JPH0611897B2 - 高強度焼結合金 - Google Patents
高強度焼結合金Info
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- JPH0611897B2 JPH0611897B2 JP61240437A JP24043786A JPH0611897B2 JP H0611897 B2 JPH0611897 B2 JP H0611897B2 JP 61240437 A JP61240437 A JP 61240437A JP 24043786 A JP24043786 A JP 24043786A JP H0611897 B2 JPH0611897 B2 JP H0611897B2
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- solid solution
- sintered alloy
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、耐摩耗工具部品又は切削工具部品に適する靱
性、耐摩耗性及び高温強度にすぐれた高強度焼結合金に
関するものである。
性、耐摩耗性及び高温強度にすぐれた高強度焼結合金に
関するものである。
（従来の技術） 耐摩耗工具用又は切削工具用焼結合金として最もなじみ
深いWC基の焼結合金は、その硬質相であるWC自身が、最
も普通に被削材となる鉄鋼に比較的溶け込み易いという
性質のために、鉄鋼の切削においていわゆるクレータ摩
耗が大きいという欠点をもっていた。
深いWC基の焼結合金は、その硬質相であるWC自身が、最
も普通に被削材となる鉄鋼に比較的溶け込み易いという
性質のために、鉄鋼の切削においていわゆるクレータ摩
耗が大きいという欠点をもっていた。
この欠点を改善する一つの手段として、WC基焼結合金に
代り、TiC基焼結合金が登場した。最も典型的なTiC基焼
結合金はTiC−Mo2C−Ni成分系で代表されるが、この系
の焼結合金で、その組織上の最も特徴的な点は、その硬
質相がTiC粒子を芯部とし、TiCとMo2Cの固溶体を外周部
とする有芯構造をもっていることである。そして、この
外周部の存在が結合相との濡れ性を著しく改善して合金
全体の強度を保っていることである。このようにしてTi
C基焼結合金は鋼切削の分野で有用な工具材料と評価さ
れて来たが、高温での塑性変形のために強度上の問題を
残し、更に高温での耐摩耗性にも不満があった。
代り、TiC基焼結合金が登場した。最も典型的なTiC基焼
結合金はTiC−Mo2C−Ni成分系で代表されるが、この系
の焼結合金で、その組織上の最も特徴的な点は、その硬
質相がTiC粒子を芯部とし、TiCとMo2Cの固溶体を外周部
とする有芯構造をもっていることである。そして、この
外周部の存在が結合相との濡れ性を著しく改善して合金
全体の強度を保っていることである。このようにしてTi
C基焼結合金は鋼切削の分野で有用な工具材料と評価さ
れて来たが、高温での塑性変形のために強度上の問題を
残し、更に高温での耐摩耗性にも不満があった。
TiC基焼結合金への窒素の添加は上記の如き問題点の解
決法として現在多くの成功をおさめている。すなわち、
窒素添加の手段として少量のTiN又は窒素含有量の少な
いTiCNを添加して窒素源とし、TiC又TiCN粒子を芯部と
し、Ti，Mo，Ｃ，Ｎからなる固溶体を外周部とする窒素
含有のサーメットが多数提案されている。
決法として現在多くの成功をおさめている。すなわち、
窒素添加の手段として少量のTiN又は窒素含有量の少な
いTiCNを添加して窒素源とし、TiC又TiCN粒子を芯部と
し、Ti，Mo，Ｃ，Ｎからなる固溶体を外周部とする窒素
含有のサーメットが多数提案されている。
（発明が解決しようとする問題点） 窒素添加の効果が明白になるにつれ、その添加量を増し
てその効果を更に大きくしようと考えるのは当然である
が、窒素含有量の多いTi(C,N)例えばTi(Co.2No.8)と
か、極端にはTiNを多量に添加した場合、これらの粒子
は極端に結合相との濡れ性が悪く、合金中に巣孔や焼結
むらを生じ、合金全体の強度を著しく低下する結果とな
る。
てその効果を更に大きくしようと考えるのは当然である
