JPH08199283A - 炭窒化チタン基合金 - Google Patents
炭窒化チタン基合金Info
- Publication number
- JPH08199283A JPH08199283A JP31552394A JP31552394A JPH08199283A JP H08199283 A JPH08199283 A JP H08199283A JP 31552394 A JP31552394 A JP 31552394A JP 31552394 A JP31552394 A JP 31552394A JP H08199283 A JPH08199283 A JP H08199283A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- particles
- hard phase
- grains
- titanium carbonitride
- 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
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 36
- 239000000956 alloy Substances 0.000 title claims abstract description 36
- 239000010936 titanium Substances 0.000 title claims abstract description 32
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 18
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 title claims abstract description 14
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims abstract description 28
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims abstract description 28
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 claims abstract description 12
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical group [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 3
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 3
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 claims abstract description 3
- 230000000737 periodic effect Effects 0.000 claims abstract 2
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims description 56
- 239000011230 binding agent Substances 0.000 claims description 14
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 4
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 claims 1
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 abstract description 29
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 abstract description 9
- 230000002950 deficient Effects 0.000 abstract 1
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 abstract 1
- 239000012071 phase Substances 0.000 description 23
- 239000007771 core particle Substances 0.000 description 20
- 239000011195 cermet Substances 0.000 description 10
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 7
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 5
- 239000000843 powder Substances 0.000 description 5
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 238000000034 method Methods 0.000 description 4
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 3
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 3
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000003801 milling Methods 0.000 description 3
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 3
- CSCPPACGZOOCGX-UHFFFAOYSA-N Acetone Chemical compound CC(C)=O CSCPPACGZOOCGX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000005299 abrasion Methods 0.000 description 2
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000011362 coarse particle Substances 0.000 description 2
- 239000000470 constituent Substances 0.000 description 2
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 2
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 2
- 239000011812 mixed powder Substances 0.000 description 2
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000001878 scanning electron micrograph Methods 0.000 description 2
