JPS63431A - チップフォ−ミング工作用焼結体 - Google Patents
チップフォ−ミング工作用焼結体Info
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- JPS63431A JPS63431A JP62113705A JP11370587A JPS63431A JP S63431 A JPS63431 A JP S63431A JP 62113705 A JP62113705 A JP 62113705A JP 11370587 A JP11370587 A JP 11370587A JP S63431 A JPS63431 A JP S63431A
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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〕
本発明は切削工作、好ましくはフライス加工、旋削加工
等に有効な焼結合金体に関するものである。
等に有効な焼結合金体に関するものである。
スウェーデン特許出願第８．１０５６６７−０号と第８
５０３８０４−０号には、ロックトリル用工具に使用す
る超硬質合金（セメンテッドカーバイト）の焼結体並び
に耐摩耗物品に関し、そのコア部が正常α（ＷＣ）＋β
（Ｃ（ｌバインダ相）構造に埋め込まれた状態の微細グ
レンのイータ（η）相、Ｍ、Ｃ（例えばＣ０ｘ Ｗ ３
Ｃ）及び／或いはＭ１□Ｃ（例えばＣ０６Ｗ ６ Ｃ
）を含んで成り、同時にその表面部が単にアルファ （
α）＋ベータ（β）−相から成るように、当該焼結体を
製造することによりその強度を高めることに成功したこ
とが開示されている。更に、この表面部はβ−相（バイ
ンダ相）の含有量が小さい表面外局部とバインダ相の含
有量が大きい表面内局部（表面外局部とη−相含有コア
部にの間）を有している。
５０３８０４−０号には、ロックトリル用工具に使用す
る超硬質合金（セメンテッドカーバイト）の焼結体並び
に耐摩耗物品に関し、そのコア部が正常α（ＷＣ）＋β
（Ｃ（ｌバインダ相）構造に埋め込まれた状態の微細グ
レンのイータ（η）相、Ｍ、Ｃ（例えばＣ０ｘ Ｗ ３
Ｃ）及び／或いはＭ１□Ｃ（例えばＣ０６Ｗ ６ Ｃ
）を含んで成り、同時にその表面部が単にアルファ （
α）＋ベータ（β）−相から成るように、当該焼結体を
製造することによりその強度を高めることに成功したこ
とが開示されている。更に、この表面部はβ−相（バイ
ンダ相）の含有量が小さい表面外局部とバインダ相の含
有量が大きい表面内局部（表面外局部とη−相含有コア
部にの間）を有している。
〔発明の目的と構成）
本発明の目的は上記技術を更に発展改良して成るチップ
フォーミング工作用の焼結体を提供することにある。
フォーミング工作用の焼結体を提供することにある。
本発明者は、上記構成が得られるように製造された超硬
質合金切削インサートが切屑生成工作、即ちチップフォ
ーミング工作（フライス加工）において従来の超硬質合
金切削インサートに較べ切削性能が大幅に改良されるこ
とを発見した。
質合金切削インサートが切屑生成工作、即ちチップフォ
ーミング工作（フライス加工）において従来の超硬質合
金切削インサートに較べ切削性能が大幅に改良されるこ
とを発見した。
更に本発明者は、この超硬質合金体が立方晶系炭化物、
所謂α−３β−１η−相の他にＴｉＣ１ＴａＣ又はＮｂ
Ｃに基づいたガンマ（γ）−相を含む場合に旋削等の切
削加工に際し高度の改良が達成されるという事実を発見
した。これは、旋削用の超硬質合金グレード（特に被覆
グレード）がβ−相を含有するならば通常非常に脆いも
のであるだけに、一層驚くべき事実である。それは上述
の構造であるため、これがβ−相のもたらす不利益を除
去していることによる。この場合、表面内局部に対し相
対的にβ−相が無い領域である表面外局部におけるバイ
ンダ相の含有量が著しく小さいことが、強度とタフネス
に関し正の効果を有する表面に最も近い領域に圧縮応力
を生せしめる結果をもたらしている。同時にまた、当該
表面領域の摩耗抵抗が高含有量の硬質成分により増大す
る。
所謂α−３β−１η−相の他にＴｉＣ１ＴａＣ又はＮｂ
Ｃに基づいたガンマ（γ）−相を含む場合に旋削等の切
削加工に際し高度の改良が達成されるという事実を発見
