JPH0215139A - ＴｉＣＮ基サーメットおよびその製法 - Google Patents
ＴｉＣＮ基サーメットおよびその製法Info
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- JPH0215139A JPH0215139A JP63244885A JP24488588A JPH0215139A JP H0215139 A JPH0215139 A JP H0215139A JP 63244885 A JP63244885 A JP 63244885A JP 24488588 A JP24488588 A JP 24488588A JP H0215139 A JPH0215139 A JP H0215139A
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- ticn
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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
- C22C29/04—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
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- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
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- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
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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〕
本発明は耐摩耗性、靭性に優れた焼肌面が良好で且つ、
ポア、ボイドのないＴｉＣＮ基サーメットおよびその製
法に関するもので、特に切削工具として有用なＴｉＣＮ
基サーメットの改良に関する。
ポア、ボイドのないＴｉＣＮ基サーメットおよびその製
法に関するもので、特に切削工具として有用なＴｉＣＮ
基サーメットの改良に関する。
従来から、切削用焼結体としてはＷＣ−Ｃｏを主成分と
する超硬合金が主として用いられていたが、最近ではＴ
ｉの炭化物、窒化物、炭窒化物を主成分とするザーメソ
ト焼結体が用いられている。
する超硬合金が主として用いられていたが、最近ではＴ
ｉの炭化物、窒化物、炭窒化物を主成分とするザーメソ
ト焼結体が用いられている。
このようなサーメット系焼結体としては、ＴｉＣを主成
分とし、鉄族金属を結合相とし、さらに周期律表第Ｖｌ
ａ 、、 Ｖａ 、Ｖｉａ族金属の炭化物、窒化物、炭
窒化物を硬質相成分として加えたＴｉｃ基ザーメソトが
主流であった。しかし乍らごのようなＴｉＣ基ザーメソ
ト焼結体では耐熱性、強靭性に劣ることから、上記組成
にさらにＴｉＮ等の窒化物、炭窒化物を含有させること
が提案された。これは、ＴｉＮ自体が靭性に冨むことに
より、焼結体に靭性を付与するとともに、熱伝導率が高
いことにより、耐熱衝撃性、耐熱塑性変形性を向上させ
ようとするものである。
分とし、鉄族金属を結合相とし、さらに周期律表第Ｖｌ
ａ 、、 Ｖａ 、Ｖｉａ族金属の炭化物、窒化物、炭
窒化物を硬質相成分として加えたＴｉｃ基ザーメソトが
主流であった。しかし乍らごのようなＴｉＣ基ザーメソ
ト焼結体では耐熱性、強靭性に劣ることから、上記組成
にさらにＴｉＮ等の窒化物、炭窒化物を含有させること
が提案された。これは、ＴｉＮ自体が靭性に冨むことに
より、焼結体に靭性を付与するとともに、熱伝導率が高
いことにより、耐熱衝撃性、耐熱塑性変形性を向上させ
ようとするものである。
一方、元来、サーメットは製法上表面に金属が浸み出す
とともにその直下に硬質な層が存在し、切削性能上欠損
を起こし易いという欠点を有している。
とともにその直下に硬質な層が存在し、切削性能上欠損
を起こし易いという欠点を有している。
そこで、従来よりＴｉＮを含有するＴｉＣ基サーメット
に対し、さらに各種の改良がなされている。
に対し、さらに各種の改良がなされている。
例えば特公昭５９−１４５３４号では液相出現温度以下
で窒素を炉内に導入し、焼結体表面に靭性に冨む軟化層
を形成させることがまた、特公昭５９−１７１７６号で
はＣＯ還元雰囲気で焼成することにより、特定の硬度を
有する硬質層を形成させることが、さらに、特公昭６０
