JPH01116050A - サーメット合金 - Google Patents
サーメット合金Info
- Publication number
- JPH01116050A JPH01116050A JP27121087A JP27121087A JPH01116050A JP H01116050 A JPH01116050 A JP H01116050A JP 27121087 A JP27121087 A JP 27121087A JP 27121087 A JP27121087 A JP 27121087A JP H01116050 A JPH01116050 A JP H01116050A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- double
- hard phase
- phase
- cermet alloy
- rich
- 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
Links
Landscapes
- Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (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】
［産業上の利用分野］
本発明は高温耐摩耗性、高温強度及び耐チッピング性に
優れるサーメット合金に関する。
優れるサーメット合金に関する。
［従来の技術］
従来、サーメット合金はＴｉＣが主成分であり、このＴ
ｉＣ粒子あるいはＴｉＣＮ粒子と結合金属相とのぬれ性
を改善する目的で、Ｍｏ、Ｃ，ＷＣ。
ｉＣ粒子あるいはＴｉＣＮ粒子と結合金属相とのぬれ性
を改善する目的で、Ｍｏ、Ｃ，ＷＣ。
ＴａＣ，ＮｂＣ等の成分を添加するのが一般的であった
。これら添加成分は焼結中に結合金属相への溶解、Ｔ
ｉ （、＋ Ｔ ｉ ＣＮ粒子への析出といった過程に
基づき、ＴｉＣ，ＴｉＣＮ粒−子を取り囲み、周辺組織
を形成し、結合金属相とのぬれ性改善に寄与するもので
ある。従って従来のサーメットはその複炭窒化物は２重
有芯構造を有するが、中心部がＴｉに富み、周辺組織が
ぬれ住改善成分であるＷ Ｃ、Ｔ ａ Ｃ、Ｍ ｏ 、
Ｃ、Ｎ ｂ Ｃ等の成分に富みＴｉに乏しい組成構成
を有するものが一般的である（持分５６−５１２０１
、時開６１−７３８５７．特開６１−２１０１５０、時
開６１−２０１７５０公報参照）。これらのサーメット
合金の代表的なＳＥＭ（走査電子顕微鏡）像を第１図に
示す。ＳＥＭ像においては軽元素はど黒色を呈するが、
２重有芯構造の中心部は黒く軽元素であるＴｉに富み、
周辺組織は白っぽく重元素であるＷ、Ｔａ等に富んでい
ることがわかる。
。これら添加成分は焼結中に結合金属相への溶解、Ｔ
ｉ （、＋ Ｔ ｉ ＣＮ粒子への析出といった過程に
基づき、ＴｉＣ，ＴｉＣＮ粒−子を取り囲み、周辺組織
を形成し、結合金属相とのぬれ性改善に寄与するもので
ある。従って従来のサーメットはその複炭窒化物は２重
有芯構造を有するが、中心部がＴｉに富み、周辺組織が
ぬれ住改善成分であるＷ Ｃ、Ｔ ａ Ｃ、Ｍ ｏ 、
Ｃ、Ｎ ｂ Ｃ等の成分に富みＴｉに乏しい組成構成
を有するものが一般的である（持分５６−５１２０１
、時開６１−７３８５７．特開６１−２１０１５０、時
開６１−２０１７５０公報参照）。これらのサーメット
合金の代表的なＳＥＭ（走査電子顕微鏡）像を第１図に
示す。ＳＥＭ像においては軽元素はど黒色を呈するが、
２重有芯構造の中心部は黒く軽元素であるＴｉに富み、
周辺組織は白っぽく重元素であるＷ、Ｔａ等に富んでい
ることがわかる。
透過型分析電顕により該２重有芯構造の複炭窒化物を分
析した結果、Ｔｉ＋ Ｗに関しては、中心部のＴｉは６
５．８％、Ｗは５．０％、周辺組織部はＴａＣ９，５％
、Ｗ２３．２％であり、中心部が周辺部に比べＴｉに富
み、Ｗに乏しく１周辺部が中心部に比べＷに富みＴｉに
乏しい組成構成を有している。
析した結果、Ｔｉ＋ Ｗに関しては、中心部のＴｉは６
５．８％、Ｗは５．０％、周辺組織部はＴａＣ９，５％