した。これは、旋削用の超硬質合金グレード（特に被覆
グレード）がβ−相を含有するならば通常非常に脆いも
のであるだけに、一層驚くべき事実である。それは上述
の構造であるため、これがβ−相のもたらす不利益を除
去していることによる。この場合、表面内局部に対し相
対的にβ−相が無い領域である表面外局部におけるバイ
ンダ相の含有量が著しく小さいことが、強度とタフネス
に関し正の効果を有する表面に最も近い領域に圧縮応力
を生せしめる結果をもたらしている。同時にまた、当該
表面領域の摩耗抵抗が高含有量の硬質成分により増大す
る。
更に熱衝撃抵抗の増大が得られ、これが熱クラツクの開
始と成長を減じる結果になっている。このことは、β−
相の無い部分における二つの領域間の熱膨張レベルの違
いによって説明付けることが出来る。空乏バインダ相外
局部（領域）は冨バインダ相内局部（領域）より熱膨張
が小さい。
始と成長を減じる結果になっている。このことは、β−
相の無い部分における二つの領域間の熱膨張レベルの違
いによって説明付けることが出来る。空乏バインダ相外
局部（領域）は冨バインダ相内局部（領域）より熱膨張
が小さい。
本発明に係る切刃体の構造を示す断面説明図の第１図に
おいて、Ａはα−１β−１η−１及び（出来れば）Ｔ−
相を含んで成る超硬質合金を示し、Ｂｌはα−１高含有
β−及び（出来れば）Ｔ−相を含んで成る超硬質合金を
示し、Ｂ２はＢ１に係るものであるが低含有β−相を有
している超硬質合金を示している。コア部のβ−相は、
通常０．５〜２０μｍのグレンサイズ、好ましくは１〜
１０μｍで万べんなく分布され、このη−相含打量は少
（とも２Ｖｏ１．％；好ましくは少くとも１ＯＶｏ１．
％で最大６０Ｖｏ１．％、好ましくは最大３５Ｖｏ１．
％にする。領域Ｂｌの層厚は最大１０００μｍ、通常５
０〜５００μｍ、好ましくは約１００〜３００μｍにす
る。領域Ｂ２は最大３００μｍ厚、通常１０〜１００μ
ｍ厚、好ましくは約５０μｍ厚とする。領域Ｂ１のバイ
ンダ相含有量はバインダ相の名目含有量の１．２、好ま
しくは１．４〜２．５にし、領域Ｂ２では当名目含有最
の０．１−０．９、好ましくは０．２〜０．７にする。
おいて、Ａはα−１β−１η−１及び（出来れば）Ｔ−
相を含んで成る超硬質合金を示し、Ｂｌはα−１高含有
β−及び（出来れば）Ｔ−相を含んで成る超硬質合金を
示し、Ｂ２はＢ１に係るものであるが低含有β−相を有
している超硬質合金を示している。コア部のβ−相は、
通常０．５〜２０μｍのグレンサイズ、好ましくは１〜
１０μｍで万べんなく分布され、このη−相含打量は少
（とも２Ｖｏ１．％；好ましくは少くとも１ＯＶｏ１．
％で最大６０Ｖｏ１．％、好ましくは最大３５Ｖｏ１．
％にする。領域Ｂｌの層厚は最大１０００μｍ、通常５
０〜５００μｍ、好ましくは約１００〜３００μｍにす
る。領域Ｂ２は最大３００μｍ厚、通常１０〜１００μ
ｍ厚、好ましくは約５０μｍ厚とする。領域Ｂ１のバイ
ンダ相含有量はバインダ相の名目含有量の１．２、好ま
しくは１．４〜２．５にし、領域Ｂ２では当名目含有最
の０．１−０．９、好ましくは０．２〜０．７にする。
大きなタフネスを必要とする切削加工の場合、表面に最
も近い焼結体が最大５０μｍ、通常１０〜３０μｍ、好
ましくは約１５〜２０μｍ厚であり、しかもこれがγ−
相に乏しく且つＢ２より高含有量のバインダを有する肉
Ｆｊｔ ｊｉＪＩ域であるならば、Ｔ−相含有超硬質合
金の一層の改良がなされる。当該領域即ちＢ３は、ある
場合には、少量の自由グラファイトを性能を損なわすこ
となく含有し得る。更に、当該領域Ｂ３は、γ−相の含
有量を増大させた最大１０μｍ厚、通常０．５〜５μｍ
厚、好ましくは約１〜２μｍ厚の表面に最も近い肉薄局
部と、上述のＴ−相フリー構造を共有することも可能で
ある。
も近い焼結体が最大５０μｍ、通常１０〜３０μｍ、好
ましくは約１５〜２０μｍ厚であり、しかもこれがγ−
相に乏しく且つＢ２より高含有量のバインダを有する肉
Ｆｊｔ ｊｉＪＩ域であるならば、Ｔ−相含有超硬質合
金の一層の改良がなされる。当該領域即ちＢ３は、ある
場合には、少量の自由グラファイトを性能を損なわすこ
となく含有し得る。更に、当該領域Ｂ３は、γ−相の含
有量を増大させた最大１０μｍ厚、通常０．５〜５μｍ
厚、好ましくは約１〜２μｍ厚の表面に最も近い肉薄局
部と、上述のＴ−相フリー構造を共有することも可能で
ある。