−３４６１８号によれば、焼成後の降温時にＣＯ雰囲気
と成すことにより表面内部とも均一な機械特性を有する
サーメットを得ることが提案されている。
で窒素を炉内に導入し、焼結体表面に靭性に冨む軟化層
を形成させることがまた、特公昭５９−１７１７６号で
はＣＯ還元雰囲気で焼成することにより、特定の硬度を
有する硬質層を形成させることが、さらに、特公昭６０
−３４６１８号によれば、焼成後の降温時にＣＯ雰囲気
と成すことにより表面内部とも均一な機械特性を有する
サーメットを得ることが提案されている。
しかし乍ら、前記先行技術によれば、硬度あるいは靭性
のいずれかについてのみ検討されるにとどまり、高硬度
および高靭性の双方を必要とする工具用材料としては切
削性能の上で未だ不十分である。
のいずれかについてのみ検討されるにとどまり、高硬度
および高靭性の双方を必要とする工具用材料としては切
削性能の上で未だ不十分である。
また、ＴｉＮ等の窒化物を含有する系では、ＴｉＮ自体
が鉄族金属との濡れ性が悪いことに起因し、焼結性が低
下するという欠点を有するとともに、ＴｉＮ自体が高温
域で分解し易いことから焼結体中にポア、ボイドが発生
し易い等の欠点を有するがこの点についても充分検耐さ
れておらず、切削特性に対する信頼性が低いという問題
を有している。
が鉄族金属との濡れ性が悪いことに起因し、焼結性が低
下するという欠点を有するとともに、ＴｉＮ自体が高温
域で分解し易いことから焼結体中にポア、ボイドが発生
し易い等の欠点を有するがこの点についても充分検耐さ
れておらず、切削特性に対する信頼性が低いという問題
を有している。
本発明は上述した欠点を解消することを主たる目的とす
るものであり、具体的には窒素を多量に含む系において
ポア、ボイドがなく、ＴｉＮの持つ特性を充分に発揮し
、耐熱性、耐摩耗性、靭性に優れ且つ、表面状態が良好
なＴｉＣＮ基サーメットを得ることを目的とするもので
ある。
るものであり、具体的には窒素を多量に含む系において
ポア、ボイドがなく、ＴｉＮの持つ特性を充分に発揮し
、耐熱性、耐摩耗性、靭性に優れ且つ、表面状態が良好
なＴｉＣＮ基サーメットを得ることを目的とするもので
ある。
本発明者は上記欠点に対し研究を重ねた結果、窒素を多
量に含むサーメットの成形体を焼成するに際し、特定圧
力の窒素ガスを炉内に特定の昇温過程で導入することに
より、ＴｉＮの分解を抑制しつつ、焼結を進行させるこ
とができ、それにより前記目的が達成されることを知見
した。
量に含むサーメットの成形体を焼成するに際し、特定圧
力の窒素ガスを炉内に特定の昇温過程で導入することに
より、ＴｉＮの分解を抑制しつつ、焼結を進行させるこ
とができ、それにより前記目的が達成されることを知見
した。
即ち、本発明は、Ｔｉを炭化物、窒化物あるいは炭窒化
物換算で５０乃至８０重量％、周期律表第Ｖｉａ族元素
を炭化物換算で１０乃至４０重量％の割合で含有すると
ともに（窒素／炭素」−窒素）で表わされる原子比が０
．４乃至０．６の範囲にある硬質相成分７０乃至９０重
量％と、鉄族金属から成る結合相成分１０乃至３０重量
％とからなる成形体を真空炉内に設置後、昇温し、鉄族
金属による液相出現温度以」−で１〜３０Ｔｏｒｒの圧
力の窒素ガスを導入し、焼結最高温度到達後、該窒素ガ
ス圧力を先に設定した圧ノｊ以下に維持して焼成するこ
とにより、焼肌面の最大表面粗さが３．５ μｍ以下で
ある実質的にポア、ボイドのないＴｉＣＮ基ザーメソト
が得られると同時に該サーメットの表層部には内部と比
較して高硬度、高靭性の改質層が形成される。
物換算で５０乃至８０重量％、周期律表第Ｖｉａ族元素
を炭化物換算で１０乃至４０重量％の割合で含有すると
ともに（窒素／炭素」−窒素）で表わされる原子比が０
．４乃至０．６の範囲にある硬質相成分７０乃至９０重
量％と、鉄族金属から成る結合相成分１０乃至３０重量
％とからなる成形体を真空炉内に設置後、昇温し、鉄族
金属による液相出現温度以」−で１〜３０Ｔｏｒｒの圧
力の窒素ガスを導入し、焼結最高温度到達後、該窒素ガ
ス圧力を先に設定した圧ノｊ以下に維持して焼成するこ
とにより、焼肌面の最大表面粗さが３．５ μｍ以下で
ある実質的にポア、ボイドのないＴｉＣＮ基ザーメソト
が得られると同時に該サーメットの表層部には内部と比
較して高硬度、高靭性の改質層が形成される。
以下、本発明を詳述する。
本発明のＴｉＣＮ基サーメットは硬質相成分として、Ｔ
ｉを炭化物、窒化物あるいは炭窒化物換算で５０乃至８
０重量％、特に５５乃至６５重量％とＷ、Ｍｏ等の周期
律表第ＶＴａ族元素を炭化物換算で１０乃至４０重量％
、特に１５乃至３０重量％とを含有する。
ｉを炭化物、窒化物あるいは炭窒化物換算で５０乃至８