、Ｗ２３．２％であり、中心部が周辺部に比べＴｉに富
み、Ｗに乏しく１周辺部が中心部に比べＷに富みＴｉに
乏しい組成構成を有している。
該組成構成を有する複炭窒化物粒子は、高速切削時にお
いて、結合金属相が摩耗し、該複炭窒化物の表面が呪わ
れた時に、Ｔｉに乏しく、Ｗに富む組成を有する表面は
酸化し易くまた硬さも軟いためＴｉの利点がそこなわれ
る欠点を有するものである。また＝ ＷＣ，ＴａＣ，Ｎ
ｂＣ，Ｍｏ、Ｃといった成分が周辺組織を形成するに伴
い、複炭窒化物粒子が粒成長し、互いに接触しあう結果
となる。この複炭窒化物同志の接触部分は、外部応力が
加わった時に微小クラックの発生源となったり、クラッ
クの伝播経路としてへき関し易く、従って接触部分が多
ければ多いほど破壊靭性値が低くなると同時に、耐チッ
ピング性を劣化させる要因となってきた。これに対し、
接触部分を少なくするために周辺組織形成成分を少なく
すると高温強度が著しく劣化するため、現状では、ある
程度以上の周辺組織形成成分の添加は避けきれず、従っ
である程度の接触部分の存在を余儀なくされている。
いて、結合金属相が摩耗し、該複炭窒化物の表面が呪わ
れた時に、Ｔｉに乏しく、Ｗに富む組成を有する表面は
酸化し易くまた硬さも軟いためＴｉの利点がそこなわれ
る欠点を有するものである。また＝ ＷＣ，ＴａＣ，Ｎ
ｂＣ，Ｍｏ、Ｃといった成分が周辺組織を形成するに伴
い、複炭窒化物粒子が粒成長し、互いに接触しあう結果
となる。この複炭窒化物同志の接触部分は、外部応力が
加わった時に微小クラックの発生源となったり、クラッ
クの伝播経路としてへき関し易く、従って接触部分が多
ければ多いほど破壊靭性値が低くなると同時に、耐チッ
ピング性を劣化させる要因となってきた。これに対し、
接触部分を少なくするために周辺組織形成成分を少なく
すると高温強度が著しく劣化するため、現状では、ある
程度以上の周辺組織形成成分の添加は避けきれず、従っ
である程度の接触部分の存在を余儀なくされている。
［発明が解決しようとする問題点］
本発明は、前述の問題点を改善するため、周辺部が硬く
、耐酸化性に富み、高温での耐摩耗性が向上するような
２重有芯構造を有する複炭窒化物からなるサーメット合
金を提供するとともに、従来の周辺組織成分であるＷＣ
，ＴａＣ，ＮｂＣ。
、耐酸化性に富み、高温での耐摩耗性が向上するような
２重有芯構造を有する複炭窒化物からなるサーメット合
金を提供するとともに、従来の周辺組織成分であるＷＣ
，ＴａＣ，ＮｂＣ。
Ｍ Ｏ２Ｃ等を高温強度をもたせるのに必要十分量添加
すると同時に、周辺組織形成量を抑制し、複炭窒化物同
志の接触部分を著しく減少せしめ、耐チッピング性を向
上させたサーメット合金を提供するものである。
すると同時に、周辺組織形成量を抑制し、複炭窒化物同
志の接触部分を著しく減少せしめ、耐チッピング性を向
上させたサーメット合金を提供するものである。
［問題点を解決するための手段］
本発明者らは前述の問題点を解決すべく種々の検討を行
った結果、少なくともＷ、Ｔｉを含みこれに４ａ、５ａ
、６ａ族の１種又は２種以上を含有した多元複炭窒化物
を出発原料として用い、これに外部より単独にＴｉＮあ
るいはＴｉＣＮおよび結合相金属粉末及び必要に応じて
他成分炭化物もしくは炭窒化物を加え焼結することによ
り、所望の特性が得られることを見い出した。以下に詳
細を記述する。
った結果、少なくともＷ、Ｔｉを含みこれに４ａ、５ａ
、６ａ族の１種又は２種以上を含有した多元複炭窒化物
を出発原料として用い、これに外部より単独にＴｉＮあ
るいはＴｉＣＮおよび結合相金属粉末及び必要に応じて
他成分炭化物もしくは炭窒化物を加え焼結することによ
り、所望の特性が得られることを見い出した。以下に詳
細を記述する。
出発原料として少なくともＷ＋Ｔｉを含み、これにＴ
ａ Ｃ、Ｎ ｂ Ｃ、Ｍ ｏ□Ｃ等の周辺組織形成成分
である４ａ、５ａ、６ａ族の１種又は２種以上を含有す
る多元複炭窒化物を出発原料に用いることにより、該多
元複炭窒化物の組成は比較的前述の周辺組織組成に近い
ため、金属結合相とのぬれ性も良く、靭性劣化、及び焼