- 230000035939 shock Effects 0.000 description 2
- 239000002904 solvent Substances 0.000 description 2
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910001339 C alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- UGFAIRIUMAVXCW-UHFFFAOYSA-N Carbon monoxide Chemical compound [O+]#[C-] UGFAIRIUMAVXCW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- LFQSCWFLJHTTHZ-UHFFFAOYSA-N Ethanol Chemical compound CCO LFQSCWFLJHTTHZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- PMVSDNDAUGGCCE-TYYBGVCCSA-L Ferrous fumarate Chemical group [Fe+2].[O-]C(=O)\C=C\C([O-])=O PMVSDNDAUGGCCE-TYYBGVCCSA-L 0.000 description 1
- 241000872198 Serjania polyphylla Species 0.000 description 1
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 1
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 1
- 229910002091 carbon monoxide Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 1
- 230000006835 compression Effects 0.000 description 1
- 238000007906 compression Methods 0.000 description 1
- 238000001035 drying Methods 0.000 description 1
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 1
- 230000005284 excitation Effects 0.000 description 1
- 239000010419 fine particle Substances 0.000 description 1
- 229910052735 hafnium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000010191 image analysis Methods 0.000 description 1
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 1
- 239000007791 liquid phase Substances 0.000 description 1
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 238000002156 mixing Methods 0.000 description 1
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 1
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 1
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 1
- 239000012188 paraffin wax Substances 0.000 description 1
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 102220005308 rs33960931 Human genes 0.000 description 1
- 238000005245 sintering Methods 0.000 description 1
- 229910001220 stainless steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010935 stainless steel Substances 0.000 description 1
- 229910052715 tantalum Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 1
Landscapes
- Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 ＴｉとＴｉ以外の周期律表IVａ，Ｖａおよび
VIａ族金属の中から選択される少なくとも１種の金属と
の炭化物、窒化物、炭窒化物よりなる硬質相が80〜95重
量％で、残部が鉄族金属を主成分とした結合相と不可避
不純物とからなると硬質炭窒化チタン基合金の改良。 【構成】 走査型電子顕微鏡組織写真で観察した場合
に、合金中の硬質相の粒子が芯部がＴｉに富んだ黒色に
見える粒子Ａと、芯部がＴｉが乏しい白色に見える粒子
Ｂとの２種類から主として構成され、粒子Ａの平均面積
は 0.7〜1.5 μｍ2の範囲にあり、粒子Ｂの平均面積は
0.1〜0.7 μｍ2 の範囲にある。
VIａ族金属の中から選択される少なくとも１種の金属と
の炭化物、窒化物、炭窒化物よりなる硬質相が80〜95重
量％で、残部が鉄族金属を主成分とした結合相と不可避
不純物とからなると硬質炭窒化チタン基合金の改良。 【構成】 走査型電子顕微鏡組織写真で観察した場合
に、合金中の硬質相の粒子が芯部がＴｉに富んだ黒色に
見える粒子Ａと、芯部がＴｉが乏しい白色に見える粒子
Ｂとの２種類から主として構成され、粒子Ａの平均面積
は 0.7〜1.5 μｍ2の範囲にあり、粒子Ｂの平均面積は
0.1〜0.7 μｍ2 の範囲にある。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は炭窒化チタン基合金 (い
わゆるサーメット) の改良に関するものであり、特に高
速切削、高送り、高切込みなどの耐熱亀裂性と耐塑性変
形性とが要求される重切削において長期にわたって優れ
た性能を発揮するサーメット工具として使用可能なサー
メットに関するものである。
わゆるサーメット) の改良に関するものであり、特に高
速切削、高送り、高切込みなどの耐熱亀裂性と耐塑性変
形性とが要求される重切削において長期にわたって優れ
た性能を発揮するサーメット工具として使用可能なサー
メットに関するものである。
【０００２】
【従来技術】炭窒化チタン基合金（サーメット）はＷＣ
基合金に比べて耐酸化性と耐磨耗性に優れているので、
切削工具として広く使用されている。しかし、従来のサ