０重量％、特に５５乃至６５重量％とＷ、Ｍｏ等の周期
律表第ＶＴａ族元素を炭化物換算で１０乃至４０重量％
、特に１５乃至３０重量％とを含有する。
このような硬質相成分において、Ｔｉの量が５０重量％
を下回ると耐摩耗性が低下し、８０重量％を越えると焼
結性が低下し好ましくない。また、第■ａ族元素は粒成
長抑制、結合相との濡れ性を向上させる効果を有するが
、１０重量％を下回ると上記効果が得られず、硬質相が
粗大化し、硬度、強度が低下する。また、４０重量％を
越えるとη相等の不健全相が生しると共に焼結が困難と
なる。
を下回ると耐摩耗性が低下し、８０重量％を越えると焼
結性が低下し好ましくない。また、第■ａ族元素は粒成
長抑制、結合相との濡れ性を向上させる効果を有するが
、１０重量％を下回ると上記効果が得られず、硬質相が
粗大化し、硬度、強度が低下する。また、４０重量％を
越えるとη相等の不健全相が生しると共に焼結が困難と
なる。
また、硬質相成分としては上記の外、耐クレータ摩耗性
向上を目的としてＴａ、Ｎｂを、さらに耐塑性変形性向
上を目的としてＺｒ、Ｖ、１−１ｆ等を窒化物、炭化物
、炭窒化物として５乃至４０重量％の割合で含むことも
可能であるが、４０重量％を越えると耐摩耗性劣化、ポ
ア、ボイドの発生が著しく増加する傾向にあり好ましく
ない。
向上を目的としてＴａ、Ｎｂを、さらに耐塑性変形性向
上を目的としてＺｒ、Ｖ、１−１ｆ等を窒化物、炭化物
、炭窒化物として５乃至４０重量％の割合で含むことも
可能であるが、４０重量％を越えると耐摩耗性劣化、ポ
ア、ボイドの発生が著しく増加する傾向にあり好ましく
ない。
一方、結合相はＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ等の鉄族金属を主体と
して成るもので、一部、硬質相形成成分が含まれる場合
もある。
して成るもので、一部、硬質相形成成分が含まれる場合
もある。
焼結体全体として硬質相成分は７０乃至９０重量％、結
合相成分は５〜３０重量％の割合からなる。
合相成分は５〜３０重量％の割合からなる。
本発明における大きな特徴は、硬質相成分中において（
窒素／炭素十窒素）で表わされる原子比が０．４乃至０
．６、特に０．４〜０．５の範囲に設定される点にある
。即ち、この原子比が０．４を下回ると靭性、耐摩耗性
の向上が望めず、本発明の目的が達成されず、０．６を
越えると焼結体中にポア、ボイドが発生し、工具として
の信頼性が低下する。
窒素／炭素十窒素）で表わされる原子比が０．４乃至０
．６、特に０．４〜０．５の範囲に設定される点にある
。即ち、この原子比が０．４を下回ると靭性、耐摩耗性
の向上が望めず、本発明の目的が達成されず、０．６を
越えると焼結体中にポア、ボイドが発生し、工具として
の信頼性が低下する。
また、本発明のサーメットの他の特徴は窒素量が前述し
たように多量であるにもかかわらず、内部にポア、ボイ
ドが実質的に存在せず、焼結体の焼肌面が非常になだら
かでその最大表面粗さが３゜５μｍ以下である。ポア、
ボイドの存在は超硬工具協会規格「超硬合金の有孔度分
類標準ｊ （ＣＩＳ−００６−１，９６６）によればＡ
−１以下のレベルである。
たように多量であるにもかかわらず、内部にポア、ボイ
ドが実質的に存在せず、焼結体の焼肌面が非常になだら
かでその最大表面粗さが３゜５μｍ以下である。ポア、
ボイドの存在は超硬工具協会規格「超硬合金の有孔度分
類標準ｊ （ＣＩＳ−００６−１，９６６）によればＡ
−１以下のレベルである。
本発明のサーメットはこのような構成により、窒素を多
量に含むことによる靭性、耐摩耗性、耐熱性の向上効果
を長期に亘り維持することができ、工具として長寿命化
、高倍転性を図ることが可能となる。しかも焼結後の焼
結体に対し研摩工程等を行うことなく、製品化すること
も可能となる。
量に含むことによる靭性、耐摩耗性、耐熱性の向上効果
を長期に亘り維持することができ、工具として長寿命化
、高倍転性を図ることが可能となる。しかも焼結後の焼
結体に対し研摩工程等を行うことなく、製品化すること
も可能となる。
さらに、本発明のサーメットは第１図および第２図に示
すように表面から１０００μｍまでの表層部に内部より
高硬度、高靭性の改質部が存在するという特徴を有する
。具体的には内部のビッカース硬度（荷重２０ｈ ）に
対し５％以上、内部の靭性（Ｋ＋ｃ）に対し５％以上高
い特性を有する。この改質層の存在によって、従来のサ
ーメットと比較して切削工具としての耐摩耗性、耐欠損
性を大きく向上させることが可能となった。
すように表面から１０００μｍまでの表層部に内部より
高硬度、高靭性の改質部が存在するという特徴を有する
。具体的には内部のビッカース硬度（荷重２０ｈ ）に