結性の劣化は生じない。かつ周辺組織形成成分の１部が
含有されるため、その分、比較的１周辺組織形成量は少
なく、複炭窒化物同志の接触部分は少ない傾向にある。
ａ Ｃ、Ｎ ｂ Ｃ、Ｍ ｏ□Ｃ等の周辺組織形成成分
である４ａ、５ａ、６ａ族の１種又は２種以上を含有す
る多元複炭窒化物を出発原料に用いることにより、該多
元複炭窒化物の組成は比較的前述の周辺組織組成に近い
ため、金属結合相とのぬれ性も良く、靭性劣化、及び焼
結性の劣化は生じない。かつ周辺組織形成成分の１部が
含有されるため、その分、比較的１周辺組織形成量は少
なく、複炭窒化物同志の接触部分は少ない傾向にある。
しかし該複炭窒化物原料だけを用いても、焼結中に、結
合相に該複炭窒化物から９周辺組織形成量分が固溶し、
この固溶成分が、該複炭窒化物粒子へ連続的に析出し１
粒成長、及びそれに基づく複炭窒化物同志の接触部分が
生じ、耐チッピング性に対し所望の特性が得られないの
と同時に、複炭窒化物は周辺部がＴｉに富む層構造には
ならない。
合相に該複炭窒化物から９周辺組織形成量分が固溶し、
この固溶成分が、該複炭窒化物粒子へ連続的に析出し１
粒成長、及びそれに基づく複炭窒化物同志の接触部分が
生じ、耐チッピング性に対し所望の特性が得られないの
と同時に、複炭窒化物は周辺部がＴｉに富む層構造には
ならない。
本発明者らは、さらに検討を加え、ＴｉＮあるいはＴｉ
ＣＮを外部から単独添加することにより。
ＣＮを外部から単独添加することにより。
以下に示す３つの効果を発見し、Ｍ＜べき特性の向上が
可能であることを見出した。第１点は、ＴｉＮあるいは
ＴｉＣＮは高温で熱力学的に不安定であり、特に周りに
炭素の供給源がある場合には著しく不安定であり、従っ
てＴ ｉ ＮあるいはＴｉＣＮを外部より添加するとＴ
ｉ Ｎ、 Ｔ ｉ ＣＮ粒子が焼結中に熱分解し、結
合金属相中に優先的に固溶する。この結果、複炭窒化物
中に含まれる周辺組織形成成分である例えばＭｏ、Ｔａ
、Ｎｂ等の成分の結合金属相中への固溶が抑制され、周
辺組織形成量が抑制され、その結果、複炭窒化物同志の
接触部は著しく減少するわけである。この場合。
可能であることを見出した。第１点は、ＴｉＮあるいは
ＴｉＣＮは高温で熱力学的に不安定であり、特に周りに
炭素の供給源がある場合には著しく不安定であり、従っ
てＴ ｉ ＮあるいはＴｉＣＮを外部より添加するとＴ
ｉ Ｎ、 Ｔ ｉ ＣＮ粒子が焼結中に熱分解し、結
合金属相中に優先的に固溶する。この結果、複炭窒化物
中に含まれる周辺組織形成成分である例えばＭｏ、Ｔａ
、Ｎｂ等の成分の結合金属相中への固溶が抑制され、周
辺組織形成量が抑制され、その結果、複炭窒化物同志の
接触部は著しく減少するわけである。この場合。
複炭窒化物からも結合相中に１部Ｗ、Ｍｏ等の成分が固
溶するが、これら成分は複炭窒化物の組成が、比較的周
辺組織の組成に近いため、ＴｉＣＮもしくはＴｉＣＮＯ
粒子に析出はせず、複炭窒化物表面へのみ析出する。従
って外部添加するＴｉＣＮ、ＴｉＣＮＯの量が多い場合
は、合金組織中にこれらＴｉＮもしくはＴｉＣＮの単独
粒子が残存する。第２点は、熱分解したＴｉ及びＮが、
複炭窒化物粒子へ拡散固溶するために該複炭窒化物粒子
は周辺部がＴｉに富んだ層構造となり、その結果該複炭
窒化物は、表面が硬く耐酸化性を有する層構造になるわ
けである。摩耗はまず結合金属相が摩耗し、複炭窒化物
粒子の表面が現われることから始まる。従って複炭窒化
物粒子表面がこのように硬く、耐酸化性を有す゛る事は
非常に重要な事である。またＴｉＮ、ＴｉＣＮの単独粒
子が存在する場合はさらに耐摩耗性が向上する。これは
ＴｉＣＮ、ＴｉＣＮＯ粒子が硬く耐摩耗性を向上させる
だけでなく、結合金属相中にＴｉＣＮ、Ｔｉ ＣＮ ０
粒子が存在することにより、結合金属相の摩耗進行を抑
制する働きもある。第３点は、結合金属相中に固溶した
Ｔｉ及びＮが該複炭窒化物粒子へ拡散固溶する際に、複
炭窒化物中に含まれ、Ｎとの親和力のないＷが、複炭窒
化物粒子から排出され結合金属相中に拡散し、結合金属
を著しく固溶強化するわけである。以上の結果、第１点
