 제품들이 상용화되고 있다.
인성의 향상을 위해 첨가 탄화물을 적용하는 경우, TiC계 혹은 Ti(C,N)계 서멧트의 일반적인 미세구조는 도 1과 같이 유심구조(core/rim structure)로 관찰되는데, 이와 같은 유심구조의 경질상을 Ni, Co 등의 결합상이 둘러싸게 된다. 유심구조 중 코어(core)는 소결 중 액화된 금속 결합상(binder: Al, Ni, Co, Fe 등) 내에서 용해되지 않은 TiC 또는 Ti(C,N)으로써 고경도를 가지고 있는 조직이다. 반면에 이들 코어를 둘러싸고 있는 주변의 림(rim) 조직은 코어의 성분인 TiC 혹은 Ti(C,N)과 첨가 탄화물 및 질화물 간의 고용상(solid-solution : (Ti,M1…)C 혹은 (Ti,M1,M2 …)(C,N)으로 나타난다)으로, 경도보다는 고인성을 제공하는 조직이다. 이와 같이, 서멧트는 림 조직의 형성을 통하여, TiC-Ni 혹은 Ti(C,N)-Ni 같은 단순계 서멧트가 가지고 있던 치명적인 약점인 인성의 문제를 어느 정도 해결하였다.
특히 제조된 Ti-계 서멧트의 미세구조에서 발견되는 유심구조의 림은 보편적으로 (Ti,M1…)C 혹은 (Ti,M1…)(C,N) 형태의 조성이 도 1에서 보이는 다른 두 가지 림 즉, 내부림(inner rim)과 외부림(outer rim)으로 구성되어 있어, 외부림/결합상간의 계면을 비롯한 코어/내부림, 내부림/외부림 등 다양한 계면을 형성하게 된다. 코어, 림 등은 구성요소간 조성의 차이로 격자 크기(lattice parameter)가 다르게 되며 이 차이가 증가할수록 이들 계면간의 응력(stress)이 증가하게 되는데 계면 응력이 큰 경우 계면은 파괴를 용이하게 하는 파괴 근원(fracture origin) 또는 파괴 경로(fracture path)가 된다.
따라서 인성의 향상을 위한 다른 시도로 (Ti,M1,M2 …)(C,N)과 같은 완전 고용체 탄화물, 탄질화물 분말의 제조가 1980년대 이후로 관심 속에 연구되어 왔다. 여기서 완전 고용체는 X선 회절분석(XRD)에서 상 평형도에 따른 고용도 범위 내에서 형성된 고용체 탄화물, 탄질화물, 또는 질화물을 제외하고는 다른 단일상 탄화물, 탄질화물이 존재하지 않는 고용상으로만 구성되는 것을 의미한다. 따라서 완전 고용체 분말 또는 소결체내에서는 유심구조가 없거나, 있더라도 조성이 비슷하여 계면응력이 극소화되므로 인성이 높게 관찰된다.
완전 고용체 탄화물, 탄질화물 분말의 제조에 관해서는 Nippon Shinkinzoku KK에 의해 출원된 일본특허공개 소화58-213619 (복합탄질화물 고용체분말의 제조 방법, 1983.12.12 공개), 미쯔비시(Mitsubishi)에 의해 출원된 일본특허공개 소화58-213842호 (고강도 서멧트의 제조 방법, 1983.12.12), USP 5,166,103 (1992.11.24), 다우케미컬사의 USP 5,380,688 (Method for making submicrometer carbides, submicron solid solution carbides, and the material resulting therefrom, 1995.01.10), 다우케미컬사의 USP 5,756,410 (Method for making submicrometer transition metal carbonitrides, 1998.05.26), OMG Americas의 USP 6,007,598 (Metallic-carbide-group VIII metal powder and preparation methods thereof, 1999.12.28) 기술 등이 보고되었으나 모두 완전 고용체 제조에 성공하지는 못하였다.
또한, 최근 Treibach, H.C. Starck 등 서멧트 복합 소결체 분말 제조업체들이 (W,Ti)(CN)등의 고용체 분말을 제조, 판매하고 있으나 이 분말의 XRD 분석 결과와 소결체의 미세구조를 살펴보면 이 분말들도 완전 고용체가 아닌 유심구조나 WC를 포함한 분말인 것으로 나타나, 현재까지 (Ti,W)C, (Ti,W)(CN) 등 완전 고용상으로 이루어진 탄화물, 탄질화물 고용체 분말이 상업화되지 아니하였다.
그리고, 한국과학기술연구원의 대한민국 특허등록 제10-0528046호 (균일한 고용체 입자구조를 갖는 초미세 결정립 서메트 제조 방법, 2005.11.04 등록) 및 미국 특허공보 US 2005/0047950 A1(2005.03.03 공개)에 의하면, Ti, 전이금속(TM), C, Ni 및 Co 원소 분말들을 혼합하고 분쇄하여 분쇄과정에서 직접 상기 재료의 고용체인 (Ti,TM)C-(Ni,Co) 분말을 제조하는 방법을 개시하였다.
고용체 분말제조에 관한 기술의 일반적인 내용은 본 발명자의 대한민국 특허등록 제10-0626224호 (고용체 분말, 그 제조 방법, 상기 고용체 분말을 포함하는 서멧트용 분말, 그 제조 방법 및 상기 서멧트용 분말을 이용한 서멧트), PCT/KR2008/007698 등에 기재되어 있다. 여기에는 해당 금속 원소의 산화물과 탄소를 혼합(나노 크기의 금속산화물을 사용하는 경우)하거나, 혼합 및 고에너지 분쇄 후 1,000℃ 내지 1,500℃의 상대적으로 낮은 온도에서 환원, 탄화, 질화하여 고용체 탄화물 및 탄질화물을 제조하는 방법이 기재되어 있다.
또한 완전 고용체 분말의 응용의 기술로는 본 발명자의 대한민국 특허등록 제10-0904234호(인성이 향상된 세라믹스, 그 제조방법, 인성이 향상된 서멧트, 그 제조방법, 2009.06.16), 특허출원 제10-2007-0017564호 (고인성 서멧트 및 그 제조 방법), PCT/KR2007/003814 등이 있다. 여기에는 대한민국 특허등록 제10-0626224호 등에 기재된 고용체 분말을 일반적인 탄화물 또는 탄질화물과 혼합하여 제조한 혼합 분말을 사용하는 경우에 일반적인 탄화물 또는 탄질화물만을 사용하는 것에 비해 고용상의 부피 분율이 현저히 증가되는 것이 기재되어 있다.
이와 같이, 일반적으로 제조된 Ti-계 서멧트의 경우 미세구조에서 발견되는 유심구조는 TiC 혹은 Ti(CN)의 코어, (Ti,M1…)C 혹은 (Ti,M1…)(C,N) 형태의 조성이 다른 두 가지 림 즉, 내부림과 외부림으로 구성되어 있으며, 외부림/결합상간의 계면을 비롯한 코어/내부림, 내부림/외부림 등 다양한 계면을 형성하게 된다. 그러나 코어, 림 등 구성요소간 조성의 차이는 격자 크기 차이를 초래하게 되고, 이 크기 차이들이 더욱 증가하여 이들 계면간의 응력이 증가하는 경우 파괴가 가능한 원인과 경로를 제공하게 된다.
또한 유심구조의 림(세라믹) 조직과 결합상(금속)의 계면 결합력이 대체적으로 낮아 인성의 향상 정도가 항상 제한적이었으며 계면 파괴로 인해 절삭 응용 중 코어 성분의 경질상 TiC 혹은 Ti(C,N) 자체가 금속 결합상에서 분리되어 소재 자체가 소유하고 있는 내마모 성능이 최대한으로 발휘되지 않는다는 문제점이 있다.
고용상 림 조성과 결합상의 조성이 소결 중에 용해/재석출 현상에 따라 각각 결정되며, 이는 사용 분말의 초기 조성, 소결 온도와 시간 및 소결 분위기 등 소결 조건에 밀접하게 연관되어 있으므로 코어와 림, 내부림과 외부림, 그리고 외부림과 결합상 사이의 결합력 제어가 난해하다. Ti계 탄화물, 탄질화물 및 질화물 등을 중심 소재로 제조한 서멧트에서 실질적인 고인성 및 내마모성을 달성하기 위해, 계면간의 결합력을 림의 조성과 초기 분말의 상 안정성(thermodynamic stability of phase) 정도를 이용하여 제어하므로 상용 WC-Co에 상응할 수 있는 소재 기술이 이때까지 제공된 바 없었다.
본 발명에서는, 종래 TiC계, Ti(C,N)계 서멧트가 가지는 고경도 및 내마모성 향상에 따른 저인성의 문제를 일차적으로 해결하고 Ti계 탄화물, 탄질화물을 중심 소재로 실질적인 내마모성을 달성하기 위해, TiC계 또는 Ti(C,N)계 복합 분말의 소결체에 있어서 초기에 사용할 탄화물, 탄질화물 및 질화물 등 분말 조성의 상 안정성 정도를 사용하여 림의 조성과 격자 상수 등을 제어함으로써 유심구조내 각 계면간의 결합력을 강화시켜, 서멧트 재료의 특징인 내마모성과 인성을 실질적으로 크게 향상시키므로, 요구되는 특성을 가진 서멧트 소결체를 제공할 수 있도록 하는 탄화물계 내마모 복합소재를 제공하고자 한다.