タフネスの具合が非常に重要となる切削用途におけるも
う１つの本発明態様は次のものである。
う１つの本発明態様は次のものである。
コア部へが上記例のものと同一タイプのものであり；領
域Ｂｌの層厚が最大２００μｍ、１ｆｆｉ常３０〜１０
０μｍ、好ましくは約５０〜８０μｍであり；領域Ｂ２
は最大１５μｍ厚、通常０〜１０μｍ厚、好ましくは２
μｍより小さい肉厚であり； Ｔｌ！Ｉ域Ｂ３は最大７
５μｍ厚、通常ｌＯ〜４０μｍ厚、好ましくは１５〜３
０μｍ厚である。領域Ｂｌのバインダ相含有量はバイン
ダ相の名目含有量の１．２より大きく、好ましくは１．
４〜°２．５であり、領域Ｂ３では当名目含有量の１．
２より大きく、好ましくは１．４〜２である。
域Ｂｌの層厚が最大２００μｍ、１ｆｆｉ常３０〜１０
０μｍ、好ましくは約５０〜８０μｍであり；領域Ｂ２
は最大１５μｍ厚、通常０〜１０μｍ厚、好ましくは２
μｍより小さい肉厚であり； Ｔｌ！Ｉ域Ｂ３は最大７
５μｍ厚、通常ｌＯ〜４０μｍ厚、好ましくは１５〜３
０μｍ厚である。領域Ｂｌのバインダ相含有量はバイン
ダ相の名目含有量の１．２より大きく、好ましくは１．
４〜°２．５であり、領域Ｂ３では当名目含有量の１．
２より大きく、好ましくは１．４〜２である。
殊に、旋削用途では、この超硬質合金体を炭化物、窒化
物及び／或いは酸化物を含んで成る１又は２以上の摩耗
抵抗層（第１図の領域Ｃ）で被覆し充分な摩耗抵抗性を
付与するのが適当である。
物及び／或いは酸化物を含んで成る１又は２以上の摩耗
抵抗層（第１図の領域Ｃ）で被覆し充分な摩耗抵抗性を
付与するのが適当である。
この被覆（コーティング）は公知の技法（ＣＶＤやＰＶ
Ｄ）により形成される。この被覆工程の間、特にＣＶＤ
法を用いた場合、少量のη−相が、特に端縁に生成され
得る。被覆層は領域Ｂ３を有するもの又は有しないもの
の切削インサートに形成することができる。旋削やフラ
イス加工用の切削インサートは時に寸法が正確に仕上ら
れていなければならないが故に、領域Ｂ２も特定のケー
スでは多かれ少かれ省略し得る。η−相とバインダ相中
のコバルトを鉄及び／又はニッケルの金属によって完全
又は部分的に置換し得ることも判明している。
Ｄ）により形成される。この被覆工程の間、特にＣＶＤ
法を用いた場合、少量のη−相が、特に端縁に生成され
得る。被覆層は領域Ｂ３を有するもの又は有しないもの
の切削インサートに形成することができる。旋削やフラ
イス加工用の切削インサートは時に寸法が正確に仕上ら
れていなければならないが故に、領域Ｂ２も特定のケー
スでは多かれ少かれ省略し得る。η−相とバインダ相中
のコバルトを鉄及び／又はニッケルの金属によって完全
又は部分的に置換し得ることも判明している。
更にもう１つの本発明態様では、η−相フリーの肉厚領
域が得られるように浸炭を実施する。η−相コア部はそ
の場合、本体の寸法の１０〜９５％、好ましくは４０〜
７５％にする。
域が得られるように浸炭を実施する。η−相コア部はそ
の場合、本体の寸法の１０〜９５％、好ましくは４０〜
７５％にする。
特に、この浸炭は、η−相の全てが消去され、その結果
として中心部に高含有量のバインダ相を有し、このバイ
ンダ相の含有量が表面に向って減少している焼結体とな
るように実施される。表面におけるこのバインダ相含有
量は名目含有量の０．１〜０．９好ましくは０．４〜０
．７にする。中心部におけるこのバインダ相含有量は名
目含有量の少くとも１．２、好ましくは１．４〜２．５
で、この中心部は均一含有量のバインダ相を有し、本体
直径の０．０５〜０．５、好ましくは０．１−０．３に
相当する直径の延長体の形状になる領域である。
として中心部に高含有量のバインダ相を有し、このバイ
ンダ相の含有量が表面に向って減少している焼結体とな
るように実施される。表面におけるこのバインダ相含有
量は名目含有量の０．１〜０．９好ましくは０．４〜０
．７にする。中心部におけるこのバインダ相含有量は名
目含有量の少くとも１．２、好ましくは１．４〜２．５
で、この中心部は均一含有量のバインダ相を有し、本体
直径の０．０５〜０．５、好ましくは０．１−０．３に
相当する直径の延長体の形状になる領域である。
上述の本発明態様においては、超硬質合金の切削インサ
ート中心部におけるη−相の正の効果はα−相がＷＣを
含んで構成され、Ｔ−相がＴｉＣ１ＴｉＮ及びＮｂＣを
含んで構成され、β−相がｌ又は２以上の鉄族金属（鉄