の効果により耐チッピング性、第２点の効果により高温
耐摩耗性、第３点の効果により高温強度が格段に優れた
サーメット合金が得られるわけである。
溶するが、これら成分は複炭窒化物の組成が、比較的周
辺組織の組成に近いため、ＴｉＣＮもしくはＴｉＣＮＯ
粒子に析出はせず、複炭窒化物表面へのみ析出する。従
って外部添加するＴｉＣＮ、ＴｉＣＮＯの量が多い場合
は、合金組織中にこれらＴｉＮもしくはＴｉＣＮの単独
粒子が残存する。第２点は、熱分解したＴｉ及びＮが、
複炭窒化物粒子へ拡散固溶するために該複炭窒化物粒子
は周辺部がＴｉに富んだ層構造となり、その結果該複炭
窒化物は、表面が硬く耐酸化性を有する層構造になるわ
けである。摩耗はまず結合金属相が摩耗し、複炭窒化物
粒子の表面が現われることから始まる。従って複炭窒化
物粒子表面がこのように硬く、耐酸化性を有す゛る事は
非常に重要な事である。またＴｉＮ、ＴｉＣＮの単独粒
子が存在する場合はさらに耐摩耗性が向上する。これは
ＴｉＣＮ、ＴｉＣＮＯ粒子が硬く耐摩耗性を向上させる
だけでなく、結合金属相中にＴｉＣＮ、Ｔｉ ＣＮ ０
粒子が存在することにより、結合金属相の摩耗進行を抑
制する働きもある。第３点は、結合金属相中に固溶した
Ｔｉ及びＮが該複炭窒化物粒子へ拡散固溶する際に、複
炭窒化物中に含まれ、Ｎとの親和力のないＷが、複炭窒
化物粒子から排出され結合金属相中に拡散し、結合金属
を著しく固溶強化するわけである。以上の結果、第１点
の効果により耐チッピング性、第２点の効果により高温
耐摩耗性、第３点の効果により高温強度が格段に優れた
サーメット合金が得られるわけである。
また必要に応じてＴｉＮあるいはＴｉＣＮに加え。
他の成分を１部外部添加してもさしつがえない。
従って本発明に基づくサーメット合金は、複炭窒化物粒
子は２重有芯構造を有し、その組成分布は、中心部が相
対的にＴｉに乏しくＷに富む複炭窒化物が、相対的にＴ
ｉに富み、Ｗに乏しい複炭窒化物で包囲された組成構成
を有することになる。
子は２重有芯構造を有し、その組成分布は、中心部が相
対的にＴｉに乏しくＷに富む複炭窒化物が、相対的にＴ
ｉに富み、Ｗに乏しい複炭窒化物で包囲された組成構成
を有することになる。
本発明に基づくサーメット合金のＳＥＭ像を第２図に示
す。中心部がＷに富むため白っぽく第１図に示した従来
のサーメット合金とは層構造が異なることが明らかであ
る。以上により高温強度の高くかつ高温での耐摩耗性の
優れたサーメットが得られたわけであるが、さらに本発
明者が確認した重要な点はＮｂＣが高温での耐塑性変形
性を著しく改善することである。ＮｂＣはＴａＣと同類
の成分と考えられているが、高温での耐塑性変形性はＮ
ｂＣがＴ ａ Ｃに比べ格段に優れる。従って特に高温
での特性を向上せしめるためにはＮｂＣを比較的豊富に
含有せしめた方が望ましい。
す。中心部がＷに富むため白っぽく第１図に示した従来
のサーメット合金とは層構造が異なることが明らかであ
る。以上により高温強度の高くかつ高温での耐摩耗性の
優れたサーメットが得られたわけであるが、さらに本発
明者が確認した重要な点はＮｂＣが高温での耐塑性変形
性を著しく改善することである。ＮｂＣはＴａＣと同類
の成分と考えられているが、高温での耐塑性変形性はＮ
ｂＣがＴ ａ Ｃに比べ格段に優れる。従って特に高温
での特性を向上せしめるためにはＮｂＣを比較的豊富に
含有せしめた方が望ましい。
次に数値限定した理由について説明する。硬質相は複炭
窒化物が９５％を越えて含有すると合金の靭性劣化が著
しく、５０％未満であると、所望の高温耐摩耗性、高温
強度が得られないため５０重量％〜９５重量％とじた。
窒化物が９５％を越えて含有すると合金の靭性劣化が著
しく、５０％未満であると、所望の高温耐摩耗性、高温
強度が得られないため５０重量％〜９５重量％とじた。
ＴｉＣは、１０％未満では合金の耐摩耗性が劣化し、４
０％を越えて含有すると靭性劣化をきたすため１０％〜
４０％とした。ＴｉＮは微粒化及び靭性の向上に寄与す
るが、５％未満ではその効果は少なく、また２０％を越