が、窒素含有量の多いTi(C,N)例えばTi(Co.2No.8)と
か、極端にはTiNを多量に添加した場合、これらの粒子
は極端に結合相との濡れ性が悪く、合金中に巣孔や焼結
むらを生じ、合金全体の強度を著しく低下する結果とな
る。
この問題を解決するには、TiC粒子の周辺に形成したと
同様の固溶体をTiN又はTi(Co.2No.8)の外周部として形
成できればよいのであるが、例えばTi(C1-XNX)-Ni-Mo系
の合金においてはｘの値が0.7以上のときはTi(C,N)粒の
表面には全く外周部組織が生じない (Powder Metallurgy International,vol.14,No4,1982)
し、又、TiC−TiN−Mo2C−Ni係合金においても、TiN粒
子の表面には外周部組織は全く生じない（粉体および粉
末冶金，23(1976),224）というのが今日の通説である。
同様の固溶体をTiN又はTi(Co.2No.8)の外周部として形
成できればよいのであるが、例えばTi(C1-XNX)-Ni-Mo系
の合金においてはｘの値が0.7以上のときはTi(C,N)粒の
表面には全く外周部組織が生じない (Powder Metallurgy International,vol.14,No4,1982)
し、又、TiC−TiN−Mo2C−Ni係合金においても、TiN粒
子の表面には外周部組織は全く生じない（粉体および粉
末冶金，23(1976),224）というのが今日の通説である。
このような通説にもかかわらず、本発明者らはTiNの表
面にも結合相との濡れ性のよい外周部組織を形成させる
べく研究を重ね、次のような思想に導かれて本発明を完
成するに至った。
面にも結合相との濡れ性のよい外周部組織を形成させる
べく研究を重ね、次のような思想に導かれて本発明を完
成するに至った。
元来TiC−TiN−Mo2C−Ni系合金においてTiC粒子の表面
に形成される外周部は先ずTiC，TiN，Mo2C各粒子からの
液相への溶解があり、次いでTiC粒子表面への折出が起
りこの繰返えしによって形成されるという、いわゆる溶
解折出機構によるとされる。
に形成される外周部は先ずTiC，TiN，Mo2C各粒子からの
液相への溶解があり、次いでTiC粒子表面への折出が起
りこの繰返えしによって形成されるという、いわゆる溶
解折出機構によるとされる。
このことは多くの実験によって確認されている事実であ
るが、実際にはこの溶解折出の反応の他に、各粒子と液
相の界面を通じて液相成分の各粒子への拡散が同時に進
行している筈である。特に、外周部を持たないTiN粒で
は、液相から窒素の拡散があり、その表面付近にはTi
(C,N)が生成する。従来の焼結条件ではこの拡散と溶解
折出の２つの現象のうち、後者が優勢に起っているため
にTiNの表面に生じたTi(C,N)の層は成長せずに溶解し去
ってしまっていたものと考えられる。従って若しもこの
バランスを、焼結条件の適当な選択によって変化させる
ことができれば、TiN粒子の表面付近に炭素の拡散によ
りTi(C,N)層が形成され、特にそれがTi(Co.7No.3)の如
く窒素濃度の低いものになれば、その表面に結合相との
濡れ性のよい固溶体外周部組織が折出し、合金の強度は
著しく向上する筈である。
るが、実際にはこの溶解折出の反応の他に、各粒子と液
相の界面を通じて液相成分の各粒子への拡散が同時に進
行している筈である。特に、外周部を持たないTiN粒で
は、液相から窒素の拡散があり、その表面付近にはTi
(C,N)が生成する。従来の焼結条件ではこの拡散と溶解
折出の２つの現象のうち、後者が優勢に起っているため
にTiNの表面に生じたTi(C,N)の層は成長せずに溶解し去
ってしまっていたものと考えられる。従って若しもこの
バランスを、焼結条件の適当な選択によって変化させる
ことができれば、TiN粒子の表面付近に炭素の拡散によ
りTi(C,N)層が形成され、特にそれがTi(Co.7No.3)の如
く窒素濃度の低いものになれば、その表面に結合相との
濡れ性のよい固溶体外周部組織が折出し、合金の強度は
著しく向上する筈である。
本発明は、上述のような問題点をTiC基焼結合金中に残
留するTiNの周囲に、TiNより結合相との濡れ性にすぐれ