対し５％以上、内部の靭性（Ｋ＋ｃ）に対し５％以上高
い特性を有する。この改質層の存在によって、従来のサ
ーメットと比較して切削工具としての耐摩耗性、耐欠損
性を大きく向上させることが可能となった。
尚、通常、焼結体の表面部には金属のしみ出しが認めら
れるが、このようなしみ出しは耐摩耗性を低下させる傾
向にあるため、極力薄く設定する必要があり、特に５μ
ｍ以下に抑えることが望ましい。
れるが、このようなしみ出しは耐摩耗性を低下させる傾
向にあるため、極力薄く設定する必要があり、特に５μ
ｍ以下に抑えることが望ましい。
本発明のＴｉＣＮ基サーメットの製造方法によれば、組
成としてＴｉを炭化物、窒化物あるいは炭窒化物換算で
５０乃至８０重量％、周期律表第Ｖｉａ族元素を炭化物
換算で１０乃至４０重量％の割合で含有するとともに（
窒素／炭素十窒素）で表わされる原子比が０．４乃至０
．６の範囲内にある硬質相成分７０乃至９０重量％と、
結合相１０乃至３０重量％とから成る成形体を作成する
。
成としてＴｉを炭化物、窒化物あるいは炭窒化物換算で
５０乃至８０重量％、周期律表第Ｖｉａ族元素を炭化物
換算で１０乃至４０重量％の割合で含有するとともに（
窒素／炭素十窒素）で表わされる原子比が０．４乃至０
．６の範囲内にある硬質相成分７０乃至９０重量％と、
結合相１０乃至３０重量％とから成る成形体を作成する
。
具体的には原料粉末としてＴｉＣ，ＴｉＮ、 ＴｉＣＮ
等を、また第ＶＩａ族系としては一〇 、 Ｍ ０２
Ｃ＋ Ｍ ｏ Ｃ等を、あるいはこれらの複合炭化物、
複合炭窒化物を用い、上記の組成となるように調合した
後、公知の成形手段、例えばプレス成形、押出し成形、
鋳込み成形、射出成形、冷間静水圧成形等で成形する。
等を、また第ＶＩａ族系としては一〇 、 Ｍ ０２
Ｃ＋ Ｍ ｏ Ｃ等を、あるいはこれらの複合炭化物、
複合炭窒化物を用い、上記の組成となるように調合した
後、公知の成形手段、例えばプレス成形、押出し成形、
鋳込み成形、射出成形、冷間静水圧成形等で成形する。
この時、前述したようにＴａ、 Ｎｂ、 Ｚｒ、 Ｖ、
Ｈｆ等の炭化物、窒化物、炭窒化物等を組合わせて用
いることも当然可能である。なお、Ｔｉ系としてはＴｉ
Ｃを用いると焼結性が低下し、部分的粒成長を起こす場
合があるため、Ｔｉ （ＣＮ）あるいはＴｉ （ＣＮ）
とＴｉＮとの組合せがより好ましい。
Ｈｆ等の炭化物、窒化物、炭窒化物等を組合わせて用
いることも当然可能である。なお、Ｔｉ系としてはＴｉ
Ｃを用いると焼結性が低下し、部分的粒成長を起こす場
合があるため、Ｔｉ （ＣＮ）あるいはＴｉ （ＣＮ）
とＴｉＮとの組合せがより好ましい。
得られた成形体は真空炉内に設定し、焼成に移される。
本発明によれば、Ｑ、５Ｔｏｒｒ以下の真空炉内で加熱
し、所定の時期に１乃至３０Ｔｏｒｒの圧力の窒素ガス
を導入する。この窒素ガスの導入によって成形体中に含
まれるＴｉＮ等の窒化物の熱分解を抑制し、熱分解に伴
うポア、ボイドの発生を防止するものである。
し、所定の時期に１乃至３０Ｔｏｒｒの圧力の窒素ガス
を導入する。この窒素ガスの導入によって成形体中に含
まれるＴｉＮ等の窒化物の熱分解を抑制し、熱分解に伴
うポア、ボイドの発生を防止するものである。
本発明によれば、この窒素ガス導入時期が特に重要であ
る。通常昇温過程において鉄族金属の液相出現温度付近
で緻密化が始まる。本発明によれば、この液相出現温度
以上、特に対理論密度比が初期の成形体よりも５ｚ以」
二緻密化した段階で導入する。５％以上緻密化した段階
とは、液相出現温度以」−で成形体の表面には液相によ
り表面に被膜が形成される。この被膜形成後に窒素ガス
を導入することにより、成形体中に存在する空隙に窒素
ガスが残留し、結果的にポア、ボイドを形成するのを防
止するためである。
る。通常昇温過程において鉄族金属の液相出現温度付近
で緻密化が始まる。本発明によれば、この液相出現温度
以上、特に対理論密度比が初期の成形体よりも５ｚ以」
二緻密化した段階で導入する。５％以上緻密化した段階
とは、液相出現温度以」−で成形体の表面には液相によ
り表面に被膜が形成される。この被膜形成後に窒素ガス
を導入することにより、成形体中に存在する空隙に窒素
ガスが残留し、結果的にポア、ボイドを形成するのを防
止するためである。
しかし、窒素ガス導入の時期が対理論密度比９０χを越
えたイ］近では、実質上、窒化物の分解抑制効果は得ら
れず、焼結体表面に荒れが生じ易くなるため、９０％以
下の密度の段階で導入することが望ましい。
えたイ］近では、実質上、窒化物の分解抑制効果は得ら
れず、焼結体表面に荒れが生じ易くなるため、９０％以
下の密度の段階で導入することが望ましい。