、ニッケル又はコバルト）に基いているケースにおいて
のみ示される。予備テストは、α−相がＭｏＣとＷＣｌ
例えば純ＷＣと同じヘキサゴナル構造を持った（Ｍｏ
、 Ｗ） Ｃの固溶体を含んで成る場合にも非常に有
望な結果が得られることを示した。更に、Ｔ−相がその
他の炭化物生成金属であるＩＶ、Ｖ又は■族の金属、即
ち、Ｔｉ 、Ｖ、Ｃｒ 、Ｚｒ 、Ｎｂ 、Ｍ
ｏ 、Ｈｆ。
ート中心部におけるη−相の正の効果はα−相がＷＣを
含んで構成され、Ｔ−相がＴｉＣ１ＴｉＮ及びＮｂＣを
含んで構成され、β−相がｌ又は２以上の鉄族金属（鉄
、ニッケル又はコバルト）に基いているケースにおいて
のみ示される。予備テストは、α−相がＭｏＣとＷＣｌ
例えば純ＷＣと同じヘキサゴナル構造を持った（Ｍｏ
、 Ｗ） Ｃの固溶体を含んで成る場合にも非常に有
望な結果が得られることを示した。更に、Ｔ−相がその
他の炭化物生成金属であるＩＶ、Ｖ又は■族の金属、即
ち、Ｔｉ 、Ｖ、Ｃｒ 、Ｚｒ 、Ｎｂ 、Ｍ
ｏ 、Ｈｆ。
Ｔａ及びＷを完全又は部分的に含有している場合に、良
好な結果が得られた。γ−相中の炭化物をｒＶ、Ｖ又は
■族金属の窒化物で部分的に置換した場合にも、正の結
果（良好な結果）が得られた。
好な結果が得られた。γ−相中の炭化物をｒＶ、Ｖ又は
■族金属の窒化物で部分的に置換した場合にも、正の結
果（良好な結果）が得られた。
Ｔ−相は特定量の酸素を含有してもよい。
硬質成分の主要部がその他の炭化物又は窒化物生成元素
との合金化して成るＴｉｃ ＴｉＮに基づく相を含ん
で成る切削用材料、所謂サーメットを用いた試験も行っ
た。この場合、バインダ相は鉄族金属のＣｏ、Ｎｉ又は
Ｆｅを必須要素として含んで成り、Ｗ、Ｍｏ 、Ｎｂ
、Ｔｉ 、Ｔａ 、Ｃｒ 。
との合金化して成るＴｉｃ ＴｉＮに基づく相を含ん
で成る切削用材料、所謂サーメットを用いた試験も行っ
た。この場合、バインダ相は鉄族金属のＣｏ、Ｎｉ又は
Ｆｅを必須要素として含んで成り、Ｗ、Ｍｏ 、Ｎｂ
、Ｔｉ 、Ｔａ 、Ｃｒ 。
又はＡ１等の他の元素と多くは合金化している。
炭素及び／又は窒素の含有量が小さい場合に、サーメッ
ト切削インサートは、通常の相ＴｉＮ、Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）
、（Ｔｉ 、 Ｗ 、 Ｍｏ） （Ｃ、Ｎ）及び金属
バインダの他に、多かれ少かれ（実質的）炭素及び／又
は窒素を含有せずしかも鉄族金属（Ｎｉ 、 Ｃｏ
、 Ｆｅ）及び炭化物又は窒化物生成金属（例えばＮ
ｉ３Ｔｉ −相）によって形成されている中間相を含み
得る。この中間相はＮｉ、とＴｉ以外の元素を含有し得
る。その上、Ｎｉ３Ｔｉ −又はＮ ｉｓ （Ａ ｌ
％ Ｔ ｉ）−相は適当な熱処理によってγ−プリム型
の万べんなく分散した小さな粒子の形態で沈降し得る。
ト切削インサートは、通常の相ＴｉＮ、Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）
、（Ｔｉ 、 Ｗ 、 Ｍｏ） （Ｃ、Ｎ）及び金属
バインダの他に、多かれ少かれ（実質的）炭素及び／又
は窒素を含有せずしかも鉄族金属（Ｎｉ 、 Ｃｏ
、 Ｆｅ）及び炭化物又は窒化物生成金属（例えばＮ
ｉ３Ｔｉ −相）によって形成されている中間相を含み
得る。この中間相はＮｉ、とＴｉ以外の元素を含有し得
る。その上、Ｎｉ３Ｔｉ −又はＮ ｉｓ （Ａ ｌ
％ Ｔ ｉ）−相は適当な熱処理によってγ−プリム型
の万べんなく分散した小さな粒子の形態で沈降し得る。
ＣとＮの含有■が充分に小さい場合には、Ｍ、Ｃまたは
Ｍ＋ｚＣ（但しＭ＝Ｗ。
Ｍ＋ｚＣ（但しＭ＝Ｗ。
Ｍｏ 、Ｃｒ 、Ｃｏ 、Ｎｉ 、その他）の
タイプのη−相さえも形成され得る。
タイプのη−相さえも形成され得る。
炭素と窒素に関して重化学量論的組成になり、且つ全体
に万べんな（Ｎｉ３Ｔｉが分布しているサーメット切削
インサートは、炭窒化熱処理の後に、Ｎｉ３Ｔｉ （又
はη−相）の型の中間相が無い表面領域を得た。この表
面領域の層厚は２１より小さく、好ましくは０．３鶴よ
り小さい。ＷＣ−Ｃｏ又はＷＣ−Ｃｏ−γ相型の従来の
超硬質合金切削インサートのように、この表面領域の外
局部に硬質炭窒化物−相のある程度の富化が生しること
が判明した。熱処理はこの表面領域に必らず窒化物相又
は炭化物相が生成されるように容易に制御することが出