るTi,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Cr,Mo,wの中の２種類以上を含む炭
窒化物固溶体の外周部を形成することにより解決し、加
えてTiNの有するすぐれた特性、すなわち粒成長抑制効
果はもちろんのこと、鋼との親和力及び摩擦係数の小さ
いこと、熱伝導率の高いこと、高靱性であることなどを
具現化させたものであり、結果として、高強度，耐熱塑
性変形性，耐溶着性，耐摩耗性を兼備した焼結合金の提
供を目的とするものである。
留するTiNの周囲に、TiNより結合相との濡れ性にすぐれ
るTi,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Cr,Mo,wの中の２種類以上を含む炭
窒化物固溶体の外周部を形成することにより解決し、加
えてTiNの有するすぐれた特性、すなわち粒成長抑制効
果はもちろんのこと、鋼との親和力及び摩擦係数の小さ
いこと、熱伝導率の高いこと、高靱性であることなどを
具現化させたものであり、結果として、高強度，耐熱塑
性変形性，耐溶着性，耐摩耗性を兼備した焼結合金の提
供を目的とするものである。
（問題点を解決するための手段） 本発明者らは、TiNを添加したTiC基焼結合金において、
特に高窒素合金になるほど、焼結合金中にTiNが残留
し、このTiNのCo及び／又はNiの結合相との濡れ性の悪
さから焼結むらや巣孔を生じ、強度が著しく低下すると
いう問題を解消し、さらに上述したTiNの効果を最大限
に発揮させるような合金の結晶構造について検討してい
た所、下記の第１，第２及び第３の知見を得たものであ
る。
特に高窒素合金になるほど、焼結合金中にTiNが残留
し、このTiNのCo及び／又はNiの結合相との濡れ性の悪
さから焼結むらや巣孔を生じ、強度が著しく低下すると
いう問題を解消し、さらに上述したTiNの効果を最大限
に発揮させるような合金の結晶構造について検討してい
た所、下記の第１，第２及び第３の知見を得たものであ
る。
第１の知見は、出発原料粉末として炭化チタン及び窒化
チタンとTi,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Cr,Mo,wの炭化物及びZr,Hf,
V,Nb,Ta,Cr,Mo,wの窒化物及びこれらの炭化物，窒化物
の相互固溶体中の少なくとも１種とCo及び／又はNiとを
用い、粉末冶金法により処理し、焼結すると、出発原料
粉末の粒径の制御及び焼結条件の制御とにより、TiNの
芯部と芯部を包囲する炭窒化物固溶体の外周部からなる
有芯硬質相が形成され、この有芯硬質相が焼結合金中に
生じると、焼結むらや巣孔の発生が消滅し、かつ焼結合
金の寿命を著しく向上させること。
チタンとTi,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Cr,Mo,wの炭化物及びZr,Hf,
V,Nb,Ta,Cr,Mo,wの窒化物及びこれらの炭化物，窒化物
の相互固溶体中の少なくとも１種とCo及び／又はNiとを
用い、粉末冶金法により処理し、焼結すると、出発原料
粉末の粒径の制御及び焼結条件の制御とにより、TiNの
芯部と芯部を包囲する炭窒化物固溶体の外周部からなる
有芯硬質相が形成され、この有芯硬質相が焼結合金中に
生じると、焼結むらや巣孔の発生が消滅し、かつ焼結合
金の寿命を著しく向上させること。
第２の知見は、第１の知見で得た有芯硬質相が粒成長抑
制効果を有し、その効果が焼結合金中に単独で残留した
場合のTiNと同等であること。
制効果を有し、その効果が焼結合金中に単独で残留した
場合のTiNと同等であること。
第３の知見は、第１の知見で得た有芯硬質相が結合相を
介して起こる溶解，折出機構に基づく消滅途中で合金中
に準安定状態で存在し、その他の硬質相及び結合相に窒
素を与える供給源として機能していること。すなわち、
硬質相、特に第１の知見で得た有芯硬質相の存在によ
り、結合相中に多量に固溶含有された置換型原子（主と
してCr，Mo，w）侵入型原子（主として窒素）の化学的
相互作用，所謂IS効果が生じていること。
介して起こる溶解，折出機構に基づく消滅途中で合金中
に準安定状態で存在し、その他の硬質相及び結合相に窒