えて含有すると焼結体内に欠陥を生ずる場合があり、５
〜２０％とした。ＷＣは、靭性及び高温強度を改善する
成分であるが、１０％未満ではその効果は少なくまた３
５％を越えて含有すると、耐摩耗性を劣化するため、ま
た、３５％を越えて含有すると周辺組織形成量が多くな
り靭性が劣化するため、１０〜３５％とした。
０％を越えて含有すると靭性劣化をきたすため１０％〜
４０％とした。ＴｉＮは微粒化及び靭性の向上に寄与す
るが、５％未満ではその効果は少なく、また２０％を越
えて含有すると焼結体内に欠陥を生ずる場合があり、５
〜２０％とした。ＷＣは、靭性及び高温強度を改善する
成分であるが、１０％未満ではその効果は少なくまた３
５％を越えて含有すると、耐摩耗性を劣化するため、ま
た、３５％を越えて含有すると周辺組織形成量が多くな
り靭性が劣化するため、１０〜３５％とした。
ＮｂＣは高温強度を改善する成分であるが、５％未満で
はその効果は少なく、４０％を越えて含有すると逆に周
辺組織量が多くなり、靭性を劣化するため５〜４０％と
した。Ｍｏ２Ｃはぬれ性を改善し。
はその効果は少なく、４０％を越えて含有すると逆に周
辺組織量が多くなり、靭性を劣化するため５〜４０％と
した。Ｍｏ２Ｃはぬれ性を改善し。
靭性改善及び微粒化に寄与する成分であるが、Ｍｏ、Ｃ
自体の硬さは軟かく、そのため、ぬれ住改善に必要最低
量の１．５％〜４．５％とした。４．５％を越えて含有
すると、高温での耐摩耗性は著しく劣化する。
自体の硬さは軟かく、そのため、ぬれ住改善に必要最低
量の１．５％〜４．５％とした。４．５％を越えて含有
すると、高温での耐摩耗性は著しく劣化する。
ＴａＣはＮｂＣより靭性に対して有利であるため、機械
的衝撃の強い切削条件下においては、Ｎｂｃよりも優れ
る特性を示す。そのためＮｂＣの１部をＴａＣで置き換
えた方が、より優れた切削性能を示す場合があるため、
Ｍ ｏ Ｃの１部をＴａＣで置き換えてもよいものとし
た。
的衝撃の強い切削条件下においては、Ｎｂｃよりも優れ
る特性を示す。そのためＮｂＣの１部をＴａＣで置き換
えた方が、より優れた切削性能を示す場合があるため、
Ｍ ｏ Ｃの１部をＴａＣで置き換えてもよいものとし
た。
ＴｉＣの１部を４ａ、５ａ、６ａ族で置換することによ
り、より高温特性の向上が可能である。
り、より高温特性の向上が可能である。
しかし、０．５％未満の置換ではその効果はなく、また
１０％を越えて置換すると靭性を劣化さすため置換量は
、０．５〜１０％とした。
１０％を越えて置換すると靭性を劣化さすため置換量は
、０．５〜１０％とした。
ＴｉＣＮもしくはＴｉＣＮＯ単独粒子は、４０％を越え
て含有すると、本来これら粒子は結合金属相とのぬれ性
が悪いため、靭性が劣化する。そのため４０％以下とし
た。 Ｎ；ｉｉ：Ｃとした理由はＣ≧Ｎであると組成に
よってはＴｉＣＮ、ＴｉＣＮＯ粒子に周辺組織を形成す
る場合もあり、Ｎ≧Ｃとした。
て含有すると、本来これら粒子は結合金属相とのぬれ性
が悪いため、靭性が劣化する。そのため４０％以下とし
た。 Ｎ；ｉｉ：Ｃとした理由はＣ≧Ｎであると組成に
よってはＴｉＣＮ、ＴｉＣＮＯ粒子に周辺組織を形成す
る場合もあり、Ｎ≧Ｃとした。
［実施例コ
以下実施例に基づき本発明を記述する。
実施例１
原料複炭窒化物の作製にあたっては、市販の平均粒径１
．０μｍのＷＣ粉末、同１．２μ履のＴ ｉ Ｃ，、。
．０μｍのＷＣ粉末、同１．２μ履のＴ ｉ Ｃ，、。
Ｎｏ、３粉末、同１．１μｍのＴ ａ Ｃ粉末、同１．
２ ｐ ｍのＮｂＣ粉末、同１．０ μｔｓのＭ ｏ
２Ｃ粉末、同１．５μｌｌのＶＣ粉末、同１．２μｍの
ＺｒＣ粉末、同１．３ μｍのＨｆＣ粉末を用い、所定
の複炭窒化物組成になるよう秤量、湿式混合を行った後
、１８００℃においてＮ２分圧２０〜３０Ｔｏｒｒ １
時間の固溶処理を行った。
２ ｐ ｍのＮｂＣ粉末、同１．０ μｔｓのＭ ｏ
２Ｃ粉末、同１．５μｌｌのＶＣ粉末、同１．２μｍの
ＺｒＣ粉末、同１．３ μｍのＨｆＣ粉末を用い、所定
の複炭窒化物組成になるよう秤量、湿式混合を行った後
、１８００℃においてＮ２分圧２０〜３０Ｔｏｒｒ １