ーメットは機械的に欠損し易く、熱衝撃に弱いため用途
が限られていた。そのため、耐欠損性を向上するための
方法が種々提案されている。特開平５−186843には、平
均粒径が１μｍ未満の硬質成分の微粒マトリックス中に
平均粒径が２〜８μｍの粗粒を10〜50体積％分散させ、
微粒と粗粒との平均粒径差を1.5 μｍ以上にしたチタン
基炭窒化焼結合金が記載されている。この合金は靭性と
耐摩耗性が向上する。しかし、この特許に記載の合金
は、やや大きな負荷で断続切削を行った場合、６μｍ以
上の粗粒を起点として欠損を生じる場合がしばしばあ
り、靭性も充分とはいえない。
基合金に比べて耐酸化性と耐磨耗性に優れているので、
切削工具として広く使用されている。しかし、従来のサ
ーメットは機械的に欠損し易く、熱衝撃に弱いため用途
が限られていた。そのため、耐欠損性を向上するための
方法が種々提案されている。特開平５−186843には、平
均粒径が１μｍ未満の硬質成分の微粒マトリックス中に
平均粒径が２〜８μｍの粗粒を10〜50体積％分散させ、
微粒と粗粒との平均粒径差を1.5 μｍ以上にしたチタン
基炭窒化焼結合金が記載されている。この合金は靭性と
耐摩耗性が向上する。しかし、この特許に記載の合金
は、やや大きな負荷で断続切削を行った場合、６μｍ以
上の粗粒を起点として欠損を生じる場合がしばしばあ
り、靭性も充分とはいえない。
【０００３】また、最近の切削加工では切削の高能率化
が求められ、高速切削や高送り切削が用いられる傾向に
あるが、公知のTiＣＮ基サーメット切削工具を高速切削
や高送り切削で用いた場合には比較的短時間で使用寿命
に至るのが現状である。
が求められ、高速切削や高送り切削が用いられる傾向に
あるが、公知のTiＣＮ基サーメット切削工具を高速切削
や高送り切削で用いた場合には比較的短時間で使用寿命
に至るのが現状である。
【０００４】本発明者達は、硬質相を形成する成分の中
でTiＣ、TiＣＮまたはTiＮあるいはこれらにＶａ，VIａ
族金属のうち１種または２種以上を含んだ固溶体の粒度
を最適化することによって、高速切削、高送り切削、高
切込み切削において発生する熱亀裂と熱衝撃に対して優
れた耐久性を示すということを見い出した。また、VIａ
族金属の結合相への固溶が十分進むと、結合相の硬度が
増加して優れた耐摩耗性合金になるということを見い出
した。本発明はこれらの知見に基づいてなされたもので
ある。
でTiＣ、TiＣＮまたはTiＮあるいはこれらにＶａ，VIａ
族金属のうち１種または２種以上を含んだ固溶体の粒度
を最適化することによって、高速切削、高送り切削、高
切込み切削において発生する熱亀裂と熱衝撃に対して優
れた耐久性を示すということを見い出した。また、VIａ
族金属の結合相への固溶が十分進むと、結合相の硬度が
増加して優れた耐摩耗性合金になるということを見い出
した。本発明はこれらの知見に基づいてなされたもので
ある。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は使用寿
命が長いサーメット切削工具用のTiＣＮ基合金を提供す
ることにある。
命が長いサーメット切削工具用のTiＣＮ基合金を提供す
ることにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は、ＴｉとＴｉ以
外の周期律表IVａ，ＶａおよびVIａ族金属の中から選択
される少なくとも１種の金属との炭化物、窒化物、炭窒
化物よりなる硬質相が80〜95重量％で、残部が鉄族金属
を主成分とした結合相と不可避不純物とからなる硬質炭
窒化チタン基合金において、合金断面を研磨した後に走
査型電子顕微鏡組織写真で観察した場合に、合金中の硬
質相の粒子が芯部がＴｉに富んだ黒色に見える粒子Ａ
と、芯部がＴｉが乏しい白色に見える粒子Ｂとの２種類
から主として構成され、研磨断面での粒子Ａの平均面積
が 0.7〜 1.5μｍ2 の範囲にあり、粒子Ｂの平均面積が
0.1〜 0.7μm2の範囲にある点を特徴とする硬質炭窒化
チタン基合金を提供する。
外の周期律表IVａ，ＶａおよびVIａ族金属の中から選択
される少なくとも１種の金属との炭化物、窒化物、炭窒
化物よりなる硬質相が80〜95重量％で、残部が鉄族金属
を主成分とした結合相と不可避不純物とからなる硬質炭
窒化チタン基合金において、合金断面を研磨した後に走
査型電子顕微鏡組織写真で観察した場合に、合金中の硬
質相の粒子が芯部がＴｉに富んだ黒色に見える粒子Ａ
と、芯部がＴｉが乏しい白色に見える粒子Ｂとの２種類
から主として構成され、研磨断面での粒子Ａの平均面積
が 0.7〜 1.5μｍ2 の範囲にあり、粒子Ｂの平均面積が
0.1〜 0.7μm2の範囲にある点を特徴とする硬質炭窒化
チタン基合金を提供する。
【０００７】硬質相の炭窒化チタンの組成は〔式１〕で
表すことができる： 〔式１〕 （Ti，Ｍ）1 （Ｃu ＮV ）z (ここで、ＭはＴｉ以外のIVａ，ＶａおよびVIａ族金属
の中から選択される少なくとも１種の金属を表し、ｕ、
ｖおよびｚは下記範囲の数を表す： ｕ＋ｖ＝１、 0.2≧ｖ≧0.6 、 0.75≧ｚ≧0.95）
表すことができる： 〔式１〕 （Ti，Ｍ）1 （Ｃu ＮV ）z (ここで、ＭはＴｉ以外のIVａ，ＶａおよびVIａ族金属
の中から選択される少なくとも１種の金属を表し、ｕ、
ｖおよびｚは下記範囲の数を表す： ｕ＋ｖ＝１、 0.2≧ｖ≧0.6 、 0.75≧ｚ≧0.95）
【０００８】ＭとしてVIａ族金属のMo、Ｗ、Crを選択し
た場合には、これら金属は硬質相に固溶すると共に結合
相にも固溶し、固溶強化を示す。ＭとしてＶａ族金属の
Ｖ、Nb、Taを選択した場合には、これら金属は主として
硬質相に固溶し、２重構造を形成することで耐摩耗性を
向上させる。ＭとしてIVａ族金属のZr、Hfを選択した場
合には、これら金属は結合相の強化に対して有効である
が、反面焼結性を著しく低下させて空孔を発生し易くす
るため、その添加量は２％以下にするのが好ましい。Ｎ
はサーメットの強度向上に有効であるが、Ｎの値ｖが
0.6を越えると、焼結性が損なわれ、逆に 0.3以下では
Ｎ添加の効果が少ない。Ｚの値は0.95以下にする。そう
することによって低炭素合金にして結合相へのＭ金属の
固溶を促進させ、固溶強化させることができる。この値
を越えるとＦＣ析出合金と成り易い。また、Ｚの値を0.
75以下にすると金属間化合物が析出し、靭性の低下また
は抗折力のバラツキが大きくなり、性能にバラツキがで
る。
た場合には、これら金属は硬質相に固溶すると共に結合
相にも固溶し、固溶強化を示す。ＭとしてＶａ族金属の
Ｖ、Nb、Taを選択した場合には、これら金属は主として
硬質相に固溶し、２重構造を形成することで耐摩耗性を
向上させる。ＭとしてIVａ族金属のZr、Hfを選択した場
合には、これら金属は結合相の強化に対して有効である
が、反面焼結性を著しく低下させて空孔を発生し易くす
るため、その添加量は２％以下にするのが好ましい。Ｎ
はサーメットの強度向上に有効であるが、Ｎの値ｖが
0.6を越えると、焼結性が損なわれ、逆に 0.3以下では
Ｎ添加の効果が少ない。Ｚの値は0.95以下にする。そう
することによって低炭素合金にして結合相へのＭ金属の
固溶を促進させ、固溶強化させることができる。この値
を越えるとＦＣ析出合金と成り易い。また、Ｚの値を0.