素を与える供給源として機能していること。すなわち、
硬質相、特に第１の知見で得た有芯硬質相の存在によ
り、結合相中に多量に固溶含有された置換型原子（主と
してCr，Mo，w）侵入型原子（主として窒素）の化学的
相互作用，所謂IS効果が生じていること。
以上、第１、第２及び第３の知見するに基づいて本発明
を完成するに至ったものである。
を完成するに至ったものである。
本発明の高強度焼結合金は、窒素チタンと、炭化チタ
ン，(Ti,M)Cで表わせる固溶体，(Ti,M)(C,N)で表わせる
固溶体（但し、ＭはZr,Hf,V,Nb,Ta,Cr,Mo,wの中の１種
以上を表わす）の群の中の２種以上とでなる硬質相75〜
95重量％と、残りCo及びNiの１種又は２種の結合相と不
可避不純物とからなる焼結合金において、害硬質相は、
窒化チタンの芯部を(Ti,M)(C,N)固溶体の外周部で包囲
してなる第１有芯硬質相0.5〜5体積％と、残り炭化チタ
ンの芯部を(Ti,M)(C,N)固溶体の外周部で包囲してなる
第２有芯硬質相及び(Ti,M)C固溶体の芯部を(Ti,M)(C,N)
固溶体の外周部で包囲してなる他の有芯硬質相の中の１
種又は２種とからなることを特徴とするものである。
ン，(Ti,M)Cで表わせる固溶体，(Ti,M)(C,N)で表わせる
固溶体（但し、ＭはZr,Hf,V,Nb,Ta,Cr,Mo,wの中の１種
以上を表わす）の群の中の２種以上とでなる硬質相75〜
95重量％と、残りCo及びNiの１種又は２種の結合相と不
可避不純物とからなる焼結合金において、害硬質相は、
窒化チタンの芯部を(Ti,M)(C,N)固溶体の外周部で包囲
してなる第１有芯硬質相0.5〜5体積％と、残り炭化チタ
ンの芯部を(Ti,M)(C,N)固溶体の外周部で包囲してなる
第２有芯硬質相及び(Ti,M)C固溶体の芯部を(Ti,M)(C,N)
固溶体の外周部で包囲してなる他の有芯硬質相の中の１
種又は２種とからなることを特徴とするものである。
本発明の高強度焼結合金における硬質相の外周部を構成
する(Ti,M)(C,N)固溶体及び他の有芯硬質相の芯部を構
成する(Ti,M)C固溶体は、合金組織中に非平衡状態で残
留し、外周部を構成する(Ti,M)(C,N)固溶体の具体的な
成分構造としては、例えば、(Ti,M)(C,N),(Ti,W,Ta)(C,
N),(Ti,W,Ta,Zr)(C,N),(Ti,w,Mo,Ta)(C,N),(Ti,W,Mo,T
a,Zr)C,N),(Ti,W,Mo,Ta,Nb,Zr)(C,N)などを挙げること
ができ、他の有芯硬質相の芯部を構成する(Ti,M)C固溶
体の具体的な成分構造としては、例えば、(Ti,W)C,(Ti,
W,Ta)C,(Ti,W,Mo,Ta)C,(Ti,W,Mo,Ta,Zr)C、(Ti,W,Mo,Ta,
Zr)Cを挙げることができる。
する(Ti,M)(C,N)固溶体及び他の有芯硬質相の芯部を構
成する(Ti,M)C固溶体は、合金組織中に非平衡状態で残
留し、外周部を構成する(Ti,M)(C,N)固溶体の具体的な
成分構造としては、例えば、(Ti,M)(C,N),(Ti,W,Ta)(C,
N),(Ti,W,Ta,Zr)(C,N),(Ti,w,Mo,Ta)(C,N),(Ti,W,Mo,T
a,Zr)C,N),(Ti,W,Mo,Ta,Nb,Zr)(C,N)などを挙げること
ができ、他の有芯硬質相の芯部を構成する(Ti,M)C固溶
体の具体的な成分構造としては、例えば、(Ti,W)C,(Ti,
W,Ta)C,(Ti,W,Mo,Ta)C,(Ti,W,Mo,Ta,Zr)C、(Ti,W,Mo,Ta,
Zr)Cを挙げることができる。
本発明の高強度焼結合金における硬質相は、第１有芯硬
質相と第２有芯硬質相との組合わせ、第１有芯硬質相と
他の有芯硬質相との組合わせ、又は第１有芯硬質相と第
２有芯硬質相と他の有芯硬質相との組合わせでなり、特
に第１有芯硬質相と第２有芯硬質相とからなる硬質相の
場合は、耐摩耗性及び強度の両方からバランスよくすぐ
れ、寿命が安定するので好ましいことである。
質相と第２有芯硬質相との組合わせ、第１有芯硬質相と
他の有芯硬質相との組合わせ、又は第１有芯硬質相と第
２有芯硬質相と他の有芯硬質相との組合わせでなり、特