時間の固溶処理を行った。
固溶処理後アトライター粉砕をし、出発原料多元複炭窒
化物とした０本工程により、第１表に示す配合組成の本
発明合金ａ−１及び比較合金１〜５をＮ２分分圧 Ｔｏ
ｒｒにて１４００℃１時間焼結により作製した。第１表
中の配合仕様は用いた複炭窒化物及び外部添加した成分
を示す。また第１表に本発明合金と比較合金の物性を併
記する。また第１表中の接触率は、複炭窒化物同志の接
触面積／全複炭窒化物面積をＧｏｒｌａｎｄの方法によ
り測定したものであり、高温強度としては高温短時間ク
リープ（応力８０ｋｇ／ｎｖ＋２＋温度９６０℃）にお
ける破断までの時間で示した。またクラック抵抗は５０
ｋｇの荷重にてビッカースの圧痕をおし、そのコーナー
から発生するクラックの長さで荷重を徐した値であり。
化物とした０本工程により、第１表に示す配合組成の本
発明合金ａ−１及び比較合金１〜５をＮ２分分圧 Ｔｏ
ｒｒにて１４００℃１時間焼結により作製した。第１表
中の配合仕様は用いた複炭窒化物及び外部添加した成分
を示す。また第１表に本発明合金と比較合金の物性を併
記する。また第１表中の接触率は、複炭窒化物同志の接
触面積／全複炭窒化物面積をＧｏｒｌａｎｄの方法によ
り測定したものであり、高温強度としては高温短時間ク
リープ（応力８０ｋｇ／ｎｖ＋２＋温度９６０℃）にお
ける破断までの時間で示した。またクラック抵抗は５０
ｋｇの荷重にてビッカースの圧痕をおし、そのコーナー
から発生するクラックの長さで荷重を徐した値であり。
１ｍｍのクラック発生に必要な荷重を示し、破壊靭性値
に□。と相関を有するものである。第１表より、ＴｉＮ
あるいはＴｉＣＮを外部より添加し、がっ層構造を逆転
した本発明合金は、前述のごとく。
に□。と相関を有するものである。第１表より、ＴｉＮ
あるいはＴｉＣＮを外部より添加し、がっ層構造を逆転
した本発明合金は、前述のごとく。
接触率が少なく、破壊靭性値も格段に優れると同時に、
複炭窒化物からのＷの結合相中への排出に基づく結合金
属の固溶強化により高温短時間クリープにおける破断ま
での時間が著しく長いことが認められる。
複炭窒化物からのＷの結合相中への排出に基づく結合金
属の固溶強化により高温短時間クリープにおける破断ま
での時間が著しく長いことが認められる。
第２表は本発明合金と比較合金を切削テストした結果で
ある。チッピング発生率はＤ Ａ Ｃ（Ｈｎ。
ある。チッピング発生率はＤ Ａ Ｃ（Ｈｎ。
４４）をφ１０ｍｍのエンドミル加工において、切込深
さ１０ｍｍ、切込中１■、周速１５０ｍ／分、１刃あた
りの送り０．０５ｍｍの条件にて乾式において１５分間
切削を行った場合の（チッピング長さ／全切刃長さ）
Ｘ １００第２表 として表わしたものである。また工具寿命は５ＮＧＮ４
３２にてＳＮＣＭ８（Ｈａ ２７０）の丸棒を切削速度
１００ｍ／分及び２５０ｎ＋／分で切削した場合、最大
透面摩耗が０．３１１Ｉ１１に至った時の特命とした。
さ１０ｍｍ、切込中１■、周速１５０ｍ／分、１刃あた
りの送り０．０５ｍｍの条件にて乾式において１５分間
切削を行った場合の（チッピング長さ／全切刃長さ）
Ｘ １００第２表 として表わしたものである。また工具寿命は５ＮＧＮ４
３２にてＳＮＣＭ８（Ｈａ ２７０）の丸棒を切削速度
１００ｍ／分及び２５０ｎ＋／分で切削した場合、最大
透面摩耗が０．３１１Ｉ１１に至った時の特命とした。
この場合一回転あたりの送り量は０．３■とした。第２
表より、本発明合金は、耐チッピング性に著しく優れる
と同時に、特に切削速度の速い高温切削において著しく
高寿命であることが認められる。
表より、本発明合金は、耐チッピング性に著しく優れる
と同時に、特に切削速度の速い高温切削において著しく
高寿命であることが認められる。
実施例２
Ｎ２量２．０％、Ｃｆ！に８．１％１組成２５Ｔ ｉ
ＣＮ −３０ＷＣ−１５Ｎ ｂ Ｃ−１０Ｔ ａ Ｃ−
５Ｍ ｏ、Ｃ−７，５Ｇ 。
ＣＮ −３０ＷＣ−１５Ｎ ｂ Ｃ−１０Ｔ ａ Ｃ−
５Ｍ ｏ、Ｃ−７，５Ｇ 。
−７，５Ｎ ｉなる合金ｊ＋ｋ、比較合金６，７を作製
し、２重有芯構造の中心部２周辺部を組成分析した結果