75以下にすると金属間化合物が析出し、靭性の低下また
は抗折力のバラツキが大きくなり、性能にバラツキがで
る。
【０００９】結合相は少なくとも１種の鉄族金属にする
ことができ、硬質炭窒化チタン基合金における比率は５
〜20重量％である。
ことができ、硬質炭窒化チタン基合金における比率は５
〜20重量％である。
【００１０】走査型電子顕微鏡組織写真で観察した場
合、本発明の合金中の硬質相の粒子は図１に示すよう
に、黒い芯を持つ粒子（すなわち芯部がＴｉに富んでい
る粒子Ａまたは黒芯粒子）と、白い芯を持つ粒子（すな
わち芯部がＴｉが乏しい粒子Ｂまたは白芯粒子）との２
種類に主として分けることができる。本発明の特徴はこ
れら粒子の平均粒子面積が下記の範囲にある点にある： 黒芯粒子 0.7〜1.5 μｍ2 白芯粒子 0.1〜0.7 μｍ2
合、本発明の合金中の硬質相の粒子は図１に示すよう
に、黒い芯を持つ粒子（すなわち芯部がＴｉに富んでい
る粒子Ａまたは黒芯粒子）と、白い芯を持つ粒子（すな
わち芯部がＴｉが乏しい粒子Ｂまたは白芯粒子）との２
種類に主として分けることができる。本発明の特徴はこ
れら粒子の平均粒子面積が下記の範囲にある点にある： 黒芯粒子 0.7〜1.5 μｍ2 白芯粒子 0.1〜0.7 μｍ2
【００１１】ここで、「粒子面積」とは、合金の断面を
研磨し、研磨断面を走査型電子顕微鏡組織写真で観察し
た時に見える合金中で硬質相の個々の粒子が占める面積
であり、「平均粒子面積」とはその平均（例えば、走査
型電子顕微鏡の視野内にある粒子の粒子面積の幾何平
均）であり、「最大粒子面積」とは最大の粒子の面積で
ある。
研磨し、研磨断面を走査型電子顕微鏡組織写真で観察し
た時に見える合金中で硬質相の個々の粒子が占める面積
であり、「平均粒子面積」とはその平均（例えば、走査
型電子顕微鏡の視野内にある粒子の粒子面積の幾何平
均）であり、「最大粒子面積」とは最大の粒子の面積で
ある。
【００１２】この平均粒子面積は組織写真から肉眼で算
出することもできるが、下記の手順で画像処理技術を用
いて算出することもできる。すなわち、 (1) 先ず、サーメット合金を研磨し、走査型電子顕微鏡
で 5,000倍の組織写真を撮る。 (2) 14μｍ×17μｍの領域に対して粒界を識別後、画像
をスキャナーを用いてコンピュータに読み込む。 (3) 次に、粒界識別後の画像で黒芯を有する粒子を粒界
まで黒く塗りつぶし、再度スキャナーを用いてコンピュ
ータに読み込む。 (4) 最初に読み込んだ画像と黒く塗りつぶした画像との
差を取って白芯粒子を抽出する。 (5) 各粒子の占有する画素数を求め、倍率から１画素の
面積を求め、各粒子の面積を求める。 (6) 全白芯粒子の面積から各粒子の面積の分布を求め
る。 (7) 黒芯に付いて同様の方法で面積と分布を求める。 (8) 得られた分布より平均粒子面積と最大粒子面積を求
める。
出することもできるが、下記の手順で画像処理技術を用
いて算出することもできる。すなわち、 (1) 先ず、サーメット合金を研磨し、走査型電子顕微鏡
で 5,000倍の組織写真を撮る。 (2) 14μｍ×17μｍの領域に対して粒界を識別後、画像
をスキャナーを用いてコンピュータに読み込む。 (3) 次に、粒界識別後の画像で黒芯を有する粒子を粒界
まで黒く塗りつぶし、再度スキャナーを用いてコンピュ
ータに読み込む。 (4) 最初に読み込んだ画像と黒く塗りつぶした画像との
差を取って白芯粒子を抽出する。 (5) 各粒子の占有する画素数を求め、倍率から１画素の
面積を求め、各粒子の面積を求める。 (6) 全白芯粒子の面積から各粒子の面積の分布を求め
る。 (7) 黒芯に付いて同様の方法で面積と分布を求める。 (8) 得られた分布より平均粒子面積と最大粒子面積を求
める。
【００１３】実際の走査電子顕微鏡観察では、硬質相は
図１に示すように黒い芯を持つ粒子と、白い芯を持つ粒
子とに区別でき、その 4,800倍写真の１cm2 当り10視野
を画像解析して硬質相の個々の粒子の面積と個数を算出
する。
図１に示すように黒い芯を持つ粒子と、白い芯を持つ粒
子とに区別でき、その 4,800倍写真の１cm2 当り10視野
を画像解析して硬質相の個々の粒子の面積と個数を算出
する。
【００１４】
【作用】白芯粒子の平均粒度が 0.7μｍ2 以上になる
と、耐摩耗性が著しく低下する。逆に、白芯粒子の平均
粒度が 0.1μm 2 以下なると、粒子の脱落が生じ易くな
って、クレーター磨耗が増大する。一方、黒芯粒子の平
均粒度が 0.7μｍ2 以下になると、亀裂の伝播を抑えら
れなくなり、十分な破壊靭性が得られず、短い寿命で欠
損してしまう。逆に、黒芯粒子の平均粒度が 1.5μm 2
以上になると、硬度の低下により耐摩耗性が低下すると
共に、破壊の起点となり易く、所望の効果が得られな
い。また、白芯粒子の最大粒径は５μm 2 にする。最大
粒径がこの値を越えると耐摩耗性が低下する。硬質相で
白芯粒子が占める面積率は10〜40％にするのが好まし
い。白芯粒子の比率が40％を越えると耐摩耗性が低下す
る。
と、耐摩耗性が著しく低下する。逆に、白芯粒子の平均