窒素ガスは炉内の温度が最高焼結温度に達した後は、該
窒素ガスの圧力を先に設定した圧力に維持するか、それ
以下に維持する。好ましくは、再び真空に戻すか、徐々
に圧力降下させて焼成を続ける。
窒素ガスの圧力を先に設定した圧力に維持するか、それ
以下に維持する。好ましくは、再び真空に戻すか、徐々
に圧力降下させて焼成を続ける。
これば、最高焼結温度到達後にさらに圧力を」ニ■
げると、焼結体表面部に粗粒で金属をほとんど含有しな
い、脆い窒化層が生成され、焼肌面の荒れを生じるとと
もに、表面部の靭性を著しく低下させてしまう。
い、脆い窒化層が生成され、焼肌面の荒れを生じるとと
もに、表面部の靭性を著しく低下させてしまう。
なお、窒素ガス圧力を１乃至３０Ｔｏｒｒに限定した理
由ばｌ Ｔｏｒｒ未満でば窒化物に対する分解抑制効果
が得られず、３０Ｔｏｒｒを超えると焼結性が低下する
とともに遊離炭素が析出することもあり、焼結体の靭性
が低下する。
由ばｌ Ｔｏｒｒ未満でば窒化物に対する分解抑制効果
が得られず、３０Ｔｏｒｒを超えると焼結性が低下する
とともに遊離炭素が析出することもあり、焼結体の靭性
が低下する。
このような製造方法によって、焼結体中のポア、ボイド
を実質的に皆無となすとともに表面状態をなめらかなも
のにすることができる。
を実質的に皆無となすとともに表面状態をなめらかなも
のにすることができる。
上記の製造方法によれば、前述したように焼結体の表面
層に高硬度、高靭性の改質部が形成されるという特異的
性質をもつ。この理由は定かではないが、次のように考
察される。
層に高硬度、高靭性の改質部が形成されるという特異的
性質をもつ。この理由は定かではないが、次のように考
察される。
窒素ガス導入後、成形体内部と炉内雰囲気との間に圧力
が生じている。それにより、成形体表面付近の結合金属
が内部に移動し、表面層付近は内部に対し、結合相量が
減少することにより、硬度■ が高くなる。それと同時に組織上、表面付近の結晶が球
状化すること、および第ＶＩａ族元素が多量に含まれる
ことにより靭性が向上するものと考えられる。
が生じている。それにより、成形体表面付近の結合金属
が内部に移動し、表面層付近は内部に対し、結合相量が
減少することにより、硬度■ が高くなる。それと同時に組織上、表面付近の結晶が球
状化すること、および第ＶＩａ族元素が多量に含まれる
ことにより靭性が向上するものと考えられる。
本発明は切削用工具として用いられるあらゆる形状のも
のに適用できるものであるが、その形状の複雑化に伴い
焼結時の収縮速度を制御することが望ましい。
のに適用できるものであるが、その形状の複雑化に伴い
焼結時の収縮速度を制御することが望ましい。
即ち、複雑形状の成形体には、その成形方法にもよるが
、通常、成形体中で生密度のバラツキが生している。そ
のため、焼結中の成形体の収縮曲線に差異があるため、
最終焼結体の表面に微細なポアやクラ、りが生じる恐れ
がある。
、通常、成形体中で生密度のバラツキが生している。そ
のため、焼結中の成形体の収縮曲線に差異があるため、
最終焼結体の表面に微細なポアやクラ、りが生じる恐れ
がある。
このような現象を防止するためには、焼結時の収縮速度
を緩やかにすることが必要である。収縮速度を緩やかに
する方法としては、昇温速度を緩かにする方法が考えら
れるが、この場合は窒化物を多量に含む本発明の系では
高温に渇される時間が長くなるため、窒化物の分解が生
じポア、ボイドが生成されてしまう。他の方法としては
窒素の導入を低温より行うことによって上記の窒化物分
解を抑制することも可能であるが、この場合は前述した
通り、窒素ガスが焼結体内部にトラップされ、ポア、ボ
イドが発生する。
を緩やかにすることが必要である。収縮速度を緩やかに
する方法としては、昇温速度を緩かにする方法が考えら
れるが、この場合は窒化物を多量に含む本発明の系では
高温に渇される時間が長くなるため、窒化物の分解が生
じポア、ボイドが生成されてしまう。他の方法としては
窒素の導入を低温より行うことによって上記の窒化物分
解を抑制することも可能であるが、この場合は前述した
通り、窒素ガスが焼結体内部にトラップされ、ポア、ボ
イドが発生する。
本発明によれば、前述した時期に窒素ガスを導入するに
際し、予め、Ｈｅ、Ａｒ等の不活性ガスを導入すること
によって焼結性を阻害することなく、窒化物の分解を抑
制し、収縮をなだらかに進行させることができる。
際し、予め、Ｈｅ、Ａｒ等の不活性ガスを導入すること
によって焼結性を阻害することなく、窒化物の分解を抑
制し、収縮をなだらかに進行させることができる。
不活性ガスは、窒素ガス導入温度よりおよそ５０〜２０
０°Ｃ低い温度で導入する。その圧力は、１気圧以下で