を、第３表に示す。分析は金属元素は透過型分析電子顕
微鏡を用い定量分析を行った。本発明合金は、中心部が
相対的にＴｉに乏しくＷに富み、周辺部がＴｉに富みＷ
に乏しいことが認められる。
し、２重有芯構造の中心部２周辺部を組成分析した結果
を、第３表に示す。分析は金属元素は透過型分析電子顕
微鏡を用い定量分析を行った。本発明合金は、中心部が
相対的にＴｉに乏しくＷに富み、周辺部がＴｉに富みＷ
に乏しいことが認められる。
実施例３
実施例１と同様に本発明合金ｍ、ｎ、比較合金８．９を
作製し、評価した結果を第４表に示す。
作製し、評価した結果を第４表に示す。
実施例１と同様に本発明合金は耐チッピング性。
高温強度に優れることが認められる。
［発明の効果コ
本発明によれば、従来のサーメットでは耐チッピング性
に１点があり不可能であったエンドミル工具へのサーメ
ット合金の適用が可能であると同時に、高温での耐摩耗
性１強度に優れるため、高硬度材切削分野へのサーメッ
ト適用も可能である。
に１点があり不可能であったエンドミル工具へのサーメ
ット合金の適用が可能であると同時に、高温での耐摩耗
性１強度に優れるため、高硬度材切削分野へのサーメッ
ト適用も可能である。
また、より高速での切削においても極めて長寿命化が可
能である。
能である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、Ｂ１型硬質相と結合金属相とからなり、硬質相形成
成分とし、重量比でＴｉＣ１０〜４０％、ＴｉＮ５〜２
０、ＷＣ１０〜３５、ＮｂＣ１０〜４０％、Ｍｏ＿２Ｃ
１．５〜４．５％からなり、結合相としてＦｅ族金属の
１種または２種以上５〜３０％の成分からなるサーメッ
ト合金において、硬質相を形成する複炭窒化物が２重有
芯構造を形成し、この２重有芯構造は相対的にＴｉに乏
しくＷに富む複炭窒化物が、相対的にＴｉに富みＷに乏
しい複炭窒化物で包囲された組成構造をもち、該２重有
芯構造を有する複炭窒化物硬質相が、全硬質相に対し、
５０〜９５％存在することを特徴とするサーメット合金
。 ２、特許請求の範囲第１項記載のサーメット合金におい
て、ＮｂＣの１部をＴａＣで置き換えたことを特徴とす
るサーメット合金。 ３、特許請求の範囲第１項及び第２項記載のサーメット
合金において、Ｎ≧ＣであるＴｉＣＮもしくはＴｉＣＮ
Ｏ粒子を体積率で４０％以下含有したことを特徴とする
サーメット合金。 ４、特許請求の範囲第１項乃至第３項記載のサーメット
合金において、ＴｉＣの０．５〜１０％を４ａ、５ａ、
６ａ族の１種又は２種以上の炭化物で置き換えたことを
特徴とするサーメット合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27121087A JPH01116050A (ja) | 1987-10-27 | 1987-10-27 | サーメット合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27121087A JPH01116050A (ja) | 1987-10-27 | 1987-10-27 | サーメット合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01116050A true JPH01116050A (ja) | 1989-05-09 |
Family
ID=17496882
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP27121087A Pending JPH01116050A (ja) | 1987-10-27 | 1987-10-27 | サーメット合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH01116050A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03170637A (ja) * | 1989-06-26 | 1991-07-24 | Sandvik Ab | 焼結炭窒化物合金 |