粒度が 0.1μm 2 以下なると、粒子の脱落が生じ易くな
って、クレーター磨耗が増大する。一方、黒芯粒子の平
均粒度が 0.7μｍ2 以下になると、亀裂の伝播を抑えら
れなくなり、十分な破壊靭性が得られず、短い寿命で欠
損してしまう。逆に、黒芯粒子の平均粒度が 1.5μm 2
以上になると、硬度の低下により耐摩耗性が低下すると
共に、破壊の起点となり易く、所望の効果が得られな
い。また、白芯粒子の最大粒径は５μm 2 にする。最大
粒径がこの値を越えると耐摩耗性が低下する。硬質相で
白芯粒子が占める面積率は10〜40％にするのが好まし
い。白芯粒子の比率が40％を越えると耐摩耗性が低下す
る。
【００１５】粗粒粒子の黒芯粒子は耐摩耗性を向上さ
せ、その粒径が大きくなると、亀裂進展性を抑制する効
果よって靭性が向上する。しかし、最大粒子面積が 20
μm2を越える粒子が存在すると、工具の切削時の衝撃や
振動を吸収しきれずに、破壊の起点となり易い。
せ、その粒径が大きくなると、亀裂進展性を抑制する効
果よって靭性が向上する。しかし、最大粒子面積が 20
μm2を越える粒子が存在すると、工具の切削時の衝撃や
振動を吸収しきれずに、破壊の起点となり易い。
【００１６】本発明の合金の結合相は結合金属の格子定
数が 3.590〜3.620 の範囲、特に、3.600 〜3.615 であ
るのが好ましい (Ｘ線解析装置ＸＲＤ／ＲＵ−300 、Cu
−Ｋ線、励起条件 50 kv - 200 mA 、２θ＝40〜45°、
Co・Ni(111) 面を解析) 。格子定数が 3.590以下では固
溶強化が不充分であり、 3.615以上になると金属間化合
物が生成し易くなり、強度が不安定となる。また、この
範囲の合金は高温硬度が高く、切削中の刃先が変形し難
いという特徴もある。
数が 3.590〜3.620 の範囲、特に、3.600 〜3.615 であ
るのが好ましい (Ｘ線解析装置ＸＲＤ／ＲＵ−300 、Cu
−Ｋ線、励起条件 50 kv - 200 mA 、２θ＝40〜45°、
Co・Ni(111) 面を解析) 。格子定数が 3.590以下では固
溶強化が不充分であり、 3.615以上になると金属間化合
物が生成し易くなり、強度が不安定となる。また、この
範囲の合金は高温硬度が高く、切削中の刃先が変形し難
いという特徴もある。
【００１７】
【実施例】焼結体の製造 市販のTiＣＮ、TiＣ、TaＣ、NbＣ、ＷＣ、 Mo2Ｃ、Niお
よび Co の粉末を用いた。TiＣＮ、TiＣ、TaＣおよびNb
Ｃは黒芯粒子構成粉末であり、これらは混合後、Ｎ2 中
で 1,400〜2,000 ℃で粗粒化処理して用いた。一方、Ta
Ｃ、NbＣ、ＷＣおよび Mo2Ｃは白芯粒子構成粉末であ
り、これらは湿式ボールミルで超硬ボールを用いて予備
粉砕し、微粒化処理して、粒度調整した。〔表１〕およ
び〔表２〕に示す粉末を各表に示した組成比で配合した
ものに３〜５％のパラフィンを成形助剤として添加した
後、アルコールまたはアセトン溶媒を用いてステンレス
容器中でＷＣ基超硬合金ボールで混合粉砕した。なお、
〔表２〕には比較例が示してある。
よび Co の粉末を用いた。TiＣＮ、TiＣ、TaＣおよびNb
Ｃは黒芯粒子構成粉末であり、これらは混合後、Ｎ2 中
で 1,400〜2,000 ℃で粗粒化処理して用いた。一方、Ta
Ｃ、NbＣ、ＷＣおよび Mo2Ｃは白芯粒子構成粉末であ
り、これらは湿式ボールミルで超硬ボールを用いて予備
粉砕し、微粒化処理して、粒度調整した。〔表１〕およ
び〔表２〕に示す粉末を各表に示した組成比で配合した
ものに３〜５％のパラフィンを成形助剤として添加した
後、アルコールまたはアセトン溶媒を用いてステンレス
容器中でＷＣ基超硬合金ボールで混合粉砕した。なお、
〔表２〕には比較例が示してある。
【００１８】
【表１】
【００１９】
【表２】
【００２０】得られた混合粉末から溶媒を蒸発乾燥した
後、混合粉末を 0.5ton/cm2 〜５ton /cm2の圧力で圧縮
成形し、10-3〜10-2 mmHg の真空下 (または混合粉末の
平衡窒素分圧に合せて 0.1〜100 Torrの窒素分圧) で、
液相出現温度〜最高温度1,400 〜1600℃の温度に60〜90
分保持した後、真空または一酸化炭素雰囲気を１〜300
Torrにして、1,100 ℃以下まで冷却した (焼結) 。粒度
分布の調節で２つのピーク分布を得た。また、結合層へ
の固溶量の調整はＷＣの代わりに金属Ｗを配合して行っ
た。得られた焼結体を化学分析して硬質相成分（Ti、T
a、Nb、Mo、Ｗ）と、結合相成分（Ni, Co) と、軽元素
（Ｃ、Ｎ）とを定量し、v 、z の値を求めた。
後、混合粉末を 0.5ton/cm2 〜５ton /cm2の圧力で圧縮
成形し、10-3〜10-2 mmHg の真空下 (または混合粉末の
平衡窒素分圧に合せて 0.1〜100 Torrの窒素分圧) で、
液相出現温度〜最高温度1,400 〜1600℃の温度に60〜90
分保持した後、真空または一酸化炭素雰囲気を１〜300
Torrにして、1,100 ℃以下まで冷却した (焼結) 。粒度