来る。更に、コア部のＴｉ（Ｃ、Ｎ）−相はＣとＮに関
してはある程度準化学量論的ではあるが、同じＣとＮに
関してこの相は多かれ少かれ、即ち実質的に、化学量論
的組成を有していることが判明した。
に万べんな（Ｎｉ３Ｔｉが分布しているサーメット切削
インサートは、炭窒化熱処理の後に、Ｎｉ３Ｔｉ （又
はη−相）の型の中間相が無い表面領域を得た。この表
面領域の層厚は２１より小さく、好ましくは０．３鶴よ
り小さい。ＷＣ−Ｃｏ又はＷＣ−Ｃｏ−γ相型の従来の
超硬質合金切削インサートのように、この表面領域の外
局部に硬質炭窒化物−相のある程度の富化が生しること
が判明した。熱処理はこの表面領域に必らず窒化物相又
は炭化物相が生成されるように容易に制御することが出
来る。更に、コア部のＴｉ（Ｃ、Ｎ）−相はＣとＮに関
してはある程度準化学量論的ではあるが、同じＣとＮに
関してこの相は多かれ少かれ、即ち実質的に、化学量論
的組成を有していることが判明した。
劃−」−
フライス削り用の切削インサー） （ＴＮＪＮ １２０
４ＡＮ−形状寸法）は０．３％の重化学ｆＪ、ＳＤＩ的
含有量トは次にＮ２ガス中で１時間、９００’Ｃで予備
焼結され、次いで１４５０°Ｃで標準焼結された。その
後、半数のインサート１ユＲ柊形状に研磨仕上げされた
。
４ＡＮ−形状寸法）は０．３％の重化学ｆＪ、ＳＤＩ的
含有量トは次にＮ２ガス中で１時間、９００’Ｃで予備
焼結され、次いで１４５０°Ｃで標準焼結された。その
後、半数のインサート１ユＲ柊形状に研磨仕上げされた
。
この研磨インサートはグラファイト相中の微細Ａｌ２Ｏ
：ｌ−粉末にまばらに埋め込み、次いでこれをプッシャ
ータイプの炉に入れ、１３５０°Ｃで０．５時間、浸炭
雰囲気で熱処理した。焼結の過程で、均一分布の微細な
グレン状η−相を存するα＋β−相の構造が形成された
。熱処理の過程では、単にα＋β構造の非常に狭い領域
がインサートの表面に形成された。これは炭素がインサ
ート中に拡散し、η−相をα＋β−相に変換するが故に
形成されるものである。η−相の無い領域の層厚は０．
３１と査定され、低含有量のコバルトを有する部分の肉
厚は０．０５ｍｍと査定された。これらの領域は切刃に
おいては幾らか肉厚であった。低含有量のコバルトを有
する外側の領域におけるコバルト含有量は４％と査定さ
れ、η−相の無い領域の冨コバルト内局部においては１
２％と査定された。
：ｌ−粉末にまばらに埋め込み、次いでこれをプッシャ
ータイプの炉に入れ、１３５０°Ｃで０．５時間、浸炭
雰囲気で熱処理した。焼結の過程で、均一分布の微細な
グレン状η−相を存するα＋β−相の構造が形成された
。熱処理の過程では、単にα＋β構造の非常に狭い領域
がインサートの表面に形成された。これは炭素がインサ
ート中に拡散し、η−相をα＋β−相に変換するが故に
形成されるものである。η−相の無い領域の層厚は０．
３１と査定され、低含有量のコバルトを有する部分の肉
厚は０．０５ｍｍと査定された。これらの領域は切刃に
おいては幾らか肉厚であった。低含有量のコバルトを有
する外側の領域におけるコバルト含有量は４％と査定さ
れ、η−相の無い領域の冨コバルト内局部においては１
２％と査定された。
インサートは、次に通常のＣＶＤ法によって３ｐｍ厚の
ＴｉＣ＋１μｍ厚のＡ ｌ ｚ Ｏｘで被覆された。
ＴｉＣ＋１μｍ厚のＡ ｌ ｚ Ｏｘで被覆された。
廿り一％
例１における残余の未研磨インサートからの１バツチを
浸炭雰囲気で例Ｉに類似の方法で１時間、１３５０℃で
熱処理すした。これらのインサートは、次にＲ柊寸法に
研磨仕上された。η−相の無い領域の層厚は０．４ｍｍ
と査定され、その１部である低含有量のコバルトを有す
る外側領域は０．０５ｍｍ厚であった。η−和の無いこ
れらの領域中のコバルト含有量は査定された結果、例１
のものと同じであることが判明した。
浸炭雰囲気で例Ｉに類似の方法で１時間、１３５０℃で
熱処理すした。これらのインサートは、次にＲ柊寸法に
研磨仕上された。η−相の無い領域の層厚は０．４ｍｍ
と査定され、その１部である低含有量のコバルトを有す
る外側領域は０．０５ｍｍ厚であった。η−和の無いこ
れらの領域中のコバルト含有量は査定された結果、例１
のものと同じであることが判明した。
例−」−
鋳鉄のフライス工作試験
工作物材料：ねずみ銑５ＳＯ１２５
工作機械：垂直にδｐｉｎｇ ２０ Ｋ Ｗ （ｎ ＝