あることが望ましい。
０°Ｃ低い温度で導入する。その圧力は、１気圧以下で
あることが望ましい。
このような操作は特に３次元ブレーカ等に特に有用であ
る。
る。
〔実施Ｓ１〕
原料粉末として平均粒径１〜１．５ μｍのＴｉ（ＣＮ
）、ＴｉＮ、Ｔｉｃ、ＷＣ，ＭｏｚＯ，ＮｂＣ，ＮｂＮ
、ＶＣ，Ｎｉ、Ｇｏを用い、第１表の組成に調合後、振
動ミルが粉砕を行い、バインダーを添加したものをＴＮ
ＧＡ３３２チップ形状にプレス成形し、３００℃で脱バ
インダー後、第１表の仕様で焼成を行った。
）、ＴｉＮ、Ｔｉｃ、ＷＣ，ＭｏｚＯ，ＮｂＣ，ＮｂＮ
、ＶＣ，Ｎｉ、Ｇｏを用い、第１表の組成に調合後、振
動ミルが粉砕を行い、バインダーを添加したものをＴＮ
ＧＡ３３２チップ形状にプレス成形し、３００℃で脱バ
インダー後、第１表の仕様で焼成を行った。
また、同時に抗折試験用のサンプルも作成した。
得られた焼結体に対し、硬質相の炭素、窒素を定量分析
し、（Ｎ／Ｃ＋ Ｎ）原子比を求めた。また、焼肌面に
対し、最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）を調べるとともに研摩
面におりるボイド・ポアの存在を超硬工具協会規格［超
硬合金の有孔度分類標準ｊ （ＣＩＳ−００６１９６６
）によって目視観察し、八−１〜６のランク付を行った
。
し、（Ｎ／Ｃ＋ Ｎ）原子比を求めた。また、焼肌面に
対し、最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）を調べるとともに研摩
面におりるボイド・ポアの存在を超硬工具協会規格［超
硬合金の有孔度分類標準ｊ （ＣＩＳ−００６１９６６
）によって目視観察し、八−１〜６のランク付を行った
。
また、抗折試験用サンプルでＪＩＳｌ１１６０１に従い
、３点曲げ抗折強度を測定した。
、３点曲げ抗折強度を測定した。
さらに、焼結体内部のビッカース硬度Ｈｖ（荷重２０ｈ
）およびビッカース硬度用ダイヤモンド圧子を用い、
荷重２０Ｋｇで圧痕法により破壊靭性（Ｋ＋ｃ）を測定
した。
）およびビッカース硬度用ダイヤモンド圧子を用い、
荷重２０Ｋｇで圧痕法により破壊靭性（Ｋ＋ｃ）を測定
した。
なお、試料ｍ、１，２，６．８については試料を約２０
゜で研摩し、該研摩面に対し垂直方向でビッカース硬度
、破壊靭性を表面からの距離（即ち、深さ）を変えて測
定した。結果は第１図および第２図に示す。
゜で研摩し、該研摩面に対し垂直方向でビッカース硬度
、破壊靭性を表面からの距離（即ち、深さ）を変えて測
定した。結果は第１図および第２図に示す。
各試料に対し、下記条件で耐摩耗試験、耐欠損試験を行
い、耐摩耗試験ではフランク摩耗量（ｍｍ）クレータ摩
耗量（ｍｍ）を測定し、耐欠損試験では、送りを０．２
ｍｍ／ｒｅｖより０ 、０５ｍｍ／ｒｅｖずつ上げ欠損
を生じる送りを測定した。
い、耐摩耗試験ではフランク摩耗量（ｍｍ）クレータ摩
耗量（ｍｍ）を測定し、耐欠損試験では、送りを０．２
ｍｍ／ｒｅｖより０ 、０５ｍｍ／ｒｅｖずつ上げ欠損
を生じる送りを測定した。
■摩耗試験方法
被削＋Ｊ’ ＳＣｌ’１４３５（丸棒Ｈｓ−４
０）切削速度 ２００ｍ／ｍｉｎ 切り込み ２ｍｍ 送り ０．３ｍｍ／ｒｅｖ切削時間
１０ｍ１ｎ 工具形状 ＴＮＧＡ ３３２ ■耐欠損試験 切削速度 Ｌｏｏｍ／ｍｉｎ 切削時間 １ ｍｉｎ 切り込み ２ｍｍ 形状 ＴＮＧ八３へ２ 送り ０．２ｍｍ／ｒｅｖＮ第１表および第
２表の結果によれば、（Ｎ／Ｃ＋Ｎ）原子比が０．４を
下回る尚６の試料は、内部の硬度（Ｈｖ）が低く、表面
部には顕著な高硬度、高靭性の改質部は形成されず、切
削テストにおいても、耐摩耗性、耐欠損性に劣るもので
あった。逆に（Ｎ／Ｃ＋Ｎ）比が０．６を超える隘７の
試料では、焼結体内部にポア、ボイドが多くみられ、は
とんど信頼性に欠けるものであった。
０）切削速度 ２００ｍ／ｍｉｎ 切り込み ２ｍｍ 送り ０．３ｍｍ／ｒｅｖ切削時間
１０ｍ１ｎ 工具形状 ＴＮＧＡ ３３２ ■耐欠損試験 切削速度 Ｌｏｏｍ／ｍｉｎ 切削時間 １ ｍｉｎ 切り込み ２ｍｍ 形状 ＴＮＧ八３へ２ 送り ０．２ｍｍ／ｒｅｖＮ第１表および第
２表の結果によれば、（Ｎ／Ｃ＋Ｎ）原子比が０．４を
下回る尚６の試料は、内部の硬度（Ｈｖ）が低く、表面
部には顕著な高硬度、高靭性の改質部は形成されず、切
削テストにおいても、耐摩耗性、耐欠損性に劣るもので
あった。逆に（Ｎ／Ｃ＋Ｎ）比が０．６を超える隘７の
試料では、焼結体内部にポア、ボイドが多くみられ、は
とんど信頼性に欠けるものであった。
また、Ｎ２ガス導入後、圧ノｊを増加させた階８の試料
では表面窒化層が形成され、焼結体表面に荒れが生し、
切削テストの結果も十分な特性を有しζいない。しかも