分布の調節で２つのピーク分布を得た。また、結合層へ
の固溶量の調整はＷＣの代わりに金属Ｗを配合して行っ
た。得られた焼結体を化学分析して硬質相成分（Ti、T
a、Nb、Mo、Ｗ）と、結合相成分（Ni, Co) と、軽元素
（Ｃ、Ｎ）とを定量し、v 、z の値を求めた。
【００２１】焼結体の評価 得られた焼結体を平面研磨し、バフ研磨した後に、走査
型電子顕微鏡の4,800倍写真の10視野を画像解析して硬
質相の粒度を解析した (白芯粒子および黒芯粒子の最大
粒径、平均粒径および面積を算出) 。また、Ｘ線回析で
結合相の格子定数を求めた。得られた結果は〔表３〕お
よび〔表４〕に示してある。
型電子顕微鏡の4,800倍写真の10視野を画像解析して硬
質相の粒度を解析した (白芯粒子および黒芯粒子の最大
粒径、平均粒径および面積を算出) 。また、Ｘ線回析で
結合相の格子定数を求めた。得られた結果は〔表３〕お
よび〔表４〕に示してある。
【００２２】
【表３】
【００２３】
【表４】
【００２４】切削試験 得られた焼結体試料１〜18からカッタ用チップＳＮＭＮ
432 を作成して、以下の条件で切削試験した。 (1) フライス耐摩耗試験 ワーク ＳＣＭ435 ＨＳ37 (100 × 300mm) 乾式で 10 パス、 切削速度 ｖ＝200 ｍ／分 送り速度 ｆ＝0.2 ｍｍ／刃 切込み ｄ＝2.0 ｍｍ 測定項目 ＶB 摩耗量（μｍ）
432 を作成して、以下の条件で切削試験した。 (1) フライス耐摩耗試験 ワーク ＳＣＭ435 ＨＳ37 (100 × 300mm) 乾式で 10 パス、 切削速度 ｖ＝200 ｍ／分 送り速度 ｆ＝0.2 ｍｍ／刃 切込み ｄ＝2.0 ｍｍ 測定項目 ＶB 摩耗量（μｍ）
【００２５】(2) フライス靭性試験 ワーク Ｓ50Ｃ φ16（78穴） (150 × 300) 湿式で３パス／１コーナー、ｎ＝４、 切削速度 ｖ＝200 ｍ／分 送り速度 ｆ＝0.2 ｍｍ／刃 切込み ｄ＝2.0 ｍｍ 測定 欠損までの切削長／3,600mm ＝破損率 結果は〔表５〕および〔表６〕にまとめて示してある。
【００２６】本発明の試料１〜９の耐摩耗試験の結果
は、逃げ面摩耗量ＶB が200 μm 以下であり、靭性試験
に於ての破損率は35％以下であり、破壊強靱値 K1Cで表
される通り非常に強靭な合金である。Ｎの含有量を減ら
すと（試料３と試料11とを比較）、耐摩耗性が低下す
る。また、Ｚ値が下り過ぎると金属間化合物ができるた
め、破壊靭性が著しく低下する（試料10）。白芯粒子お
よび黒芯粒子の粗大粒子の存在（試料14）は、初期欠損
により靭性試験での破壊率の増大となって現れ、靭性の
バラツキの原因になっている。
は、逃げ面摩耗量ＶB が200 μm 以下であり、靭性試験
に於ての破損率は35％以下であり、破壊強靱値 K1Cで表
される通り非常に強靭な合金である。Ｎの含有量を減ら
すと（試料３と試料11とを比較）、耐摩耗性が低下す
る。また、Ｚ値が下り過ぎると金属間化合物ができるた
め、破壊靭性が著しく低下する（試料10）。白芯粒子お
よび黒芯粒子の粗大粒子の存在（試料14）は、初期欠損
により靭性試験での破壊率の増大となって現れ、靭性の
バラツキの原因になっている。
【００２７】
【表５】
【００２８】
【表６】 ☆ ：クレータ磨耗大
【００２９】
【発明の効果】以上の結果より、本発明の炭窒化チタン
基合金はフライス等の切削での耐熱亀裂性が著しく向上
し、破壊靭性を大幅に向上させるので、使用寿命が長い
サーメット切削工具として利用することができる。
基合金はフライス等の切削での耐熱亀裂性が著しく向上
し、破壊靭性を大幅に向上させるので、使用寿命が長い
サーメット切削工具として利用することができる。
【図１】図１は本発明の硬質炭窒化チタン基合金を走査
型電子顕微鏡組織写真で観察した場合に見られる粒子の
概念的説明図。
型電子顕微鏡組織写真で観察した場合に見られる粒子の
概念的説明図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 北川 信行 兵庫県伊丹市昆陽北一丁目１番１号 住友 電気工業株式会社伊丹製作所内
Claims (5)
- 【請求項１】 ＴｉとＴｉ以外の周期律表IVａ，Ｖａお
よびVIａ族金属の中から選択される少なくとも１種の金
属との炭化物、窒化物、炭窒化物よりなる硬質相が80〜
95重量％で、残部が鉄族金属を主成分とした結合相と不
可避不純物とからなると硬質炭窒化チタン基合金におい
て走査型電子顕微鏡組織写真で観察した場合に、合金中
の硬質相の粒子の芯部がＴｉに富んだ黒色に見える粒子
Ａと、芯部がＴｉに乏しい白色に見える粒子Ｂとの２種
類から主として構成され、粒子Ａの平均面積が 0.7〜
1.5μｍ2 の範囲にあり、粒子Ｂの平均面積が 0.1〜 0.
7μｍ2 の範囲にあることを特徴とする炭窒化チタン基
合金。 - 【請求項２】 粒子Ａが硬質相で占める面積が60〜90％
である請求項１に記載の合金。 - 【請求項３】 走査型電子顕微鏡組織写真で観察した場
合に、粒子Ａの最大粒子の面積が20μｍ2 以下であり、