に第１有芯硬質相と第２有芯硬質相とからなる硬質相の
場合は、耐摩耗性及び強度の両方からバランスよくすぐ
れ、寿命が安定するので好ましいことである。
本発明の高強度焼結合金における硬質相は、第１有芯硬
質相が０．５体積％未満では、粒成長抑制効果を始めと
する上述したTiNの有するすぐれた性質に基づく高性能
が発揮されない。逆に、第１有芯硬質相が５体積％を越
えて多くなると粒成長抑制効果及び結合相強化が飽和す
ること、並びに脱窒により巣孔を生じ易くなり、焼結合
金の耐摩耗性及び強度が著しく低下する。従って、硬質
相中に含有する第１有芯硬質相は、０．５〜５体積％と
定められたものである。
質相が０．５体積％未満では、粒成長抑制効果を始めと
する上述したTiNの有するすぐれた性質に基づく高性能
が発揮されない。逆に、第１有芯硬質相が５体積％を越
えて多くなると粒成長抑制効果及び結合相強化が飽和す
ること、並びに脱窒により巣孔を生じ易くなり、焼結合
金の耐摩耗性及び強度が著しく低下する。従って、硬質
相中に含有する第１有芯硬質相は、０．５〜５体積％と
定められたものである。
本発明の高強度焼結合金における結合相は、Co及び／又
はNiとし、その他硬質相を形成しているTi,Zr,Hf,V,Nb,
Ta,Cr,Mo,Wの金属及び窒素，炭素の中の少なくとも１種
がCo及び／又はNi中へ固溶して、結合相を強化する役割
を果しているものである。
はNiとし、その他硬質相を形成しているTi,Zr,Hf,V,Nb,
Ta,Cr,Mo,Wの金属及び窒素，炭素の中の少なくとも１種
がCo及び／又はNi中へ固溶して、結合相を強化する役割
を果しているものである。
本発明の高強度焼結合金の製造方法は、炭化チタン粉末
及び窒化チタンの粉末とZr,Hf,V,Nb,Ta,Cr,Mo,Wの炭化
物粉末．Zr,Hf,V,Nb,Ta,Cr,Mo,Wの窒化物粉末又はTi,Z
n,Hf,V,Nb,Ta,Cr,Mo,Wの炭化物，窒化物の中の相互固溶
体粉末の中の少なくとも１種とCo粉末及び／又はNi粉末
とからなる混合粉末を粉末成形体にした後、例えば５×
10-2Torrの真空雰囲気中、1500℃〜1550℃の温度で焼結
合することを特徴するものである。
及び窒化チタンの粉末とZr,Hf,V,Nb,Ta,Cr,Mo,Wの炭化
物粉末．Zr,Hf,V,Nb,Ta,Cr,Mo,Wの窒化物粉末又はTi,Z
n,Hf,V,Nb,Ta,Cr,Mo,Wの炭化物，窒化物の中の相互固溶
体粉末の中の少なくとも１種とCo粉末及び／又はNi粉末
とからなる混合粉末を粉末成形体にした後、例えば５×
10-2Torrの真空雰囲気中、1500℃〜1550℃の温度で焼結
合することを特徴するものである。
本発明の高強度焼結合金製造工程の多くは通常の粉末冶
金法に準ずるが混合・粉砕工程の一部および焼結条件の
一部に特別な要件が求められる。第１には所定量配合さ
れた後、混合・粉砕工程を完了した粉末中において、Ti
Nの平均粒径が１〜２μｍになければならないことであ
る。TiNの平均粒径が１μｍ未満であると、本発明にお
いては上述の如き高温で焼結を行うため焼結時のオスト
ワルド成長によってTiNの消滅する速度が大となり有効
に、TiNを残留させることができない。一方TiMの平均粒
径２μｍを越えて大きくなると、焼結時の第１硬質相の
粒成長が著しくなって靱性に有害となる。その為には通
常の混合・粉砕機を使用して混合・粉砕粉末を得るに際
し、TiNを除く原料粉末を必要なだけ予備粉砕した後
に、TiNを投入し、粒度コントロールを行うことが好ま
しい。
金法に準ずるが混合・粉砕工程の一部および焼結条件の
一部に特別な要件が求められる。第１には所定量配合さ
れた後、混合・粉砕工程を完了した粉末中において、Ti
Nの平均粒径が１〜２μｍになければならないことであ
る。TiNの平均粒径が１μｍ未満であると、本発明にお
いては上述の如き高温で焼結を行うため焼結時のオスト
ワルド成長によってTiNの消滅する速度が大となり有効
に、TiNを残留させることができない。一方TiMの平均粒
径２μｍを越えて大きくなると、焼結時の第１硬質相の
粒成長が著しくなって靱性に有害となる。その為には通
常の混合・粉砕機を使用して混合・粉砕粉末を得るに際