상기의 과제를 해결하기 위하여, 본 발명에서는 (i) 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 티타늄(Ti)을 포함하여 선택되는 셋 이상의 금속의 탄화물, 탄질화물, 질화물 또는 이들의 혼합물; 및 (ii) Ni, Co, Fe 및 Al로 구성되는 그룹으로부터 선택되는 하나 이상의 결합상 금속;을 포함하여 이루어진 혼합 분말을 사용하여 제조된 소결체로서, 탄소(C)와 질소(N)의 총 함량이 11.5~14.5무게%이면서 질소(N)의 함량이 4.5무게% 이상이고, 텅스텐(W)과 몰리브데늄(Mo)의 총 함량이 20.0~35.0무게%이면서 몰리브데늄(Mo)/텅스텐(W)의 무게비가 0.35~1.75이며, 티타늄(Ti)의 함량이 35.0~50.0무게%이고, 결합상의 총 함량이 1.0~30.0무게%인 조성의 서멧트 소결체를 제공한다. 이 서멧트 소결체는 계면력이 강화된 유심구조의 서멧트 소결체이다.
상기 조성에 주기율표 IVa, Va, 및 VIa족 금속 중 텅스텐(W)과 몰리브데늄(Mo)을 제외한 하나 이상의 금속이 1.5~10.0무게% 범위 내에서 더 첨가될 수 있다.
본 발명에서는 (i) 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 선택되는 금속의 탄화물, 탄질화물, 질화물 또는 이들의 혼합물로 이루어진 분말 또는 이 분말을 두 종류 이상 혼합한 혼합 분말; (ii) 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 선택되는 둘 이상의 금속의 탄화물, 탄질화물, 질화물 또는 이들의 혼합물로 이루어진 완전 고용체 분말 또는 이 완전 고용체 분말을 두 종류 이상 혼합한 혼합 분말; 및 (iii) Ni, Co, Fe 및 Al로 구성되는 그룹으로부터 선택되는 하나 이상의 결합상 금속 분말;을 포함하여 이루어진 혼합 분말을 사용하여 제조된 서멧트 소결체도 제공한다. 이 서멧트 소결체도 계면력이 강화된 유심구조의 서멧트 소결체이다.
본 발명에서는 또한, (i) 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 티타늄(Ti)을 포함하여 선택되는 금속의 탄화물, 탄질화물, 질화물 또는 이들의 혼합물로 이루어진 분말 또는 이 분말을 두 종류 이상 혼합한 혼합 분말; (ii) 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 선택되는 둘 이상의 금속의 탄화물, 탄질화물, 질화물 또는 이들의 혼합물로 이루어진 완전 고용체 분말 또는 이 완전 고용체 분말을 두 종류 이상 혼합한 혼합 분말; 및 (iii) Ni, Co, Fe 및 Al로 구성되는 그룹으로부터 선택되는 하나 이상의 결합상 금속 분말;을 포함하여 이루어진 혼합 분말을 사용하여 제조된 소결체로서, 탄소(C)와 질소(N)의 총 함량이 11.0~17.0무게%이면서 질소(N)의 함량이 4.0무게% 이상인 조성의 서멧트 소결체도 제공한다. 이 서멧트 소결체도 계면력이 강화된 유심구조의 서멧트 소결체이다.
본 발명에서는 또한 (i) 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 티타늄(Ti)을 포함하여 선택되는 금속의 탄화물, 탄질화물, 질화물 또는 이들의 혼합물로 이루어진 분말 또는 이 분말을 두 종류 이상 혼합한 혼합 분말; (ii) 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 티타늄(Ti)을 포함하여 선택되는 둘 이상의 금속의 탄화물, 탄질화물, 질화물 또는 이들의 혼합물로 이루어진 완전 고용체 분말 또는 이 완전 고용체 분말을 두 종류 이상 혼합한 혼합 분말; 및 (iii) Ni, Co, Fe 및 Al로 구성되는 그룹으로부터 선택되는 하나 이상의 결합상 금속 분말;을 포함하여 이루어진 혼합 분말을 사용하여 제조된 소결체로서, 탄소(C)와 질소(N)의 총 함량이 11.0~17.0무게%이면서 텅스텐(W)과 몰리브데늄(Mo)의 총 함량이 15.0~40.0무게%인 조성의 서멧트 소결체도 제공한다. 이 서멧트 소결체도 계면력이 강화된 유심구조의 서멧트 소결체이다.
본 발명에서는 (i) 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 티타늄(Ti)을 포함하여 선택되는 금속의 탄화물, 탄질화물, 질화물 또는 이들의 혼합물로 이루어진 분말 또는 이 분말을 두 종류 이상 혼합한 혼합 분말; (ii) 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 티타늄(Ti)을 포함하여 선택되는 둘 이상의 금속의 탄화물, 탄질화물, 질화물 또는 이들의 혼합물로 이루어진 완전 고용체 분말 또는 이 완전 고용체 분말을 두 종류 이상 혼합한 혼합 분말; 및 (iii) Ni, Co, Fe 및 Al로 구성되는 그룹으로부터 선택되는 하나 이상의 결합상 금속 분말;을 포함하여 이루어진 혼합 분말을 사용하여 제조된 소결체로서, 탄소(C)와 질소(N)의 총 함량이 11.0~15.0무게%이고 텅스텐(W)과 몰리브데늄(Mo)의 총 함량이 20.0~35.0무게%이며 티타늄(Ti)의 함량이 35.0~50.0무게%이고, 결합상의 총 함량이 1.0~30.0무게%인 조성의 서멧트 소결체도 제공한다. 이 서멧트 소결체도 역시 계면력이 강화된 유심구조의 서멧트 소결체이다.
본 발명은, 종래 TiC계, Ti(C,N)계 서멧트가 가지는 고경도 및 내마모성 향상에 따른 저인성의 문제를 해결하고 Ti계 탄화물, 탄질화물을 중심 소재로 실질적인 내마모성을 달성하기 위해, TiC계 또는 Ti(C,N)계 복합 분말의 소결체에 있어서 초기 분말의 상 안정성을 이용하여 림의 조성과 결합상의 조성을 제어한다.
본 발명에 따르면, 림의 조성을 제어함으로써 유심구조내 림 계면과 같은 다양한 계면간의 결합력을 현저히 증가시켜 서멧트 재료의 특징인 내마모성과 인성을 실질적으로 크게 향상시키거나, 요구되는 특성을 가진 서멧트 소결체를 제공할 수 있다.
도 1은 일반적인 상용 서멧트 복합소재의 미세구조이다.
도 2는 본 발명에 따른 서멧트 소결체 제조방법의 순서도이다.
이하 첨부된 도면과 실시의 예들을 통하여 본 발명을 더욱 상세히 설명하고자 한다. 다음에 설명되는 실시예는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 상술되는 실시예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명의 실시예는 당 업계에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 보다 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
본 발명에서 말 하는 상 안정성을 이용한 계면력 강화는 다음과 같다. 여러 탄화물, 탄질화물, 질화물 등을 사용하여 액상 소결 방법으로 소결체를 제조하는 경우 해당 소재들은 소재 고유의 형성 자유에너지(free energy of formation) 정도에 따라 소결 중 용해 속도가 결정된다. 따라서 이 소재들이 용해되어 석출하면서 고용체(림)를 형성할 때 그 조성은 각 탄(질)화물의 용해 속도(자유에너지 혹은 상 안정성)의 차이와 소재의 초기 첨가량에 의해 결정된다. 따라서 이 변수들을 조정함으로써 조성 및 계면 상의 격자 상수 차이를 낮추어 계면력을 강화시키는 방법을 말한다.
도 2는 본 발명에 따른 서멧트 소결체 제조방법의 순서도이다.
먼저 TiC계 또는 Ti(C,N)계 복합 분말의 소결체에 있어서 초기에 사용할 탄화물, 탄질화물 및 질화물 등 분말 조성의 상 안정성 정도를 사용하여 림의 조성과 격자 상수 등을 제어할 수 있도록 각 원소의 함량과 조성, 분말 종류를 고려하여 원료 분말을 준비한다(단계 s1).
이러한 분말을 성형하고 소결한다(단계 s2).
이와 같이 본 발명에서는 상 안전성을 이용함으로써 소결체내 유심구조 안의 각 계면간의 결합력을 강화시킨 서멧트 제조가 가능하다(단계 s3).
본 발명의 일 구성에 따른 서멧트 소결체는 (i) 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 티타늄(Ti)을 포함하여 선택되는 셋 이상의 금속의 탄화물, 탄질화물, 질화물 또는 이들의 혼합물; 및 (ii) Ni, Co, Fe 및 Al로 구성되는 그룹으로부터 선택되는 하나 이상의 결합상 금속;을 포함하여 이루어진 혼합 분말을 사용하여 제조된 소결체로서, 탄소(C)와 질소(N)의 총 함량이 11.5~14.5무게%이면서 질소(N)의 함량이 4.5무게% 이상이고, 텅스텐(W)과 몰리브데늄(Mo)의 총 함량이 20.0~35.0무게%이면서 몰리브데늄(Mo)/텅스텐(W)의 무게비가 0.35~1.75이며, 티타늄(Ti)의 함량이 35.0~50.0무게%이고, 결합상의 총 함량이 1.0~30.0무게%인 조성으로, 계면 특성이 상 안정성에 의해 제어되어 계면력이 강화된 유심구조의 서멧트 소결체이다.