表面部のＫ １．Ｃは大きく低下する（順向にあった。
では表面窒化層が形成され、焼結体表面に荒れが生し、
切削テストの結果も十分な特性を有しζいない。しかも
表面部のＫ １．Ｃは大きく低下する（順向にあった。
導入する窒素圧力が３０Ｔｏｒｒを超えるＮｏ、９では
、焼結体内部にポアが生じ、信頼性に欠ける。
、焼結体内部にポアが生じ、信頼性に欠ける。
窒素を導入しない隔１０では、表面の窒化物の分解によ
るとみられる荒れがひどく、切削テストにおいても良好
な結果は得られなかった。
るとみられる荒れがひどく、切削テストにおいても良好
な結果は得られなかった。
窒素ガスの導入を液相出現温度前で行った隘１１の試料
は窒素ガスが焼結体内部にトランプされ、ポア、ボイド
が多数見られた。また、窒素ガスの導入が最高焼結温度
後では表面荒れが生じた。
は窒素ガスが焼結体内部にトランプされ、ポア、ボイド
が多数見られた。また、窒素ガスの導入が最高焼結温度
後では表面荒れが生じた。
このような比較例に対し、本発明の試料はいずれも表面
粗さ（Ｒｍａｘ）３．５μｍ以下、ポア、ボイドがＡ−
１以下で優れた焼結性を示した。しかも特性上も高い靭
性、硬度を示した。なお、これらにはいずれも表面から
１０μｍ間に内部（表面からほぼ０．１ｍｍ）の硬度に
対し、５％以上、靭性値に対し、５″Ａ以上の高硬度高
靭性な部分が形成されていた。
粗さ（Ｒｍａｘ）３．５μｍ以下、ポア、ボイドがＡ−
１以下で優れた焼結性を示した。しかも特性上も高い靭
性、硬度を示した。なお、これらにはいずれも表面から
１０μｍ間に内部（表面からほぼ０．１ｍｍ）の硬度に
対し、５％以上、靭性値に対し、５″Ａ以上の高硬度高
靭性な部分が形成されていた。
また、本発明の試料は切削テストにおいてフランク摩耗
２．２（ｍｍ）以下、クレータ摩耗２０ （ｍｍ）以下
、欠損試験で送り０．５０ｍｍ／ｒｅｖまで欠損が生じ
ないもので切削工具用としてイ憂れたサーメソ１−であ
ることが認識された。
２．２（ｍｍ）以下、クレータ摩耗２０ （ｍｍ）以下
、欠損試験で送り０．５０ｍｍ／ｒｅｖまで欠損が生じ
ないもので切削工具用としてイ憂れたサーメソ１−であ
ることが認識された。
〔実施例２〕
組成がＴ１Ｃｏ、ｓＮｏ、ｓ ５０重ニル、１’ｉＮ８
重景％、ＷＣ８重量％、ＭＯ２Ｃ１０重ニル、ＴａＣ１
２重量％、Ｎｉ６重量％、Ｃｏ ６重量％の混合粉末を
用い、実施例１と同様に調合し、３次元ブレーカである
ＣＮＭＧ４３２１１Ｓ形状にプレス成形し、第３表に示
す焼成条件で焼成を行い、 焼結体表面のポアの存在およびク ランクの存在を観察した。
重景％、ＷＣ８重量％、ＭＯ２Ｃ１０重ニル、ＴａＣ１
２重量％、Ｎｉ６重量％、Ｃｏ ６重量％の混合粉末を
用い、実施例１と同様に調合し、３次元ブレーカである
ＣＮＭＧ４３２１１Ｓ形状にプレス成形し、第３表に示
す焼成条件で焼成を行い、 焼結体表面のポアの存在およびク ランクの存在を観察した。
この結果によれば、複雑形状品であるＣＮＭＧ４３２１
ｉＳ品では不活性ガスを何ら導入しない場合は表面のポ
アは八−１以下のレヘルではあるが、ポアの存在が認め
られ、一部にはクランクが認められた。
ｉＳ品では不活性ガスを何ら導入しない場合は表面のポ
アは八−１以下のレヘルではあるが、ポアの存在が認め
られ、一部にはクランクが認められた。
これに対し、不活性ガス導入によってこれらのポア、ク
ラックはほぼ皆無とすることができた。
ラックはほぼ皆無とすることができた。
しかしながら不活性ガス導入時期がＮ２ガス導入温度以
上ではほとんど効果がなかった。
上ではほとんど効果がなかった。
以上、詳述した通り、本発明によれば、窒素を多量に含
む系であるにかかわらず、ポア、ボイドの発生を充分に
抑制し、窒素含有により靭性、耐摩耗性、耐熱性の効果
を充分に発揮することが可能となり、工具之しての長期
的信頼性を得ることができる。
む系であるにかかわらず、ポア、ボイドの発生を充分に
抑制し、窒素含有により靭性、耐摩耗性、耐熱性の効果
を充分に発揮することが可能となり、工具之しての長期
的信頼性を得ることができる。
しかも、焼結体の焼肌面が良好であることから、焼結体
に対し、表面研摩等を行うことなしに、製品化できると
ともにコストの低減等を図ることができる。
に対し、表面研摩等を行うことなしに、製品化できると
ともにコストの低減等を図ることができる。
第１図は実施例ＮＯ，１，２，６，８の試料における表
面からの距離と硬度との関係を示した図、第２図は同じ
く靭性との関係を示した図である。
面からの距離と硬度との関係を示した図、第２図は同じ
く靭性との関係を示した図である。
Claims (4)
- （１）Ｔｉを炭化物、窒化物あるいは炭窒化物換算で５