し、TiNを除く原料粉末を必要なだけ予備粉砕した後
に、TiNを投入し、粒度コントロールを行うことが好ま
しい。
第２には焼結温度が1500℃〜1550℃にならなければなら
ないことである。TiC基焼結合金に添加されたTiNは、焼
結時間を長く及び／又は焼結温度を高くすると、焼結過
程の溶解・折出機構による粒成長の結果、最終的には消
滅し、同じく添加されている他の炭化物，窒化物等と固
溶体を形成するものである。その時、液相中に溶解して
消滅しつつあるTiNには、同時に液相中からZr,Hf,V,Nb,
Ta,Cr,Mo,W元素および炭素が拡散・浸透しているが、普
通の焼結条件では、拡散・浸透速度に比して溶解しその
径を減じる速度の方が著しく大であるため、消滅途中で
TiNを残留させても、そのTiNには外周部は形成されてい
ない。しかし焼結温度を1550℃以上の高温とすると（通
常TiN添加は、粒成長抑制を主目的とするため、かよう
な高温でTiN添加のTiC基焼結合金を焼結することはな
い）上記溶解速度に比し、拡散・浸透速度の方が大とな
り、上記外周部が形成されるものと思われる。但し上記
の如き高温焼結を行うと、より低温焼結を行うときに比
してTiNの溶解速度も大となるので、この場合の焼結時
間は、より低温焼結を行う時に比して、短時間にしなけ
ればならないことは言うまでもない。また焼結温度を15
50℃を越えて高くすると、溶解速度が著しく大になり、
TiNを残留させること自体が困難となる。
ないことである。TiC基焼結合金に添加されたTiNは、焼
結時間を長く及び／又は焼結温度を高くすると、焼結過
程の溶解・折出機構による粒成長の結果、最終的には消
滅し、同じく添加されている他の炭化物，窒化物等と固
溶体を形成するものである。その時、液相中に溶解して
消滅しつつあるTiNには、同時に液相中からZr,Hf,V,Nb,
Ta,Cr,Mo,W元素および炭素が拡散・浸透しているが、普
通の焼結条件では、拡散・浸透速度に比して溶解しその
径を減じる速度の方が著しく大であるため、消滅途中で
TiNを残留させても、そのTiNには外周部は形成されてい
ない。しかし焼結温度を1550℃以上の高温とすると（通
常TiN添加は、粒成長抑制を主目的とするため、かよう
な高温でTiN添加のTiC基焼結合金を焼結することはな
い）上記溶解速度に比し、拡散・浸透速度の方が大とな
り、上記外周部が形成されるものと思われる。但し上記
の如き高温焼結を行うと、より低温焼結を行うときに比
してTiNの溶解速度も大となるので、この場合の焼結時
間は、より低温焼結を行う時に比して、短時間にしなけ
ればならないことは言うまでもない。また焼結温度を15
50℃を越えて高くすると、溶解速度が著しく大になり、
TiNを残留させること自体が困難となる。
（作用） 本発明の高強度焼結合金は、硬質相中の第１有芯硬質相
が焼結合金の諸特性を向上する作用をしているもので、
特に第１有芯硬質相を形成している外周部が結合相との
界面強度を向上する作用をし、第１有芯硬質相を形成し
ている芯部のTiNが焼結合金の諸特性の向上に強く作用
しているものである。また、焼結工程においては、第１
有芯硬質相が粒成長抑制作用をすると共に、結合相中に
溶解したTi,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Cr,Mo,W及び窒素，炭素の
内、特にＭ，Moなどの6a族金属の結合相中への固溶促進
作用をもしているものである。
が焼結合金の諸特性を向上する作用をしているもので、
特に第１有芯硬質相を形成している外周部が結合相との
界面強度を向上する作用をし、第１有芯硬質相を形成し
ている芯部のTiNが焼結合金の諸特性の向上に強く作用
しているものである。また、焼結工程においては、第１
有芯硬質相が粒成長抑制作用をすると共に、結合相中に
溶解したTi,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Cr,Mo,W及び窒素，炭素の
内、特にＭ，Moなどの6a族金属の結合相中への固溶促進
作用をもしているものである。
（実施例） 実施例１ 平均粒径１〜２μｍ内にあるTiC， (Wo.7,Tio.3)C，WC，TaC，Mo2C，Ni，Co及び平均粒径2.