이러한 서멧트는 Ti(C,N), TiC, TiN 등 Ti-계 탄화물, 탄질화물 혹은 질화물 중 적어도 어느 하나를 포함하고 WC, Mo2C, TaC, NbC, ZrC, ZrN, HfN, TaN, NbN 등 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 선택되는 둘 이상의 금속의 탄화물, 탄질화물, 질화물 또는 이들의 혼합물과 Al, Ni, Co 및 Fe으로 구성된 그룹으로부터 하나 또는 그 이상 선택된 결합상 금속의 탄화물, 탄질화물 서멧트 혼합 분말로 이루어지며 이의 소결체는 TiC 혹은 Ti(C,N)의 코어를 가질 수 있다.
이러한 서멧트는 상기 조성에 주기율표 IVa, Va, 및 VIa족 금속 중 텅스텐(W)과 몰리브데늄(Mo)을 제외한 하나 이상의 금속이 1.5~10.0무게% 범위 내에서 더 첨가될 수 있다.
이상에 제시한 바와 같이, 본 발명은 탄화물, 탄질화물, 질화물 또는 이들의 혼합물 분말을 사용하여 림과 결합상의 조성을 제어하는 방법에 의해 계면 결합력을 강화시켜, TiC계 또는 Ti(C,N)계 서멧트의 내마모성 향상에 따른 저인성화의 문제점을 완화하고 특성을 현저히 향상시킬 수 있다.
본 발명의 다른 구성에 따른 서멧트 소결체는, (i) 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 선택되는 금속의 탄화물, 탄질화물, 질화물 또는 이들의 혼합물로 이루어진 분말 또는 이 분말을 두 종류 이상 혼합한 혼합 분말; (ii) 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 선택되는 둘 이상의 금속의 탄화물, 탄질화물, 질화물 또는 이들의 혼합물로 이루어진 완전 고용체 분말 또는 이 완전 고용체 분말을 두 종류 이상 혼합한 혼합 분말; 및 (iii) Ni, Co, Fe 및 Al로 구성되는 그룹으로부터 선택되는 하나 이상의 결합상 금속 분말;을 포함하여 이루어진 혼합 분말을 사용하여 제조된 서멧트 소결체로 계면력이 강화된 유심구조의 서멧트 소결체이다.
본 발명에 따른 혼합 분말에 있어서, 상기 완전 고용체 분말은 X선 회절분석에서 상평형도에 따른 고용도 범위 내에서 형성된 고용체 탄화물, 탄질화물, 또는 질화물 등을 제외하고는 다른 단일상이 존재하지 않는 고용상으로만 구성된 분말을 의미한다.
본 발명에 따른 혼합 분말에 있어서, 상기 고용체 분말은 원료로서 대한민국 특허등록 제10-0626224호와 PCT/KR2008/007698에 기재되어 있는 바와 같은 방법으로 금속의 산화물을 환원 및 탄화 혹은 환원, 탄화 및 질화시켜 제조된 것이 바람직하다.
또한 혼합 분말에 있어서는 대한민국 특허등록 제10-0904234호, 특허출원 제10-2007-0017564호 및 PCT/KR2007/003814에 기재되어 있는 바와 같은 방법으로 제조된 것이 바람직하다.
이러한 서멧트는 (i) Ti(C,N), TiC, ZrC, HfC, TiN, ZrN, WC, Mo2C, TaC, NbC 등의 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 선택되는 금속의 일반 탄화물, 탄질화물, 질화물 중 적어도 한 가지 이상의 분말 또는 이들의 혼합 분말과 (ii) (M1,M2)C, (M1,M2,M3)C, (M1,M2)(CN), (M1,M2,M3)(CN) 등과 같이 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 선택되는 둘 이상의 금속의 완전 고용체 탄화물, 탄질화물, 질화물 중 적어도 한 가지 이상의 고용체 분말 또는 이들의 혼합 분말과,(iii) Ni, Co, Al 및 Fe로 구성되는 그룹으로부터 선택되는 하나 이상의 금속을 포함하여 이루어지는 혼합 서멧트 분말의 소결체이며 이 소결체는 Ti(C,N)의 코어를 대체적으로 가질 수 있다.
본 발명의 또 다른 구성에 따른 서멧트 소결체는 (i) 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 티타늄(Ti)을 포함하여 선택되는 금속의 탄화물, 탄질화물, 질화물 또는 이들의 혼합물로 이루어진 분말 또는 이 분말을 두 종류 이상 혼합한 혼합 분말; (ii) 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 선택되는 둘 이상의 금속의 탄화물, 탄질화물, 질화물 또는 이들의 혼합물로 이루어진 완전 고용체 분말 또는 이 완전 고용체 분말을 두 종류 이상 혼합한 혼합 분말; 및 (iii) Ni, Co, Fe 및 Al로 구성되는 그룹으로부터 선택되는 하나 이상의 결합상 금속 분말;을 포함하여 이루어진 혼합 분말을 사용하여 제조된 소결체로서, 탄소(C)와 질소(N)의 총 함량이 11.0~17.0무게%이면서 질소(N)의 함량이 4.0무게% 이상인 조성으로 계면력이 강화된 유심구조의 서멧트 소결체이다.
이러한 서멧트는 (i) Ti(C,N), TiC, ZrC, HfC, TiN, ZrN, WC, Mo2C, TaC, NbC 등의 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 티타늄(Ti)을 포함하여 선택되는 금속의 일반 탄화물, 탄질화물, 질화물 중 적어도 한 가지 이상의 분말 또는 이들의 혼합 분말과 (ii) (M1,M2)C, (M1,M2,M3)C, (M1,M2)(CN), (M1,M2,M3)(CN) 등과 같이 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 선택되는 둘 이상의 금속의 완전 고용체 탄화물, 탄질화물, 질화물 중 적어도 한 가지 이상의 고용체 분말 또는 이들의 혼합 분말과,(iii) Ni, Co, Al 및 Fe로 구성되는 그룹으로부터 선택되는 하나 이상의 금속을 포함하여 이루어지는 혼합 서멧트 분말의 소결체이며 이 소결체는 Ti(C,N)의 코어를 대체적으로 가질 수 있다.
이러한 서멧트는 상기 조성에 Ni, Co, Al 및 Fe 중 하나 이상의 금속이 1.0~30.0무게% 범위 내에서 첨가된 것일 수 있다.
본 발명의 또 다른 구성에 따른 서멧트 소결체는 (i) 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 티타늄(Ti)을 포함하여 선택되는 금속의 탄화물, 탄질화물, 질화물 또는 이들의 혼합물로 이루어진 분말 또는 이 분말을 두 종류 이상 혼합한 혼합 분말; (ii) 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 티타늄(Ti)을 포함하여 선택되는 둘 이상의 금속의 탄화물, 탄질화물, 질화물 또는 이들의 혼합물로 이루어진 완전 고용체 분말 또는 이 완전 고용체 분말을 두 종류 이상 혼합한 혼합 분말; 및 (iii) Ni, Co, Fe 및 Al로 구성되는 그룹으로부터 선택되는 하나 이상의 결합상 금속 분말;을 포함하여 이루어진 혼합 분말을 사용하여 제조된 소결체로서, 탄소(C)와 질소(N)의 총 함량이 11.0~17.0무게%이면서 텅스텐(W)과 몰리브데늄(Mo)의 총 함량이 15.0~40.0무게%인 조성으로 계면력이 강화된 유심구조의 서멧트 소결체이다.
이러한 서멧트는 (i) Ti(C,N), TiC, ZrC, HfC, TiN, ZrN, WC, Mo2C, TaC, NbC 등의 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 티타늄(Ti)을 포함하여 선택되는 금속의 일반 탄화물, 탄질화물, 질화물 중 적어도 한 가지 이상의 분말 또는 이들의 혼합 분말과 (ii) (Ti,M1)C, (Ti,M1,M2)C, (Ti,M1)(CN), (Ti,M1,M2)(CN) 등과 같이 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 티타늄(Ti)을 포함하여 선택되는 둘 이상의 금속의 완전 고용체 탄화물, 탄질화물, 질화물 중 적어도 한가지 이상의 고용체 분말 또는 이들의 혼합 분말과,(iii) Ni, Co, Al 및 Fe로 구성되는 그룹으로부터 선택되는 하나 이상의 금속을 포함하여 이루어지는 혼합 서멧트 분말의 소결체이며 이 소결체는 Ti(C,N)의 코어를 대체적으로 가질 수 있다.
이러한 서멧트는 상기 조성에 Ni, Co, Al 및 Fe 중 하나 이상의 금속이 1.0~30.0무게% 범위 내에서 첨가된 것일 수 있다.