０乃至８０重量％、周期律表第VIａ族元素を炭化物換算
で１０乃至４０重量％の割合で含有するとともに（窒素
／炭素＋窒素）で表わされる原子比が０．４乃至０．６
の範囲内にある硬質相成分７０乃至９０重量％と、鉄族
金属から成る結合相成分１０乃至３０重量％とから構成
され、且つ焼肌面の最大表面粗さが３．５μｍ以下であ
る実質的にポア、ボイドのないＴｉＣＮ基サーメット。 - （２）表面から１０００μｍまでの表層部に内部より高
靭性、高硬度の改質部が存在する特許請求の範囲第１項
記載のＴｉＣＮ基サーメット。 - （３）Ｔｉを炭化物、窒化物あるいは炭窒化物換算で５
０乃至８０重量％、周期律表第VIａ族元素を炭化物換算
で１０乃至４０重量％の割合で含有するとともに（窒素
／炭素＋窒素）で表わされる原子比が０．４乃至０．６
の範囲にある硬質成分７０乃至９０重量％と、鉄族金属
から成る結合相成分１０乃至３０重量％とから成る成形
体を真空炉内に設置後、昇温し、鉄族金属による液相出
現温度以上で１乃至３０Ｔｏｒｒの圧力の窒素ガスを導
入し、焼結最高温度到達後、該窒素ガス圧力を先に設定
した圧力以下に維持することを特徴とするＴｉＣＮ基サ
ーメットの製法。 - （４）窒素ガス導入前に１気圧以下の不活性ガスを導入
する特許請求の範囲第３項記載のＴｉＣＮ基サーメット
の製法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63244885A JP2769821B2 (ja) | 1988-03-11 | 1988-09-29 | ＴｉＣＮ基サーメットおよびその製法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5905188 | 1988-03-11 | ||
| JP63-59051 | 1988-03-11 | ||
| JP63244885A JP2769821B2 (ja) | 1988-03-11 | 1988-09-29 | ＴｉＣＮ基サーメットおよびその製法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0215139A true JPH0215139A (ja) | 1990-01-18 |
| JP2769821B2 JP2769821B2 (ja) | 1998-06-25 |
Family
ID=26400077
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63244885A Expired - Lifetime JP2769821B2 (ja) | 1988-03-11 | 1988-09-29 | ＴｉＣＮ基サーメットおよびその製法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2769821B2 (ja) |
Cited By (18)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04231468A (ja) * | 1990-12-27 | 1992-08-20 | Kyocera Corp | 表面被覆ＴｉＣＮ基サーメット |
| JPH04231469A (ja) * | 1990-12-27 | 1992-08-20 | Kyocera Corp | 被覆ＴｉＣＮ基サーメット |
| US5269452A (en) * | 1992-11-12 | 1993-12-14 | Northern Telecom Limited | Method and apparatus for wirebonding |
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| US8999531B2 (en) | 2010-04-16 | 2015-04-07 | Tungaloy Corporation | Coated CBN sintered body |
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-
1988
- 1988-09-29 JP JP63244885A patent/JP2769821B2/ja not_active Expired - Lifetime
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|---|---|
| JP2769821B2 (ja) | 1998-06-25 |
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