7μｍのTiNの各種原料粉末を用いて、まずTiNを除く原
料粉末を所定量配合し、アセトンと超硬合金製ボールの
入ったボールミル中で45時間混合後、TiN粉末を追加配
合し、さらに３時間混合した。こうして得た混合粉末を
所定の形状にプレスし、粉末形成体を得た。次いで、 ５×10-2Torrの真空中、1520℃、30分保持にて焼結し、
本発明の焼結合金１，２，３，を得た。
7μｍのTiNの各種原料粉末を用いて、まずTiNを除く原
料粉末を所定量配合し、アセトンと超硬合金製ボールの
入ったボールミル中で45時間混合後、TiN粉末を追加配
合し、さらに３時間混合した。こうして得た混合粉末を
所定の形状にプレスし、粉末形成体を得た。次いで、 ５×10-2Torrの真空中、1520℃、30分保持にて焼結し、
本発明の焼結合金１，２，３，を得た。
上述の製造方法の内、焼結条件５×10-2Torrの真空中、
1450℃、60分保持で焼結した以外は上述と同様に行なっ
て、比較品１，２，３を、そして焼結条件を５×10-2To
rrの真空中、1600℃、30分保持で焼結した以外は上述と
同様に行なって、比較品４，５，６を得た。これらの本
発明品１，２，３及び比較品１，２，３，４，５，６，
の各配合組成を第１表に示した。
1450℃、60分保持で焼結した以外は上述と同様に行なっ
て、比較品１，２，３を、そして焼結条件を５×10-2To
rrの真空中、1600℃、30分保持で焼結した以外は上述と
同様に行なって、比較品４，５，６を得た。これらの本
発明品１，２，３及び比較品１，２，３，４，５，６，
の各配合組成を第１表に示した。
こうして得た本発明品及び比較品のそれぞれの硬質相を
金属顕微鏡，走査型電子顕微鏡及びＸ線マイクロライザ
ーにより調査し、その結果を第２表に示した。また、そ
れぞれの焼結合金のカタサ及び抵抗強度を測定し、その
結果を第２表に併記した。
金属顕微鏡，走査型電子顕微鏡及びＸ線マイクロライザ
ーにより調査し、その結果を第２表に示した。また、そ
れぞれの焼結合金のカタサ及び抵抗強度を測定し、その
結果を第２表に併記した。
実施例２ 実施例１で用いた各種原料粉末により第３表に示した本
発明の４，５，６，７，８及び比較品７，８，９，10の
組成に配合し、これら本発明品及び比較品共に５×10-2
Torrの真空中、1520℃、30分保持にて焼結した以外は実
施例１と同様の製造条件でもって焼結合金を得た。こう
して得た本発明品及び比較品の硬質相，カタサ及び抗折
強度を実施例１と同様にして調べ、その結果を第４表に
示した。
発明の４，５，６，７，８及び比較品７，８，９，10の
組成に配合し、これら本発明品及び比較品共に５×10-2
Torrの真空中、1520℃、30分保持にて焼結した以外は実
施例１と同様の製造条件でもって焼結合金を得た。こう
して得た本発明品及び比較品の硬質相，カタサ及び抗折
強度を実施例１と同様にして調べ、その結果を第４表に
示した。
実施例３ 実施例１及び実施例２で得た本発明品１〜８及び比較品
１〜10のそれぞれを下記の(A)及び(B)の条件により切削
試験し、耐欠損性，耐摩耗性及び耐熱塑性変形性を調
べ、その結果を第５表に示した。
１〜10のそれぞれを下記の(A)及び(B)の条件により切削
試験し、耐欠損性，耐摩耗性及び耐熱塑性変形性を調
べ、その結果を第５表に示した。
(A)切削試験の条件（耐欠損性試験） フライスによる切削試験 被削材 S45C(HB180) 50mm×150mm角材 チップ形状 SPGN422 （0.1×-30゜直線ホーニング） 切削速度 108m/min 切込み量 1.5mm 寿命判定 最初0.15mm／刃の送りから初め て、150mm切削し、欠損しなけ れば順次0.21mm／刃， 0.25mm／刃，0.30mm／刃， 0.37mm／刃，0.343mm／刃， 0.50mm／刃と送り量を上げ、チッピング又
は欠損に耐える限界の送り量を求めた。
は欠損に耐える限界の送り量を求めた。
(B)切削試験の条件（耐摩耗性及び耐熱塑性変形性） 施削材 SNCM439(HB 245) 250 φmm チップ形状 SPGN422 （0.1×-30゜直線ホーニング） 切削速度 180m/min 切込み量 1.5mm 送り速度 0.39mm/rev 切削時間 3min （発明の効果） 以上の結果、本発明の高強度焼結合金は、同一組成のも
ので比較すると、従来品相当に大して、カタサは殆んど
変わないが、切削試験におけるフランク摩耗量で判断す
ると耐摩耗性が約50％も向上するという効果がある。ま
た、本発明の高強度焼結合金は、抗折強度が約10%〜50%
％も向上し、切削試験における耐欠損性強度が２〜３倍
も向上するという効果がある。さらに、本発明の高強度
焼結合金は、本発明から外れた焼結合金に比較して耐摩
耗性，耐欠損性及び耐熱塑性変形性が著しくすぐれてい
るものである。
ので比較すると、従来品相当に大して、カタサは殆んど
変わないが、切削試験におけるフランク摩耗量で判断す
ると耐摩耗性が約50％も向上するという効果がある。ま
た、本発明の高強度焼結合金は、抗折強度が約10%〜50%