본 발명의 또 다른 구성에 따른 서멧트 소결체는 (i) 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 티타늄(Ti)을 포함하여 선택되는 금속의 탄화물, 탄질화물, 질화물 또는 이들의 혼합물로 이루어진 분말 또는 이 분말을 두 종류 이상 혼합한 혼합 분말; (ii) 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 티타늄(Ti)을 포함하여 선택되는 둘 이상의 금속의 탄화물, 탄질화물, 질화물 또는 이들의 혼합물로 이루어진 완전 고용체 분말 또는 이 완전 고용체 분말을 두 종류 이상 혼합한 혼합 분말; 및 (iii) Ni, Co, Fe 및 Al로 구성되는 그룹으로부터 선택되는 하나 이상의 결합상 금속 분말;을 포함하여 이루어진 혼합 분말을 사용하여 제조된 소결체로서, 탄소(C)와 질소(N)의 총 함량이 11.0~15.0무게%이고 텅스텐(W)과 몰리브데늄(Mo)의 총 함량이 20.0~35.0무게%이며 티타늄(Ti)의 함량이 35.0~50.0무게%이고, 결합상의 총 함량이 1.0~30.0무게%인 조성으로 계면력이 강화된 유심구조의 서멧트 소결체이다.
이러한 서멧트는 (i) Ti(C,N), TiC, ZrC, HfC, TiN, ZrN, WC, Mo2C, TaC, NbC 등의 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 티타늄(Ti)을 포함하여 선택되는 금속의 일반 탄화물, 탄질화물, 질화물 중 적어도 한 가지 이상의 분말 또는 이들의 혼합 분말과 (ii) (Ti,M1)C, (Ti,M1,M2)C, (Ti,M1)(CN), (Ti,M1,M2)(CN) 등과 같이 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 티타늄(Ti)을 포함하여 선택되는 둘 이상의 금속의 완전 고용체 탄화물, 탄질화물, 질화물 중 적어도 한 가지 이상의 고용체 분말 또는 이들의 혼합 분말과,(iii) Ni, Co, Al 및 Fe로 구성되는 그룹으로부터 선택되는 하나 이상의 금속을 포함하여 이루어지는 혼합 서멧트 분말의 소결체이며 이 소결체는 Ti(C,N)의 코어를 대체적으로 가질 수 있다.
이러한 서멧트는 전체 조성 중 질소의 함량이 4.0무게% 이상인 것이 바람직하다.
이러한 서멧트는 전체 조성 중 질소의 함량이 4.0무게% 이상이며 몰리브데늄(Mo)/텅스텐(W)의 무게가 0.30~2.0인 것이 바람직하다.
이러한 서멧트는 전체 조성 중 질소의 함량이 4.0무게% 이상이며 몰리브데늄(Mo)/텅스텐(W)의 무게비가 0.30~2.0 이고, 상기 주기율표 IVa, Va, 및 VIa족 금속 중 텅스텐(W)과 몰리브데늄(Mo)을 제외한 하나 이상의 금속이 1.0~15.0무게% 범위 내에서 첨가된 것이 바람직하다.
이상에 제시한 바와 같이, 본 발명은 상용의 탄화물, 탄질화물, 질화물 분말, 또는 이러한 상용 분말에 완전 고용상인 고용체 분말을 혼합한 혼합 분말, 또는 이상의 고용체 분말을 포함한 혼합 분말에 결합상을 혼합한 혼합 서멧트 분말을 제안하여, TiC계 또는 Ti(C,N)계 서멧트에서의 조성 제어를 통한 계면 강화로 인성 및 내마모성 특성을 현저히 향상시키고 미세구조를 현격히 제어하는 것이다.
실시예 1
실시의 예로써 상 안정성을 이용한 계면력이 강화되어 내마모성이 향상되도록 표 1과 같은 목표 조성을 (i) 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 선택되는 금속의 탄화물, 탄질화물, 질화물 또는 이들의 혼합물로 이루어진 분말 또는 이 분말을 두 종류 이상 혼합한 혼합 분말; (ii) 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 선택되는 둘 이상의 금속의 탄화물, 탄질화물, 질화물 또는 이들의 혼합물로 이루어진 완전 고용체 분말 또는 이 완전 고용체 분말을 두 종류 이상 혼합한 혼합 분말; 및 (iii) Ni, Co, Fe 및 Al로 구성되는 그룹으로부터 선택되는 하나 이상의 결합상 금속 분말;을 포함하여 이루어진 혼합 분말을 사용하여 확보하였다.
이들의 분말을 볼밀(ball mill)을 이용하여 180rpm의 속도에서 에탄올을 사용하여 습식으로 20시간 동안 혼합한 후 건조하고 1cm 직경의 디스크와 절삭공구용 SNG 타입으로 성형하여 흑연 진공로에서 1510℃로 1시간 진공 소결하였다.
표 1
alloy # Ti W Mo Ta Nb C N Ni Co total C+N W+Mo Mo/W
0.1. 39.78 19.20 8.47 6.94 5.61 20.00 100.00 12.56 27.67 0.44
0.2. 40.23 19.62 7.53 7.14 5.48 20.00 100.00 12.62 27.15 0.38
0.3. 39.78 19.20 8.44 6.97 5.61 20.00 100.00 12.59 19.20 0.00
0.4. 40.23 19.62 7.50 7.17 5.48 20.00 100.00 12.65 19.62 0.00
상기 조성 소결체의 경도 및 인성 검사를 위해 디스크 시편을 준비하고 Vickers 경도와 Indentation을 사용하여 Shetty의 공식에 따라 인성을 측정하였다.
내마모성 검사를 위해 소결체의 두께가 3.7~3.8mm가 되게 시편을 준비하고 3200rpm 속도로 회전하는 다이아몬드 wheel(Buhler, 352CA)에 직각으로 급송(feed)된 시편의 최대 절단 속도(maximum sample feeding rate)를 측정하였다.
표 2는 상기 표 1 목표 조성을 바탕으로 상기 과정에 의해 제조된 소결체 및 비교를 위한 상용 WC-Co 소결체의 절단속도(mm/sec) 및 기계적 특성 결과이다.
표 2
alloy # Speed(mm/s) Thickness(mm) Hv, KIc(GPa, MPam1/2)
상용 WC-Co 0.31 3.8 14.0, 9.0
0.1. 0.09 3.7 10.9, 10.1
0.2. 0.12 3.7 10.4, 9.8
0.3. 0.46 3.7 9.7, 10.6
0.4. 0.40 3.7 9.3, 10.6
이 실험으로부터, 본 발명에서와 같이 고용체 분말을 사용한 소결체의 경우 조성(alloy #0.1.~0.2. vs.#0.3~0.4)에 따라 상용 WC-Co에 비해 절단의 속도가 현격히 감소되거나 증가되는 것을 볼 수 있다. 이는 소재내 존재하는 탄화물의 내마모성이 조성에 의한 계면력의 향상 정도에 따라 다르게 나타나는 것으로 해석된다.
즉, 동일한 탄화물 또는 탄질화물 코어 소재를 사용하는 경우에도 림의 조성에 따라 계면 결합력이 증가하면 코어 소재가 절삭 중에도 소결체의 매트릭스(matrix) 안에 오랫동안 보존되어 내마모성을 증가시키게 되는 것이다.
상기 소결체의 절단속도 및 기계적 특성이 공구 절삭 성능과 가지는 관계를 파악하기 위해 표 1의 조성으로 SNG 타입의 절삭 공구를 제조하고 공구산업계의 일반적인 방법에 따라 공구 표면을 가공한 후 각 공구의 절삭 최적화 조건을 결정하였다. Ti-계 서멧트(alloy #0.1.과 0.3.)의 절삭 최적화 조건은 V=200m/min, F=0.1mm/rev, D=0.2mm이었으며, D사의 상용 P20 WC-Co의 절삭 최적화 조건은 V=309m/min, F=0.19mm/rev, D=0.464mm으로 밝혀졌다.
표 3은 표 1의 조성으로 만든 서멧트 절삭 공구와 상용 WC-Co의 절삭공구의 Frank 마모(wear) 정도가 100, 200 그리고 300mm일 때까지 걸린 시간을 각 공구 소재의 최적화 조건에서 SM45C를 피삭제(work piece)로 사용하여 정리한 결과이다. 또한 괄호( )내에 표시한 값은 D사의 상용 P20 WC-Co 공구의 절삭 최적화 조건(V=309 m/min, F=0.19mm/rev, D=0.464mm)을 두 소재에 동일하게 사용하고 상기 소재들의 절삭성능을 절삭 양(cutting volume, mm3)으로 평가한 값이다.
표 3
alloy # Time for 100mm frank wear(x104 sec) Time for 200mm frank wear (x104 sec) Time for 300mm frank wear (x104 sec)
WC-Co 0.20 (0.68 x105mm3) 0.35 (1.20 x105mm3) 0.51 (1.85 x105mm3)
0.1. 0.24~0.90 (>0.56 x105mm3) 0.5~2.0 (>1.92 x105mm3) 0.53~2.40(>2.60 x105mm3)
0.3. 0.03 0.13 0.22
상기의 결과에 의하면 alloy #0.1. 조성은 기존 상용 WC-Co와 비교하여 적어도 대등하거나 월등한 내마모성 및 절삭 성능을 보여준다. 또한 표 2와 3을 같이 비교하면 비슷한 원소로 구성된 조성 내에서 준비된 소재의 절단 속도와 절삭 성능이 일정한 관련성을 가지고 변한다는 사실을 보여주고 있다. 즉, 절단속도가 느릴수록 내마모성이 높고 공구수명이 길어진다는 사실을 밝히고 있다. 이 결과에서 절삭 성능의 차이는 적어도 계면 림의 조성을 포함한 전체 조성에 연관되어 있다는 사실과 절단속도 측정에 의한 절삭성능 예측의 가능성을 보여준다.