| JPH06299281A (ja) * | 1993-04-14 | 1994-10-25 | Mitsubishi Materials Corp | 靭性のすぐれた炭窒化チタン系サーメット製切削工具 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6468441A (en) * | 1987-09-09 | 1989-03-14 | Hitachi Metals Ltd | Cermet alloy |
-
1987
- 1987-10-27 JP JP27121087A patent/JPH01116050A/ja active Pending
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6468441A (en) * | 1987-09-09 | 1989-03-14 | Hitachi Metals Ltd | Cermet alloy |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03170637A (ja) * | 1989-06-26 | 1991-07-24 | Sandvik Ab | 焼結炭窒化物合金 |
| JPH06299281A (ja) * | 1993-04-14 | 1994-10-25 | Mitsubishi Materials Corp | 靭性のすぐれた炭窒化チタン系サーメット製切削工具 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR101090490B1 (ko) | 경사 조성 소결 합금 및 그 제조 방법 | |
| JP2710934B2 (ja) | サーメット合金 | |
| JPS6112847A (ja) | 微細な炭化タングステン粒子を含有する超硬合金 | |
| JP2580168B2 (ja) | 窒素含有炭化タングステン基焼結合金 | |
| JP2893886B2 (ja) | 複合硬質合金材 | |
| JP4172754B2 (ja) | ＴｉＣＮ基サーメットおよびその製造方法 | |
| JPS6256944B2 (ja) | ||
| JPH0450373B2 (ja) | ||
| JP7473871B2 (ja) | 耐摩耗性および耐欠損性にすぐれたｗｃ基超硬合金製切削工具および表面被覆ｗｃ基超硬合金製切削工具 | |
| EP1422304B1 (en) | Ti(C,N)-(Ti,Nb,W)(C,N)-Co alloy for milling cutting tool applications | |
| JPH10324943A (ja) | 微粒超硬合金及びその製造方法 | |
| JP2710937B2 (ja) | サーメット合金 | |
| JP2706119B2 (ja) | 複合サーメットロール | |
| JPS6059195B2 (ja) | すぐれた耐摩耗性と靭性を有する硬質焼結材料の製造法 | |
| JP2893887B2 (ja) | 複合硬質合金材 | |
| JPH06198517A (ja) | 切粉出し工作用の工具 | |
| JPH0256419B2 (ja) | ||
| JP2020033597A (ja) | ＴｉＮ基焼結体及びＴｉＮ基焼結体製切削工具 | |
| JPH0617532B2 (ja) | 切削工具用サーメット部材 | |
| JPH0483805A (ja) | 複合硬質合金材 | |
| JPS60106941A (ja) | 強靭性サ−メット | |
| JPH01252752A (ja) | 炭化タングステン基超硬合金製エンドミル | |
| JPH08253835A (ja) | サーメット合金 | |
| JPS6067637A (ja) | 切削工具および熱間加工工具用サ−メツト | |
| JPS59129751A (ja) | 超耐熱焼結合金およびその製造法 |