粒子Ｂの最大粒子の面積が５μｍ2 以下である請求項１
または２に記載の合金。 - 【請求項４】 硬質相が〔式１〕で表される組成を有す
る炭窒化チタンである請求項１〜３のいずれか一項に記
載の合金： 〔式１〕 （Ti，Ｍ）1 （Ｃu ＮV ）z (ここで、 ＭはＴｉ以外のIVａ，ＶａおよびVIａ族金属の中から選
択される少なくとも１種の金属を表し、 ｕ、ｖおよびｚは下記範囲の数を表す： ｕ＋ｖ＝1.0 、 0.2≧ｖ≧0.6 、 0.75≧ｚ≧0.95） - 【請求項５】 結合相がＮｉおよび／またはＣｏの金属
で構成され、結合金属の格子定数が 3.590〜3.620 Åで
ある請求項４に記載の合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31552394A JPH08199283A (ja) | 1994-07-29 | 1994-11-25 | 炭窒化チタン基合金 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19755794 | 1994-07-29 | ||
| JP6-197557 | 1994-07-29 | ||
| JP31552394A JPH08199283A (ja) | 1994-07-29 | 1994-11-25 | 炭窒化チタン基合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08199283A true JPH08199283A (ja) | 1996-08-06 |
Family
ID=26510434
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP31552394A Pending JPH08199283A (ja) | 1994-07-29 | 1994-11-25 | 炭窒化チタン基合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08199283A (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0872566A1 (en) * | 1997-04-17 | 1998-10-21 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Titanium-based alloy |
| JP2005213599A (ja) * | 2004-01-29 | 2005-08-11 | Kyocera Corp | ＴｉＣＮ基サーメットおよびその製造方法 |
| JP2007231421A (ja) * | 2007-02-23 | 2007-09-13 | Kyocera Corp | ＴｉＣＮ基サーメット |
| JP2009019276A (ja) * | 2008-08-25 | 2009-01-29 | Kyocera Corp | ＴｉＣＮ基サーメット |
| WO2010110197A1 (ja) * | 2009-03-24 | 2010-09-30 | 住友電気工業株式会社 | サーメット |
| US7811683B2 (en) * | 2006-09-27 | 2010-10-12 | Kyocera Corporation | Cutting tool |
| JPWO2016136894A1 (ja) * | 2015-02-26 | 2018-01-18 | 京セラ株式会社 | サーメット製装飾部材ならびにこれを用いてなる時計、携帯端末機および装身具 |
| WO2020135404A1 (zh) * | 2018-12-29 | 2020-07-02 | 重庆文理学院 | 一种Ti(C,N)基超硬金属复合材料及其制备方法 |
-
1994
- 1994-11-25 JP JP31552394A patent/JPH08199283A/ja active Pending
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0872566A1 (en) * | 1997-04-17 | 1998-10-21 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Titanium-based alloy |
| KR100266341B1 (ko) * | 1997-04-17 | 2000-09-15 | 시바타 이사오 | 티탄기 합금 |
| EP0872566B2 (en) † | 1997-04-17 | 2007-04-11 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Method for forming a titanium-based alloy |
| JP2005213599A (ja) * | 2004-01-29 | 2005-08-11 | Kyocera Corp | ＴｉＣＮ基サーメットおよびその製造方法 |