실시예 2
상기 사실들을 규명하기 위해 실시예 1의 결과에 따라 상 안정성을 이용한 계면력이 강화되어 내마모성이 향상되도록 표 4와 같은 목표 조성을 (i) 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 티타늄(Ti)을 포함하여 선택되는 셋 이상의 금속의 탄화물, 탄질화물, 질화물 또는 이들의 혼합물; 및 (ii) Ni, Co, Fe 및 Al로 구성되는 그룹으로부터 선택되는 하나 이상의 결합상 금속;을 포함하여 이루어진 혼합 분말을 사용하여 확보하거나, 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 선택되는 둘 이상의 금속의 탄화물, 탄질화물, 질화물 또는 이들의 혼합물로 이루어진 완전 고용체 분말 또는 이 완전 고용체 분말을 두 종류 이상 혼합한 혼합 분말을 결합상 분말과 같이 사용하여 목표 조성을 확보하였다.
이들의 분말을 실시예 1과 동일 방법으로 소결하고 준비한 시편의 최대 절단 속도를 측정하였다.
표 4에서는 계면 강화 현상을 나타내는 조성의 구분을 위해 총 탄소 및 질소의 함량, 총 몰리브데늄 및 텅스텐의 함량, 그리고 몰리브데늄 대 텅스텐의 비율을 상기 과정에 의해 제조된 소결체의 최대 절단속도와 함께 나타내었다.
표 4
alloy # Ti W Mo Ta Nb C N Ni Co total Speed(mm/sec) C+N W+Mo Mo/W
Ref(0.1.) 39.78 19.20 8.47 6.94 5.61 20.00 100.00 0.090 12.56 27.67 0.44
1.1. 40.48 18.37 8.47 7.03 5.66 20.00 100.00 0.100 12.68 26.84 0.46
1.2. 38.04 21.25 8.47 6.73 5.51 20.00 100.00 >0.110 12.24 29.72 0.40
1.3. 39.78 17.51 10.16 6.94 5.61 20.00 100.00 0.105 12.55 27.67 0.58
1.4. 39.78 15.82 11.86 6.94 5.61 20.00 100.00 0.085 12.55 27.67 0.75
1.5. 40.01 19.20 8.47 8.76 3.56 20.00 100.00 0.140 12.32 27.67 0.44
1.6. 39.55 19.20 8.47 5.15 7.64 20.00 100.00 0.040 12.79 27.67 0.44
1.9.(0.2.) 40.23 19.62 7.53 7.14 5.48 20.00 100.00 0.120 12.62 27.15 0.38
1.7.(C) 39.32 18.77 9.41 6.74 5.75 20.00 100.00 0.140 12.49 28.19 0.50
1.11.(0.1.C) 40.13 19.62 7.62 6.96 5.66 20.00 100.00 <0.140 12.63 27.24 0.39
1.12.(0.2.C) 40.11 19.71 7.53 6.78 5.87 20.00 100.00 <0.125 12.65 27.24 0.38
1.8.WC-Co 84.78 5.22 10 100.00 0.310
1.13.(CS) 26.63 43.83 9.54 20.00 100.00 0.250 9.54 43.83 0.00
(C: 고용체를 사용하지 않은 경우, CS: 고용체만 사용한 경우, WC-Co: K사 상용)
표 4의 alloy # 1.1.~1.9.은 고용체 분말과 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 선택되는 금속의 탄화물, 탄질화물, 질화물 중 적어도 둘 이상으로 구성된 분말 또는 이들의 혼합 분말을 혼합하여 사용한 경우로 alloy # 1.5.의 결과를 제외하고는 alloy # 0.1.과 대등한 절단속도를 보여 주었다. 또한 질소의 양이 증가할 때 내마모성이 증가하는 사실을 보여준다.
이상의 결과는 일반적으로 질소의 양이 중요한 변수로서 절단 속도를 결정할 수 있다는 것을 의미한다.
또한 고용체를 전혀 사용하지 않고 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 선택되는 금속의 탄화물, 탄질화물, 질화물 중 적어도 셋 이상으로 구성된 분말만을 혼합하여 alloy # 0.1.~1.9.그룹과 비슷한 조성을 확보한 경우(alloy # 1.7, 11, 12)에는 고용체를 사용한 경우보다 절단속도가 증가되는 것을 보여준다. 그러나 그 증가로 인해 내마모성이 현격히 감소되는 것으로 보이지는 않는다. 이 결과는 조성에 의한 상 안정성의 영향이 현저한 것을 보여주며 고용체를 사용하게 되면 사용하지 않는 경우에 비해 계면력을 더욱 향상시킨다는 사실을 보여준다.
한편, WC-Co와 같은 단순 미세구조를 가진 완전 고용체만을 사용한 경우 (alloy # 1.8, 1.13) 절단속도가 현격히 증가되어 내마모성이 떨어지는 것으로 나타났다.
또한 기계적 특성을 알아보기 위해 Vickers 경도와 Indentation을 사용하여 경도와 인성을 측정하였다. 표 5는 상기 표 4의 조성을 바탕으로 상기 과정에 의해 제조된 소결체의 최대 절단속도(mm/sec)와 기계적 특성을 비교한 결과이다.
표 5
Alloy # Speed(mm/s) Thickness(mm) Hv, KIc(GPa, MPam1/2)
0.1(ref) 0.090 3.70 11.8, 11.1
1.1. 0.100 3.76 11.5, 11.4
1.2. >0.110 3.40 11.6, 10.4
1.3. 0.105 3.70 11.7, 11.7
1.4. 0.085 3.68 11.9, 11.7
1.5. 0.140 3.65 12.4, 11.6
1.6. 0.040 3.66 10.7, 9.9
1.7. 0.140 3.68 11.2, 12.4
1.8. 상용 WC-Co 0.310 3.80 14.0, 9.0
1.9. 0.120 3.70 11.8, 11.1
이 결과에 의하면 상용 WC-Co를 제외한 대부분의 소결체(alloy # 0.1.~1.9.)는 내마모성이 높은데도 (최대절단 속도가 낮은데도) 불구하고 경도는 낮고 인성은 높게 나타났다. 이것은 상기 서멧트에서는 탄화물 코어의 부피비가 상대적으로 작고 계면력이 크다는 것을 의미하며 경도가 높은 코어 탄화물의 특성을 잘 살릴 수 있음을 보여 준다.
실시의 예 1과 2의 결과를 종합하면 고용체의 사용 여부 및 질소 양, 그리고 몰리브데늄의 함량 혹은 몰리브데늄과 텅스텐의 비가 중요한 변수로서 최대 절단속도를 결정할 수 있다는 것을 확인할 수 있다.
실시예 3
실시예 1과 2의 결과에 따라 상 안정성을 이용하여 계면력이 강화되도록 표 6과 같은 목표 조성을 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 선택되는 둘 이상의 금속의 탄화물, 탄질화물, 질화물 또는 이들의 혼합물로 이루어진 완전 고용체 분말 또는 이 완전 고용체 분말을 두 종류 이상 혼합한 혼합 분말을 결합상 분말과 같이 사용하여 확보하였다.
이들의 분말을 실시예 1과 동일 방법으로 소결하고, 준비한 시편의 최대 절단 속도를 측정하였다.
표 6
alloy # Ti W Mo Ta Nb C N Ni Co total Speed C+N W+Mo Mo/W
2.1. 39.78 10.75 16.94 6.92 5.61 20.00 100.00 0.12 12.53 27.69 1.58
2.2. 43.32 16.66 6.78 7.12 6.13 20.00 100.00 0.12 13.25 23.44 0.41
2.3. 46.86 13.28 5.93 7.29 6.65 20.00 100.00 0.11 13.93 19.21 0.45
2.4. 39.78 12.44 19.48 7.19 5.61 15.50 100.00 0.08 12.80 31.92 1.57
2.5. 43.32 19.20 8.47 7.39 6.13 15.50 100.00 0.06 13.52 27.67 0.44
2.6. 49.08 8.53 11.60 7.61 6.98 16.20 100.00 0.10 14.58 20.13 1.36
2.7. 40.49 19.20 7.62 6.98 5.72 11.00 9.00 100.00 0.05 12.70 26.82 0.40
2.8. 39.78 20.04 7.62 6.95 5.61 11.00 9.00 100.00 0.06 12.56 27.66 0.38
2.9. 39.07 19.20 9.32 6.91 5.51 11.00 9.00 100.00 0.11 12.42 28.51 0.49
2.10. 39.78 18.35 9.32 6.94 5.61 11.00 9.00 100.00 0.10 12.55 27.67 0.51
2.11. 39.78 19.20 8.47 6.94 5.61 11.00 9.00 100.00 0.13 12.56 27.67 0.44
이상의 결과는 결합상으로 니켈만 사용한 것에 비해 니켈 및 코발트를 같이 사용(alloy# 2.7~2.11)하는 것이 적어도 대등하다는 사실을 보여주고 있다. 따라서 결합상으로 니켈을 사용하거나, 니켈 및 코발트를 같은 사용하는 것, 또는 코발트만을 사용할 수 있음을 보여주고 있다. 또한 코발트의 사용과 함께 질소의 양을 줄여도 큰 영향이 없음을 보여주고 있다. 또 한편으로는, 몰리브데늄의 함량 혹은 몰리브데늄과 텅스텐의 비가 폭 넓게 변해도 좋은 내마모성을 보일 수 있다는 것도 확인되었다.