％も向上し、切削試験における耐欠損性強度が２〜３倍
も向上するという効果がある。さらに、本発明の高強度
焼結合金は、本発明から外れた焼結合金に比較して耐摩
耗性，耐欠損性及び耐熱塑性変形性が著しくすぐれてい
るものである。
これらのことから、本発明の高強度焼結合金は、従来の
超硬合金やサーメットなどの焼結合金を使用領域である
耐摩耗工具部品又は切削工具部品として適用すると著し
く寿命が向上するもので、産業上有用な合金である。
超硬合金やサーメットなどの焼結合金を使用領域である
耐摩耗工具部品又は切削工具部品として適用すると著し
く寿命が向上するもので、産業上有用な合金である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き 審判長 長瀬 誠 審判官 中嶋 清 審判官 相沢 旭 (56)参考文献 特開 昭61−73857（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−106941（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−2647（ＪＰ，Ａ) 特開 昭57−126945（ＪＰ，Ａ) 特開 昭57−57866（ＪＰ，Ａ) 特開 昭56−156738（ＪＰ，Ａ)
Claims (1)
- 【請求項１】窒化チタンと，炭化チタン，(Ti,M)Cで表
わせる固溶体，(Ti,M)(C,N)で表わせる固溶体（但し、
ＭはZr,Hf,V,Nb,Ta,Cr,Mo.Wの中の１種以上を表わす）
の群の中の２種以上とでなる硬質相75〜95重量％と、残
りCo及びNiの１種又は２種の結合相と不可避不純物とか
らなる焼結合金において、 該硬質相は、窒化チタンの芯部を(Ti,M)(C,N)固溶体の
外周部で包囲してなる第１有芯硬質相０．５〜５体積％
と、残り炭化チタンの芯部を(Ti,M)(C,N)固溶体の外周
部で包囲してなる第２有芯硬質相及び(Ti,M)C固溶体の
芯部を(Ti,M)(C,N)固溶体の外周部で包囲してなる他の
有芯硬質相の中の１種又は２種とからなることを特徴と
する高強度焼結合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61240437A JPH0611897B2 (ja) | 1986-10-09 | 1986-10-09 | 高強度焼結合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61240437A JPH0611897B2 (ja) | 1986-10-09 | 1986-10-09 | 高強度焼結合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6396242A JPS6396242A (ja) | 1988-04-27 |
| JPH0611897B2 true JPH0611897B2 (ja) | 1994-02-16 |
Family
ID=17059477
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61240437A Expired - Lifetime JPH0611897B2 (ja) | 1986-10-09 | 1986-10-09 | 高強度焼結合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0611897B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63286550A (ja) * | 1987-05-19 | 1988-11-24 | Toshiba Tungaloy Co Ltd | 耐熱変形性にすぐれた窒素含有炭化チタン基焼結合金 |
| JPH02243735A (ja) * | 1989-03-17 | 1990-09-27 | Nippon Carbide Ind Co Inc | 硬質合金 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS602647A (ja) * | 1983-06-20 | 1985-01-08 | Mitsubishi Metal Corp | 切削工具用炭化タングステン基超硬合金 |
| JPS60106941A (ja) * | 1983-11-14 | 1985-06-12 | Hitachi Choko Kk | 強靭性サ−メット |
| JPS6173857A (ja) * | 1984-09-19 | 1986-04-16 | Mitsubishi Metal Corp | 切削工具用サ−メツト |
-
1986
- 1986-10-09 JP JP61240437A patent/JPH0611897B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6396242A (ja) | 1988-04-27 |
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