| US7811683B2 (en) * | 2006-09-27 | 2010-10-12 | Kyocera Corporation | Cutting tool |
| JP2007231421A (ja) * | 2007-02-23 | 2007-09-13 | Kyocera Corp | ＴｉＣＮ基サーメット |
| JP2009019276A (ja) * | 2008-08-25 | 2009-01-29 | Kyocera Corp | ＴｉＣＮ基サーメット |
| WO2010110197A1 (ja) * | 2009-03-24 | 2010-09-30 | 住友電気工業株式会社 | サーメット |
| JP2010222650A (ja) * | 2009-03-24 | 2010-10-07 | Sumitomo Electric Ind Ltd | サーメット |
| JPWO2016136894A1 (ja) * | 2015-02-26 | 2018-01-18 | 京セラ株式会社 | サーメット製装飾部材ならびにこれを用いてなる時計、携帯端末機および装身具 |
| WO2020135404A1 (zh) * | 2018-12-29 | 2020-07-02 | 重庆文理学院 | 一种Ti(C,N)基超硬金属复合材料及其制备方法 |
| US11319618B2 (en) | 2018-12-29 | 2022-05-03 | Chongqing University of Arts and Sciences | Ti(C,N)-based superhard metal composite material and preparation method thereof |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6953674B2 (ja) | 超硬合金及び切削工具 | |
| US8067323B2 (en) | Sintered compact | |
| US4769070A (en) | High toughness cermet and a process for the production of the same | |
| US9127335B2 (en) | Cemented carbide tools | |
| EP2036997A1 (en) | Coated cemented carbide cutting tool inserts | |
| KR102738187B1 (ko) | 초경합금, 절삭 공구 및 초경합금의 제조 방법 | |
| JPWO2019116614A1 (ja) | 超硬合金及び切削工具 | |
| JP2004076049A (ja) | 超微粒超硬合金 | |
| JP2009007615A (ja) | 超硬合金およびそれを用いた切削工具 | |
| JPH08199283A (ja) | 炭窒化チタン基合金 | |
| JP7385829B2 (ja) | 耐塑性変形性、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 | |
| JP3952209B2 (ja) | Ｗｃ基超硬合金部材 | |
| JP2012162753A (ja) | 超硬合金およびその製造方法、並びにマイクロドリル | |
| JP3318887B2 (ja) | 微粒超硬合金及びその製造方法 | |
| JP2893886B2 (ja) | 複合硬質合金材 | |
| WO2024236022A1 (en) | Cutting tool | |
| JPH0681072A (ja) | 炭化タングステン基超硬合金 | |
| EP1422304B1 (en) | Ti(C,N)-(Ti,Nb,W)(C,N)-Co alloy for milling cutting tool applications | |
| JPS6256944B2 (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 | |
| JP7441420B2 (ja) | すぐれた耐欠損性、耐塑性変形性を発揮する切削工具 | |
| JP2514088B2 (ja) | 高硬度及び高靭性焼結合金 | |
| JP2017179474A (ja) | 非金属系材料を加工するための工具に用いる超硬合金 | |
| JP6819018B2 (ja) | ＴｉＣＮ基サーメット製切削工具 | |
| JP2022108807A (ja) | 切削工具 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Effective date: 20050315 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Effective date: 20050712 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 |