상기 조성으로 소결체의 최대 절단속도가 공구의 절삭 성능과 가지는 관계 및 조성의 영향을 다시 확인하기 위해 표 6의 조성 중 절단속도가 0.100mm/s 이하인 alloy #2.5.~2.8.을 선택하여 SNG 타입의 절삭 공구를 제조하고 공구산업계의 일반적인 방법에 따라 공구 표면을 가공한 후 실시예 1과 같이 각 공구의 절삭성능을 평가하였다. alloy #2.5.~2.8.의 절삭 조건으로는 V=200m/min, F=0.1mm/rev, D=0.2mm을 사용하였다.
표 7은 alloy #2.5.~2.8.조성의 서멧트 절삭 공구와 표 3에 나타낸 D사의 상용 P20 WC-Co (V=309m/min, F=0.19mm/rev, D=0.464mm) 및 alloy # 0.1. 절삭공구의 Frank 마모(wear) 정도가 100, 200 그리고 300mm일 때까지 걸린 시간을 각 공구 소재의 최적화 조건에서 SM45C를 피삭제(work piece)로 사용하여 정리한 결과이다.
표 7
alloy # Time for 100mm frank wear(x104 sec) Time for 200mm frank wear (x104 sec) Time for 300mm frank wear (x104 sec)
WC-Co 0.20 0.35 0.51
0.1.(ref) 0.29 0.59 1.00
2.5. 0.20 0.62 1.09
2.6. 0.10 0.49 0.60
2.7. 0.21 0.62 1.06
2.8. 0.50 1.40 1.93
상기의 결과에 의하면 alloy #2.5.~2.8.조성은 기존 상용 WC-Co와 비교하여 적어도 대등하거나 월등한 내마모성 및 절삭 성능을 보여준다. 또한 소재의 절단 속도와 절삭 성능이 일정한 관련성을 가지고 변한다는 사실도 보여주고 있다. 즉, 절단속도가 느릴수록 내마모성이 높다는 사실이다. 또한 이 결과에서 코발트의 사용이 효과적인 것을 보여준다.
실시예 4
상기 실시예들의 결과에 따라 상 안정성을 이용한 계면력이 강화되도록 표 8과 같은 목표 조성을 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 선택되는 금속의 탄화물, 탄질화물, 또는 질화물이 둘 이상의 금속으로 이루어진 완전 고용체 분말을 적어도 하나 이상 포함하여 구성된 분말 또한 이들의 혼합 분말을 결합상 분말과 같이 사용하여 확보하였다.
이들의 분말을 실시예 1과 동일 방법으로 소결하고, 준비한 시편의 최대 절단 속도를 측정하였다.
또한 표 8에서는 계면 강화 현상을 나타내는 조성의 구분을 위해 총 탄소 및 질소의 함량, 총 몰리브데늄 및 텅스텐의 함량, 그리고 몰리브데늄 대 텅스텐의 비율을 상기 과정에 의해 제조된 소결체의 절단속도(mm/sec)와 함께 나타내었다.
표 8
alloy # Ti W Mo Ta Nb C N Ni Co total Speed C+N W+Mo Mo/W
3.1. 40.49 19.20 7.62 6.98 5.72 20.00 100.00 0.065 12.70 26.82 0.40
3.2. 39.78 20.04 7.62 6.95 5.61 20.00 100.00 0.065 12.56 27.66 0.38
3.3. 39.07 19.20 9.32 6.91 5.51 20.00 100.00 0.065 12.42 28.51 0.49
3.4. 39.78 18.35 9.32 6.94 5.61 20.00 100.00 0.100 12.55 27.67 0.51
3.5. 38.36 19.20 8.47 1.69 6.88 5.41 20.00 100.00 0.105 12.28 27.67 0.44
3.6. 36.95 19.20 8.47 3.38 6.81 5.20 20.00 100.00 0.095 12.01 27.67 0.44
3.7. 35.53 19.20 8.47 5.06 6.75 4.99 20.00 100.00 0.095 11.74 27.67 0.44
3.8. 38.36 19.20 8.47 1.59 6.97 5.41 20.00 100.00 0.110 12.38 27.67 0.44
3.9. 36.95 19.20 8.47 3.19 7.00 5.20 20.00 100.00 0.115 12.20 27.67 0.44
3.10. 35.53 19.20 8.47 4.78 7.03 4.99 20.00 100.00 0.135 12.02 27.67 0.44
3.11. 41.90 17.51 7.62 7.05 5.92 20.00 100.00 0.140 12.97 25.13 0.44
3.12. 44.02 15.82 6.78 7.15 6.23 20.00 100.00 0.065 13.38 22.59 0.43
3.13. 46.15 14.13 5.93 7.25 6.54 20.00 100.00 0.095 13.80 20.06 0.42
3.14. 38.36 19.20 8.47 0.84 0.80 6.93 5.41 20.00 100.00 0.105 12.33 27.67 0.44
3.15. 36.95 19.20 8.47 1.69 1.59 6.91 5.20 20.00 100.00 0.130 12.11 27.67 0.44
3.16. 35.53 19.20 8.47 2.53 2.39 6.89 4.99 20.00 100.00 0.115 11.88 27.67 0.44
0.1(ref)* 39.78 19.20 8.47 6.94 5.61 20.00 100.00 0.070 12.56 27.67 0.44
이상의 결과는 고온 강도와 인성을 향상시키기 위해 Ta와 Nb를 각각 혹은 함께 사용한 경우에도 최대 절단속도가 바람직한 ~0.150mm/sec 이하로 전체적인 내마모성에 큰 영향을 주지 않는 것을 보여 준다. 이는 질소, 몰리브데늄, 텅스텐 등의 조성의 최적화가 이루어지면 다른 특성의 향상을 위해 Ta, Nb, Zr, Hf 등의 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 선택되는 금속을 탄화물, 탄질화물, 또는 질화물 형태로 첨가하여도 내마모성의 큰 감소 없이 사용 가능함을 보여준다.
실시예 5
상기 실시예들의 결과에 따라 상 안정성을 이용한 계면력이 강화되도록 표 9와 같은 목표 조성을 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 선택되는 금속의 탄화물, 탄질화물, 또는 질화물이 둘 이상의 금속으로 이루어진 완전 고용체 분말을 적어도 하나 이상 포함하여 구성된 분말 또한 이들의 혼합 분말을 결합상 분말과 같이 사용하여 확보하였다.
이들의 분말을 실시예 1과 동일 방법으로 소결하고, 준비한 시편의 최대 절단 속도를 측정하였다.
또한 표 9에서는 계면 강화 현상을 나타내는 조성의 구분을 위해 총 탄소 및 질소의 함량, 총 몰리브데늄 및 텅스텐의 함량, 그리고 몰리브데늄 대 텅스텐의 비율을 상기 과정에 의해 제조된 소결체의 절단속도(mm/sec)와 함께 나타내었다.
표 9
alloy # Ti W Mo Ta Nb C N Ni Co total Speed C+N W+Mo Mo/W
4.1. 39.55 21.73 10.16 5.42 7.64 8.75 6.75 100.00 0.02 13.06 31.89 0.47
4.2. 39.55 21.73 10.16 5.42 7.64 11.00 4.50 100.00 0.01 13.06 31.89 0.47
4.3. 39.55 21.73 10.16 5.42 7.64 6.50 9.00 100.00 0.03 13.06 31.89 0.47
4.4. 39.55 22.57 11.01 5.53 7.64 7.85 5.85 100.00 0.01 13.17 33.59 0.49
4.5. 39.55 10.75 16.94 5.13 7.64 20.00 100.00 <0.012 12.77 27.69 1.58
4.6. 43.06 16.66 6.78 5.15 8.36 20.00 100.00 0.02 13.50 23.44 0.41
4.7. 46.58 13.28 5.93 5.14 9.08 20.00 100.00 0.04 14.21 19.21 0.45
4.8. 39.55 12.44 19.48 5.40 7.64 15.50 100.00 <0.010 13.04 31.92 1.57
4.9. 43.06 19.20 8.47 5.42 8.36 15.50 100.00 0.02 13.77 27.67 0.44
4.10. 46.58 9.06 14.40 5.39 9.08 15.50 100.00 <0.016 14.47 23.46 1.59
4.11. 40.25 19.20 7.62 5.15 7.78 11.00 9.00 100.00 0.02 12.93 26.82 0.40
4.12. 39.55 20.04 7.62 5.15 7.64 11.00 9.00 100.00 <0.012 12.79 27.66 0.38
4.13. 38.84 19.20 9.32 5.15 7.49 11.00 9.00 100.00 0.02 12.64 28.51 0.49
4.14. 39.55 18.35 9.32 5.15 7.64 11.00 9.00 100.00 0.03 12.79 27.67 0.51
4.15. 39.55 19.20 8.47 5.15 7.64 11.00 9.00 100.00 0.02 12.79 27.67 0.44
4.16. 39.55 19.20 8.47 5.15 7.64 20.00 100.00 0.03 12.79 27.67 0.44
Ref(0.1.) 39.78 19.20 8.47 6.94 5.61 20.00 100.00 0.09 12.56 27.67 0.44
이상의 결과에서는 질소의 양을 7.5무게% 이상으로 증가시킨 경우 모든 조성에서 최대 절단속도가 급격히 감소되어 내마모성이 현저히 향상되는 것을 보여주고 있다. 이 경우에도 상기 실시의 예에서와 같이 계면력의 강화로 인해 효과적인 내마모성의 증가를 보여준다.