２０００）フライス本体：φ２５０ｍｍ ＡＵＴＯ５Ａ
ＮＤＶＩにフライスカッター 切削デーク：速度： Ｖ ＝ １４５ｍ／ｍｉｎ送り：
Ｓｚ ＝ ０．２ｍｍ／ｒｅｖ切削深さ：Ａａ＝２
゜Ｏｍｍ インサート型式： ＴＮＪＮ １２０４ＡＮインサ一ト
試験品に標準８％Ｃ０１９２％ＷＣインサート試験品２
：本発明の前記例２試験は正面フライスの単一刃溝ラン
（走行）として実施され、このランにおいて１０分間毎
に摩耗を測定した。
２０００）フライス本体：φ２５０ｍｍ ＡＵＴＯ５Ａ
ＮＤＶＩにフライスカッター 切削デーク：速度： Ｖ ＝ １４５ｍ／ｍｉｎ送り：
Ｓｚ ＝ ０．２ｍｍ／ｒｅｖ切削深さ：Ａａ＝２
゜Ｏｍｍ インサート型式： ＴＮＪＮ １２０４ＡＮインサ一ト
試験品に標準８％Ｃ０１９２％ＷＣインサート試験品２
：本発明の前記例２試験は正面フライスの単一刃溝ラン
（走行）として実施され、このランにおいて１０分間毎
に摩耗を測定した。
その結果（三回のテストの平均値）、主切刃の０．３ｍ
ｍの平均面摩耗（フェースウェア）に至る切削時間Ｃよ
次の通りであった。
ｍの平均面摩耗（フェースウェア）に至る切削時間Ｃよ
次の通りであった。
Ｖ Ｂ ＝０．３ ｍｍに至る時間
１、標準品 １３５分（ｍｉｎ）２、本発明品
１６６分 ±−↓ 鋳鉄のフライス工作試験 工作物材料：ねずみ銑５ＳＯ１２５ 工作機械：垂直に６ｐｉｎｇ ２０ Ｋ Ｗ （ｎ ＝
２０００）フライス本体： φ２５０＋ｙ＋ｌＩ＋ Ａ
ＵＴＯ５ＡＮＤＶＩＫ ７ライスカツター 切削データ：速度： Ｖ＝ ２２４ｍ／ｍｉｎ送り：
Ｓｚ ＝ ０．２ｍｍ／ｒｅｖ切削深さ： Ａａ ＝
２．０ ｍｍ インサート型式： ＴＮＪＮ １２０４ＡＮインサ一ト
試験品１：標準８％Ｃｏ、９２％ＷＣ。
１６６分 ±−↓ 鋳鉄のフライス工作試験 工作物材料：ねずみ銑５ＳＯ１２５ 工作機械：垂直に６ｐｉｎｇ ２０ Ｋ Ｗ （ｎ ＝
２０００）フライス本体： φ２５０＋ｙ＋ｌＩ＋ Ａ
ＵＴＯ５ＡＮＤＶＩＫ ７ライスカツター 切削データ：速度： Ｖ＝ ２２４ｍ／ｍｉｎ送り：
Ｓｚ ＝ ０．２ｍｍ／ｒｅｖ切削深さ： Ａａ ＝
２．０ ｍｍ インサート型式： ＴＮＪＮ １２０４ＡＮインサ一ト
試験品１：標準８％Ｃｏ、９２％ＷＣ。
３ μｍＴｉｃ＋ ｌｐｍ
Ａ ｌ ｔ ＯｘのＣＶＤ被覆
インサート試験品２：本発明の例１
試験は前記例４と同じ要領で実行された。
その結果は次の通りであった。
Ｖ Ｂ ” ０．３ ｍ＋ｓに至る時間１、標準品
２１０分 ２、本発明品 ２４６分 ■−工 旋削用インサート（ＴＮＭＮ １６０４０８形状寸法）
を準化学量論的含有量の炭素を含むＷ Ｃ−２，６％、
ＴｉＣ１，５％、ＴｉＮ ３．６％、ＴａＣ−２，４
％、ＮｂＣ−５，５％のＣｏ粉末から加圧成形した。次
にこれを例１に従って予備焼結し、次いで１４５０℃で
真空焼結した。この焼結体を例１の通り１３５０℃で０
．５時間、熱処理した。そのη−相が無領域は０、３
ｏ＋ｎ＋厚で、その低コバルト含有外局部は０．１ ｍ
ｍ厚であった。表面に最も近い最外層の局部として、γ
−相（立方晶系炭化物と窒化物）に乏しい２０μｍの領
域が形成された（第１図の８３）。
２１０分 ２、本発明品 ２４６分 ■−工 旋削用インサート（ＴＮＭＮ １６０４０８形状寸法）
を準化学量論的含有量の炭素を含むＷ Ｃ−２，６％、
ＴｉＣ１，５％、ＴｉＮ ３．６％、ＴａＣ−２，４
％、ＮｂＣ−５，５％のＣｏ粉末から加圧成形した。次
にこれを例１に従って予備焼結し、次いで１４５０℃で
真空焼結した。この焼結体を例１の通り１３５０℃で０
．５時間、熱処理した。そのη−相が無領域は０、３
ｏ＋ｎ＋厚で、その低コバルト含有外局部は０．１ ｍ
ｍ厚であった。表面に最も近い最外層の局部として、γ
−相（立方晶系炭化物と窒化物）に乏しい２０μｍの領
域が形成された（第１図の８３）。
これらのインサートは丸い切刃を付与されており、これ
に従来（ＣＶＤ）法により４．５．ｃ＋ｍＴ；Ｃ＋ ３
１１ ｍＡ ｌ ｚＯｘ ＋ ０．１１！ ｍＴｉＮを
被覆した。
に従来（ＣＶＤ）法により４．５．ｃ＋ｍＴ；Ｃ＋ ３
１１ ｍＡ ｌ ｚＯｘ ＋ ０．１１！ ｍＴｉＮを
被覆した。
別−」−
旋削用インサート（ＴＮＭＮ １６０４０８−形状寸法
）を例５と同じ粉末バッチから加圧成形した。次いでこ
れに例５の通り予備焼結と本焼結の画処理を施した。次
いで例１の通りに熱処理したが、この場合！３５０℃で