또한 질소의 양을 7.5무게% 이상으로 증가시키면 결합상으로 Ni만을 쓴 경우와 Ni과 Co를 같이 사용한 경우에 큰 차이는 보이지 않으나 Co의 사용이 더 효과적일 수 있다는 것을 보여준다. 또한 몰리브데늄과 텅스텐(0.38~1.58)의 비 및 결합상의 총 함량(13.5~20.0무게%)에 있어서도 모두 비슷한 결과를 보여 주었는데 이는 이 변수가 질소의 양 보다는 영향력이 적은 것으로 보인다.
실시예 6
상기 실시예들의 결과에 따라 상 안정성을 이용한 계면력이 강화되도록 표 10과 같은 목표 조성을 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 선택되는 금속의 탄화물, 탄질화물, 또는 질화물이 둘 이상의 금속으로 이루어진 완전 고용체 분말을 적어도 하나 이상 포함하여 구성된 분말 또한 이들의 혼합 분말을 결합상 분말과 같이 사용하여 확보하였다.
이들의 분말을 실시예 1과 동일 방법으로 소결하고, 준비한 시편의 최대 절단 속도를 측정하였다.
또한 표 10에서는 계면 강화 현상을 나타내는 조성의 구분을 위해 총 탄소 및 질소의 함량, 총 몰리브데늄 및 텅스텐의 함량, 그리고 몰리브데늄 대 텅스텐의 비율을 상기 과정에 의해 제조된 소결체의 최대 절단속도(mm/sec)와 함께 나타내었다.
표 10
alloy # Ti W Mo Ta Nb C N Ni Co total Speed C+N W+Mo Mo/W
5.1. 40.25 19.20 7.62 5.15 7.78 20.00 100.00 0.06 12.93 26.82 0.40
5.2. 39.55 20.04 7.62 5.15 7.64 20.00 100.00 0.05 12.79 27.66 0.38
5.3. 38.84 19.20 9.32 5.15 7.49 20.00 100.00 0.07 12.64 28.51 0.49
5.4. 39.55 18.35 9.32 5.15 7.64 20.00 100.00 0.07 12.79 27.67 0.51
5.5. 38.14 19.20 8.47 1.69 5.16 7.35 20.00 100.00 0.11 12.51 27.67 0.44
5.6. 36.73 19.20 8.47 3.38 5.16 7.06 20.00 100.00 0.07 12.22 27.67 0.44
5.7. 35.33 19.20 8.47 5.06 5.17 6.77 20.00 100.00 0.05 11.94 27.67 0.44
5.8. 38.14 19.20 8.47 1.59 5.25 7.35 20.00 100.00 0.04 12.60 27.67 0.44
5.9. 36.73 19.20 8.47 3.19 5.35 7.06 20.00 100.00 0.04 12.41 27.67 0.44
5.10. 35.33 19.20 8.47 4.78 5.45 6.77 20.00 100.00 0.04 12.22 27.67 0.44
5.11. 41.66 17.51 7.62 5.15 8.07 20.00 100.00 0.03 13.21 25.13 0.44
5.12. 43.77 15.82 6.78 5.14 8.50 20.00 100.00 0.05 13.64 22.59 0.43
5.13. 45.87 14.13 5.93 5.14 8.93 20.00 100.00 0.05 14.07 20.06 0.42
5.14. 38.14 19.20 8.47 0.84 0.80 5.21 7.35 20.00 100.00 0.04 12.55 27.67 0.44
5.15. 36.73 19.20 8.47 1.69 1.59 5.26 7.06 20.00 100.00 0.05 12.32 27.67 0.44
5.16. 35.33 19.20 8.47 2.53 2.39 5.31 6.77 20.00 100.00 0.03 12.08 27.67 0.44
이상의 결과에서도 고온 강도와 인성을 향상시키기 위해 표 8에서와 같이 Ta 와 Nb를 각각 혹은 함께 사용하며 질소의 양을 6.8무게%까지 낮춘 경우에도 모든 조성에서 최대 절단속도가 급격히 감소되는 것을 보여주고 있다. 이 경우에도 다른 실시의 예에서와 같이 계면력의 강화로 인해 효과적인 내마모성을 나타내고 있음을 보여준다.
실시예 7
상기 실시예들의 결과에 따라 상 안정성을 이용한 계면력이 강화되도록 표 11과 같은 목표 조성을 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 선택되는 금속의 탄화물, 탄질화물 및 질화물로 구성된 분말 또한 이들의 혼합 분말을 결합상 분말과 같이 사용하여 확보하였다.
이들의 분말을 실시예 1과 동일 방법으로 소결하고, 준비한 시편의 최대 절단 속도를 측정하였다.
또한 계면 강화 현상을 나타내는 조성의 구분을 위해 총 탄소 및 질소의 함량, 총 몰리브데늄 및 텅스텐의 함량, 그리고 몰리브데늄 대 텅스텐의 비율을 상기 과정에 의해 제조된 소결체의 최대 절단속도(mm/sec)와 함께 나타내었다.
표 11
alloy # Ti W Mo Ta Nb C N Ni Co total Speed C+N W+Mo Mo/W
6.1. 43.690 20.861 10.457 7.492 6.389 11.111 100.000 0.092 13.881 31.318 0.501
6.2. 42.467 22.529 11.294 7.500 6.210 10.000 100.000 0.130 13.710 33.823 0.501
6.3. 43.253 22.529 11.294 7.599 6.325 9.000 100.000 >0.200 13.924 33.823 0.501
6.4. 44.039 22.529 11.294 7.697 6.440 8.000 100.000 >0.200 14.137 33.823 0.501
6.5. 44.039 22.529 8.470 7.521 6.440 11.000 100.000 0.105 13.961 31.000 0.376
6.6. 44.039 18.775 12.235 7.511 6.440 11.000 100.000 0.110 13.951 31.009 0.652
6.7. 46.399 18.775 9.411 7.630 6.785 11.000 100.000 0.155 14.415 28.186 0.501
6.8. 48.758 16.897 8.470 7.744 7.130 11.000 100.000 0.145 14.875 25.367 0.501
6.9. 43.896 20.652 10.353 6.401 7.699 11.000 100.000 0.062 14.100 31.005 0.501
6.10. 43.752 20.652 10.353 5.286 8.958 11.000 100.000 >2.000 14.244 31.005 0.501
6.11. 42.189 22.529 11.294 5.350 8.638 10.000 100.000 0.088 13.987 33.823 0.501
6.12. 42.971 22.529 11.294 5.409 8.798 9.000 100.000 >2.000 14.206 33.823 0.501
6.13. 43.752 22.529 11.294 5.467 8.958 8.000 100.000 >2.000 14.425 33.823 0.501
6.14. 43.752 22.529 8.470 5.291 8.958 11.000 100.000 0.281 14.248 31.000 0.376
6.15. 43.752 18.775 12.235 5.281 8.958 11.000 100.000 0.09 14.239 31.009 0.652
6.16. 46.096 18.775 9.411 5.281 9.437 11.000 100.000 0.085 14.718 28.186 0.501
6.17 48.440 16.897 8.470 5.276 9.917 11.000 100.000 0.135 15.193 25.367 0.501
이상의 결과에서는 질소의 양을 6.0무게% 이상으로 증가시킨 경우에 결합상의 양을 8~11무게%를 사용하여도 최대 절단속도가 바람직한 ~0.150mm/s에 근접하게 도달하였다. 다만 몇몇 조성은 2.000mm/s 이상의 높은 절단속도를 보였는데 이는 결합상 감소에 따른 소결체 내 기공에 의한 것으로 파악되었다. 이 경우에서도 상기 실시의 예에서와 같이 계면력의 강화로 인해 효과적인 내마모성의 증가를 보여준다.
실시의 예 2에서와 같이 고용체를 사용하지 않고 비슷하거나 같은 조성을 확보한 경우에는 고용체를 사용한 경우보다 절단속도가 증가되는 것을 보여준다. 그러나 그 증가로 인해 내마모성이 현격히 감소되는 것으로 보이지는 않는다.
실시예 8
상기 실시예들의 결과에 따라 상 안정성을 이용한 계면력이 강화되도록 표 12와 같은 목표 조성을 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 선택되는 금속의 탄화물, 탄질화물 및 질화물로 구성된 분말 또한 이들의 혼합 분말을 결합상 분말과 같이 사용하여 확보하거나, 완전 고용체 분말을 적어도 하나 이상 포함하여 구성된 분말 또한 이들의 혼합 분말을 결합상 분말과 같이 사용하여 확보하였다.
이들의 분말을 실시예 1과 동일 방법으로 소결하고, 준비한 시편의 최대 절단 속도를 측정하였다.
또한 계면 강화 현상을 나타내는 조성의 구분을 위해 총 탄소 및 질소의 함량, 총 몰리브데늄 및 텅스텐의 함량, 그리고 몰리브데늄 대 텅스텐의 비율을 상기 과정에 의해 제조된 소결체의 최대 절단속도(mm/sec)와 함께 나타내었다.