１０分間の処理であった。得られたインサートのη相が
ない領域は１００μｍ厚であり、その空乏Ｔ相外局部は
２０μｍであった。このインサートを油砥石でとぎ、次
いでこれに１５分間、窒素含有雰囲気で１４００℃の熱
処理を施した。表面に最も近い最外局部領域は約２μｍ
深さまでγ相の急増含有量を有していた。得られたイン
サートは例５と同じ方法でＣＶＤ被覆を最終的に施こさ
れた・ 以下余日改ＩＨ スチール（鋼鉄）の旋削試験 工作物材料：３００ＨＢに焼鈍した焼入鋼５Ｓ２２４４
、コアによって分離された二つの平 鉄を含んで成る平鉄パケットで、 これは工作物の入口と出口の両方 で切刃に大きな負担をかける間欠 作業をもたらす。
）を例５と同じ粉末バッチから加圧成形した。次いでこ
れに例５の通り予備焼結と本焼結の画処理を施した。次
いで例１の通りに熱処理したが、この場合！３５０℃で
１０分間の処理であった。得られたインサートのη相が
ない領域は１００μｍ厚であり、その空乏Ｔ相外局部は
２０μｍであった。このインサートを油砥石でとぎ、次
いでこれに１５分間、窒素含有雰囲気で１４００℃の熱
処理を施した。表面に最も近い最外局部領域は約２μｍ
深さまでγ相の急増含有量を有していた。得られたイン
サートは例５と同じ方法でＣＶＤ被覆を最終的に施こさ
れた・ 以下余日改ＩＨ スチール（鋼鉄）の旋削試験 工作物材料：３００ＨＢに焼鈍した焼入鋼５Ｓ２２４４
、コアによって分離された二つの平 鉄を含んで成る平鉄パケットで、 これは工作物の入口と出口の両方 で切刃に大きな負担をかける間欠 作業をもたらす。
切削データ：速度： １００ｍ／ｍｉｎ送り： ０．
１５〜０．３５ｍｍ／ ｒｅｖ切削深さ：２．Ｏｍｍ インサート形式： ＴＮＭＮ １６０４０８工作機械：
ＣＮＣＳＭＴ １２ ＳｗｅｄＬｕｒｎ試験品ｌ：標
準グレードＷＣ−４，１％ ＴｉＣ−３，６％ ＴａＣ
−２，４％ ＮｂＣ−５，５％ Ｃｏ 、 ４．５ μ
ｍＴｉｃ ＋３．０μｒｎＡ１ｇｏ、、”０．１／ｊｍ
ＴｉＮのＣＶＤ被覆 試験品２二本発明の例５ 試験品３：本発明の例６ 試験は試験品が破損するまで送り速度を連続的に増大さ
せることにより行い、破ｔＨに至るまでの時間を記録し
た。４０回の試験切刃における′Ｉ′、積破損度数曲線
を描き、このグラフから５０％の破損度数に至る時間を
計算することが出来た。
１５〜０．３５ｍｍ／ ｒｅｖ切削深さ：２．Ｏｍｍ インサート形式： ＴＮＭＮ １６０４０８工作機械：
ＣＮＣＳＭＴ １２ ＳｗｅｄＬｕｒｎ試験品ｌ：標
準グレードＷＣ−４，１％ ＴｉＣ−３，６％ ＴａＣ
−２，４％ ＮｂＣ−５，５％ Ｃｏ 、 ４．５ μ
ｍＴｉｃ ＋３．０μｒｎＡ１ｇｏ、、”０．１／ｊｍ
ＴｉＮのＣＶＤ被覆 試験品２二本発明の例５ 試験品３：本発明の例６ 試験は試験品が破損するまで送り速度を連続的に増大さ
せることにより行い、破ｔＨに至るまでの時間を記録し
た。４０回の試験切刃における′Ｉ′、積破損度数曲線
を描き、このグラフから５０％の破損度数に至る時間を
計算することが出来た。
その結果は次の通りであった。
試験品１： ｔ、を分
試験品２７ １．９分 ゛
試験品３： ２．４分
±−エ
旋削用インサー） （ＳＮＧＮ １２０４０４−形状寸
法）を、準化学量論的含有量の炭素と窒素を有する５Ａ
ＮＤＶＩにＣｏｒｏｍａｎｔ ＣＴ５１５ （Ｎｉ −
Ｇｏ−冨バインダ相を有するＴｉＮ−ＴｉＣ基グレード
）から成るサーメａ’ント（ｃｅｒｍｅｔ）粉末から加
圧成形した。このインサートを１４３０℃で標準の方法
に従って焼結した。
法）を、準化学量論的含有量の炭素と窒素を有する５Ａ
ＮＤＶＩにＣｏｒｏｍａｎｔ ＣＴ５１５ （Ｎｉ −
Ｇｏ−冨バインダ相を有するＴｉＮ−ＴｉＣ基グレード
）から成るサーメａ’ント（ｃｅｒｍｅｔ）粉末から加
圧成形した。このインサートを１４３０℃で標準の方法
に従って焼結した。
その内の半数のインサートに炭窒化雰囲気で０．５時間
、１３８０℃の熱処理を施した。Ｎｉ、Ｔｉの無い領域
は０．３ｍｍ厚であり、その低含有量のバインダ相を有
する外局部は０．１ ｍｍ厚であった。コアはその他の
相の他に一様に分布したＮ ｒ Ｔ ＞母相をも含有し
ていた。全インサートは丸い切刃を付与されていた。
、１３８０℃の熱処理を施した。Ｎｉ、Ｔｉの無い領域
は０．３ｍｍ厚であり、その低含有量のバインダ相を有
する外局部は０．１ ｍｍ厚であった。コアはその他の
相の他に一様に分布したＮ ｒ Ｔ ＞母相をも含有し
ていた。全インサートは丸い切刃を付与されていた。
このインサートをスチールの連続旋削により試験した。
工作物材料：約３００ＨＢに焼鈍した焼入鋼工 作 物
：中実円柱体 切削データ：速度： Ｖ−３００ｍ／ｌ１ｌｉｎ送り：
Ｓ −０，１２ｍｍ／ｒｅｖ 切削深さ：ａ＝１．Ｏｍｍ インサート型式： ５ＮＧＮ １２０４０４試験品１：
標準サーメット 試験品２：本発明に係るサーメット 結 果：破壊に至るまでの時間として表した寿命 試験品１： ｕ、ｏ分 試験品２： １３．６分 ■一度 例８と同じタイプのインサートと同じ方法を採用した。
：中実円柱体 切削データ：速度： Ｖ−３００ｍ／ｌ１ｌｉｎ送り：
Ｓ −０，１２ｍｍ／ｒｅｖ 切削深さ：ａ＝１．Ｏｍｍ インサート型式： ５ＮＧＮ １２０４０４試験品１：
標準サーメット 試験品２：本発明に係るサーメット 結 果：破壊に至るまでの時間として表した寿命 試験品１： ｕ、ｏ分 試験品２： １３．６分 ■一度 例８と同じタイプのインサートと同じ方法を採用した。
インサートの半数に炭窒化熱処理を施こし、残余のイン
サートにはこの処理を施こさなかった。領域Ｂ２の大半
量を研削して除き、それによって、コア部の外側に実質
的に富バインダ相領域Ｂｌが残るようにした。全てのイ
ンサートに丸い切刃を付与し、３μｍ厚のＰＶＤ法によ
るＴＩＮ層を被覆した。
サートにはこの処理を施こさなかった。領域Ｂ２の大半
量を研削して除き、それによって、コア部の外側に実質
的に富バインダ相領域Ｂｌが残るようにした。全てのイ
ンサートに丸い切刃を付与し、３μｍ厚のＰＶＤ法によ
るＴＩＮ層を被覆した。
これらのインサートをスチールの間欠旋削によって試験
した。
した。
工作物材料−低カーボンの非焼鈍５Ｓ１５５０工 作
物ｚ軸方向溝を有するチューブビレット 切削データ：速度： Ｖ ”’ Ｌｏｏｍ／ｍｉｎ送り
： Ｓ −０，１２ｍｍ／ｒｅｖ 切削深さ：ａ＝１．０ｍｍ インサート型式： ５ＮＧＮ １２０４０４試験品ｌ：
標準サーメフト 試験品２：ＰＶＤ法被覆の本発明に係るサーメット 結 果：破…に至るまでの時間で表した寿命試験品１
７ ２．５分 試験品２： ３．６分
物ｚ軸方向溝を有するチューブビレット 切削データ：速度： Ｖ ”’ Ｌｏｏｍ／ｍｉｎ送り
： Ｓ −０，１２ｍｍ／ｒｅｖ 切削深さ：ａ＝１．０ｍｍ インサート型式： ５ＮＧＮ １２０４０４試験品ｌ：
標準サーメフト 試験品２：ＰＶＤ法被覆の本発明に係るサーメット 結 果：破…に至るまでの時間で表した寿命試験品１
７ ２．５分 試験品２： ３．６分
第１図は本発明に係る焼結体の構造を示す断面説明図で
ある。 図において： Ａ：コア部、 Ｂ１：表面領域の内局部（領域）、 Ｂ２：表面領域の外局部（領域）、 Ｂ３：表面領域の山河表面局部（領域）、Ｃ：被覆層。
ある。 図において： Ａ：コア部、 Ｂ１：表面領域の内局部（領域）、 Ｂ２：表面領域の外局部（領域）、 Ｂ３：表面領域の山河表面局部（領域）、Ｃ：被覆層。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、周期律表のIV、Ｖ又はVI族金属の炭化物、窒化物及
び／或いは炭窒化物及びＣｏ、Ｎｉ及び／或いはＦｅに
基づくバインダ金属を含んで成る少くとも１つの硬質成
分を含有するチップフォーミング工作用の焼結体におい
て、 焼結体はイータ（η）−相及び／成いは鉄族金属と炭化
物生成金属又は窒化物生成金属により形成されている中
間相を含有し、且つ該中間相は炭素及び／或いは窒素を
実質的に含有せず、該コア部は該η−相或いは該中間相
を含有せずに、硬質成分−バインダ相を含有する表面領
域によって包囲されていることを特徴とする焼結体。 ２、特許請求の範囲第１項に記載のチップフォーミング
工作用の焼結体において、該表面領域における外局部の
バインダ相含有量がバインダ相の名目含有量より小さい
ことを特徴とする焼結体。 ３、特許請求の範囲第１項と第２項のいづれか１項に記
載のチップフォーミング工作用の焼結体において、該η
−相を含有しない該表面領域における該η−相含有コア
部に最も近い内局部が名目含有量より大なるバインダ相
含有量を有することを特徴とする焼結体。
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