표 12
alloy # Ti W Mo Ta Nb C N Ni Co total Speed C+N W+Mo Mo/W
7.1. 42.816 20.443 10.248 0.000 0.000 7.342 6.261 12.889 - 100.000 0.12 13.604 30.691 0.501
7.2. 41.942 20.026 10.039 0.000 0.000 7.192 6.134 14.667 - 100.000 0.12 13.326 30.065 0.501
7.3. 42.816 20.443 10.248 0.000 0.000 7.342 6.261 10.889 2.000 100.000 0.11 13.604 30.691 0.501
7.4. 41.942 20.026 10.039 0.000 0.000 7.192 6.134 10.667 4.000 100.000 0.12 13.326 30.065 0.501
7.5. 41.942 20.026 10.039 0.000 0.000 7.192 6.134 12.667 2.000 100.000 0.135 13.326 30.065 0.501
7.6. 41.069 19.609 9.830 0.000 0.000 7.043 6.006 13.444 3.000 100.000 0.125 13.048 29.439 0.501
7.7. 39.321 18.775 9.411 4.689 0.000 7.054 5.750 15.000 - 100.000 0.13 12.804 28.186 0.501
7.8. 39.321 18.775 9.411 4.689 0.000 7.054 5.750 10.000 5.000 100.000 0.135 12.804 28.186 0.501
7.9. 39.321 18.775 9.411 0.000 4.428 7.315 5.750 15.000 - 100.000 0.11 13.065 28.186 0.501
7.10. 39.321 18.775 9.411 0.000 4.428 7.315 5.750 10.000 5.000 100.000 0.13 13.065 28.186 0.501
7.11. 45.074 19.099 9.574 0.000 0.000 7.750 6.295 12.208 - 100.000 0.12 14.045 28.673 0.501
7.12. 43.618 19.017 9.533 0.000 0.000 7.495 6.157 14.181 - 100.000 0.115 13.652 28.550 0.501
7.13. 45.074 19.099 9.574 0.000 0.000 7.750 6.295 10.173 2.035 100.000 0.115 14.045 28.673 0.501
7.14. 43.618 19.017 9.533 0.000 0.000 7.495 6.157 10.129 4.052 100.000 0.1 13.652 28.550 0.501
7.15. 43.618 19.017 9.533 0.000 0.000 7.495 6.157 12.155 2.026 100.000 0.14 13.652 28.550 0.501
7.16. 42.173 18.935 9.492 0.000 0.000 7.242 6.020 13.111 3.026 100.000 0.12 13.262 28.428 0.501
실시의 예 2에서와 같이 고용체를 사용하지 않고 비슷하거나 같은 조성을 확보한 경우(alloy#7.1~7.10)에는 고용체를 사용한 경우(alloy#7.1~7.10)보다 대체적으로 절단속도가 증가되는 것을 보여준다. 그러나 그 증가로 인해 내마모성이 현격히 감소되는 것으로 보이지는 않는다.
이상, 본 발명을 바람직한 실시예들을 들어 상세하게 설명하였으나, 본 발명은 상기 실시예들에 한정되지 않으며, 본 발명의 기술적 사상 내에서 당 분야의 통상의 지식을 가진 자에 의하여 여러 가지 많은 변형이 가능함은 명백하다. 본 발명의 실시예들은 예시적이고 비한정적으로 모든 관점에서 고려되었으며, 이는 그 안에 상세한 설명보다는 첨부된 청구범위와, 그 청구범위의 균등 범위와 수단내의 모든 변형예에 의해 나타난 본 발명의 범주를 포함시키려는 것이다.

Claims (9)

  1. (i) 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 티타늄(Ti)을 포함하여 선택되는 셋 이상의 금속의 탄화물, 탄질화물, 질화물 또는 이들의 혼합물; 및
    (ii) Ni, Co, Fe 및 Al로 구성되는 그룹으로부터 선택되는 하나 이상의 결합상 금속;을 포함하여 이루어진 혼합 분말을 사용하여 제조된 소결체로서,
    탄소(C)와 질소(N)의 총 함량이 11.5~14.5무게%이면서 질소(N)의 함량이 4.5무게% 이상이고, 텅스텐(W)과 몰리브데늄(Mo)의 총 함량이 20.0~35.0무게%이면서 몰리브데늄(Mo)/텅스텐(W)의 무게비가 0.35~1.75이며, 티타늄(Ti)의 함량이 35.0~50.0무게%이고, 결합상의 총 함량이 1.0~30.0무게%인 조성의 서멧트 소결체.
  2. 제1항에 있어서, 상기 조성에 주기율표 IVa, Va, 및 VIa족 금속 중 텅스텐(W)과 몰리브데늄(Mo)을 제외한 하나 이상의 금속이 1.5~10.0무게% 범위 내에서 더 첨가된 것을 특징으로 하는 서멧트 소결체.
  3. (i) 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 선택되는 금속의 탄화물, 탄질화물, 질화물 또는 이들의 혼합물로 이루어진 분말 또는 이 분말을 두 종류 이상 혼합한 혼합 분말;
    (ii) 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 선택되는 둘 이상의 금속의 탄화물, 탄질화물, 질화물 또는 이들의 혼합물로 이루어진 완전 고용체 분말 또는 이 완전 고용체 분말을 두 종류 이상 혼합한 혼합 분말; 및
    (iii) Ni, Co, Fe 및 Al로 구성되는 그룹으로부터 선택되는 하나 이상의 결합상 금속 분말;을 포함하여 이루어진 혼합 분말을 사용하여 제조된 서멧트 소결체.
  4. (i) 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 티타늄(Ti)을 포함하여 선택되는 금속의 탄화물, 탄질화물, 질화물 또는 이들의 혼합물로 이루어진 분말 또는 이 분말을 두 종류 이상 혼합한 혼합 분말;
    (ii) 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 선택되는 둘 이상의 금속의 탄화물, 탄질화물, 질화물 또는 이들의 혼합물로 이루어진 완전 고용체 분말 또는 이 완전 고용체 분말을 두 종류 이상 혼합한 혼합 분말; 및
    (iii) Ni, Co, Fe 및 Al로 구성되는 그룹으로부터 선택되는 하나 이상의 결합상 금속 분말;을 포함하여 이루어진 혼합 분말을 사용하여 제조된 소결체로서,
    탄소(C)와 질소(N)의 총 함량이 11.0~17.0무게%이면서 질소(N)의 함량이 4.0무게% 이상인 조성의 서멧트 소결체.
  5. (i) 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 티타늄(Ti)을 포함하여 선택되는 금속의 탄화물, 탄질화물, 질화물 또는 이들의 혼합물로 이루어진 분말 또는 이 분말을 두 종류 이상 혼합한 혼합 분말;
    (ii) 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 티타늄(Ti)을 포함하여 선택되는 둘 이상의 금속의 탄화물, 탄질화물, 질화물 또는 이들의 혼합물로 이루어진 완전 고용체 분말 또는 이 완전 고용체 분말을 두 종류 이상 혼합한 혼합 분말; 및
    (iii) Ni, Co, Fe 및 Al로 구성되는 그룹으로부터 선택되는 하나 이상의 결합상 금속 분말;을 포함하여 이루어진 혼합 분말을 사용하여 제조된 소결체로서,
    탄소(C)와 질소(N)의 총 함량이 11.0~17.0무게%이면서 텅스텐(W)과 몰리브데늄(Mo)의 총 함량이 15.0~40.0무게%인 조성의 서멧트 소결체.
  6. (i) 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 티타늄(Ti)을 포함하여 선택되는 금속의 탄화물, 탄질화물, 질화물 또는 이들의 혼합물로 이루어진 분말 또는 이 분말을 두 종류 이상 혼합한 혼합 분말;
    (ii) 주기율표 중 IVa, Va, 및 VIa족으로부터 티타늄(Ti)을 포함하여 선택되는 둘 이상의 금속의 탄화물, 탄질화물, 질화물 또는 이들의 혼합물로 이루어진 완전 고용체 분말 또는 이 완전 고용체 분말을 두 종류 이상 혼합한 혼합 분말; 및
    (iii) Ni, Co, Fe 및 Al로 구성되는 그룹으로부터 선택되는 하나 이상의 결합상 금속 분말;을 포함하여 이루어진 혼합 분말을 사용하여 제조된 소결체로서,
    탄소(C)와 질소(N)의 총 함량이 11.0~15.0무게%이고 텅스텐(W)과 몰리브데늄(Mo)의 총 함량이 20.0~35.0무게%이며 티타늄(Ti)의 함량이 35.0~50.0무게%이고, 결합상의 총 함량이 1.0~30.0무게%인 조성의 서멧트 소결체.
  7. 제6항에 있어서, 상기 조성 중 질소(N)의 함량이 4.0무게% 이상인 것을 특징으로 하는 서멧트 소결체.
  8. 제6항에 있어서, 상기 조성 중 질소(N)의 함량이 4.0무게% 이상이며 몰리브데늄(Mo)/텅스텐(W)의 무게비가 0.30~2.0인 것을 특징으로 하는 서멧트 소결체.
  9. 제6항에 있어서, 상기 조성에 주기율표 IVa, Va, 및 VIa족 금속 중 텅스텐(W)과 몰리브데늄(Mo)을 제외한 하나 이상의 금속이 1.0~15.0무게% 범위 내에서 더 첨가된 것을 특징으로 하는 서멧트 소결체.
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