JPH0813077A - 窒素含有焼結硬質合金 - Google Patents
窒素含有焼結硬質合金Info
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- JPH0813077A JPH0813077A JP15344794A JP15344794A JPH0813077A JP H0813077 A JPH0813077 A JP H0813077A JP 15344794 A JP15344794 A JP 15344794A JP 15344794 A JP15344794 A JP 15344794A JP H0813077 A JPH0813077 A JP H0813077A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 特に切削加工用工具の材質として極めて耐熱
衝撃性に優れ、かつ耐摩耗性及び強度に富み、湿式切削
にも使用可能な窒素含有焼結硬質合金を提供する。 【構成】 Ｔｉと、周期律表の４ａ，５ａ，６ａ族から
選ばれたＴｉを除く少なくとも１種の遷移金属の炭化
物、窒化物、炭窒化物あるいはこれらの複合炭窒化物の
少なくとも１種以上からなる硬質相が７５〜９５重量％
で、Ｎｉ及びＣｏ並びに不可避不純物を含む結合相が５
〜２５重量％であり、Ｘ線回折測定でＢ１構造のピーク
が２種類検出される窒素含有焼結硬質合金において、
（表面の半価幅）／（内部の半価幅）、ＩH 、ＩN 、Ｉ
H ／ＩN （Ｘ線のＣｕ−Ｋα線Ｂ１構造の（２２０）面
からの回折曲線を使用）、ピーク位置ずれ角、ＩWN、Ｉ
WH／ＩWNを特定した。 【効果】 従来は高価な被覆超硬合金工具でしか使用で
きなかった加工領域に対し、コーティングなしで極めて
信頼性が高い窒素含有焼結硬質合金を提供できるという
効果を有する。
衝撃性に優れ、かつ耐摩耗性及び強度に富み、湿式切削
にも使用可能な窒素含有焼結硬質合金を提供する。 【構成】 Ｔｉと、周期律表の４ａ，５ａ，６ａ族から
選ばれたＴｉを除く少なくとも１種の遷移金属の炭化
物、窒化物、炭窒化物あるいはこれらの複合炭窒化物の
少なくとも１種以上からなる硬質相が７５〜９５重量％
で、Ｎｉ及びＣｏ並びに不可避不純物を含む結合相が５
〜２５重量％であり、Ｘ線回折測定でＢ１構造のピーク
が２種類検出される窒素含有焼結硬質合金において、
（表面の半価幅）／（内部の半価幅）、ＩH 、ＩN 、Ｉ
H ／ＩN （Ｘ線のＣｕ−Ｋα線Ｂ１構造の（２２０）面
からの回折曲線を使用）、ピーク位置ずれ角、ＩWN、Ｉ
WH／ＩWNを特定した。 【効果】 従来は高価な被覆超硬合金工具でしか使用で
きなかった加工領域に対し、コーティングなしで極めて
信頼性が高い窒素含有焼結硬質合金を提供できるという
効果を有する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、窒素含有焼結硬質合金
に関し、特に切削加工用工具の材質として極めて耐熱衝
撃性に優れ、かつ耐摩耗性及び強度に富み、湿式切削に
も使用可能な窒素含有焼結硬質合金に関するものであ
る。
に関し、特に切削加工用工具の材質として極めて耐熱衝
撃性に優れ、かつ耐摩耗性及び強度に富み、湿式切削に
も使用可能な窒素含有焼結硬質合金に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】Ｔｉを主成分とする炭窒化物などを硬質
相とし、これをＮｉとＣｏからなる金属で結合した窒素
を含有する焼結硬質合金が切削工具としてすでに実用化
されている。この窒素含有焼結硬質合金は、従来の窒素
を含有しない焼結硬質合金に比べ硬質相が著しく微粒に
なるため耐高温クリープ特性が大幅に改善されるためＷ
Ｃを主成分としたいわゆる超硬合金と並んで切削工具と
して広く使用されてきている。しかしながら、この窒素
含有焼結硬質合金は、 主成分であるＴｉの炭窒化物の熱伝導度が超硬合金の
主成分であるＷＣの熱伝導率に比べて著しく小さいた
め、この窒素含有焼結硬質合金の熱伝導度は超硬合金の
約１／２であること、 熱膨張係数も、同様に主成分の特性値に依存して窒素
含有焼結硬質合金のそれは超硬合金に比べ１．３倍にな
ること、などの理由により熱衝撃に対する抵抗が低くな
る。このため、特に熱衝撃の厳しくなる条件下での切
削、例えばフライス切削や角材の旋盤による切削加工、
また、切込みの大きく変動する湿式での倣い切削などに
は、被覆超硬合金などに比べて信頼性が低いのが現状で
あった。 このような問題に対して、以下に示す様に様々な改良が
試みられている。例えば、特開平２−１５１３９号公報
では、Ｔｉを炭化物等換算で５０重量％以上、Ｗ等６ａ
族元素を炭化物換算で４０重量％未満、Ｎ／Ｃ＋Ｎの原
子比が０．４〜０．６の高窒素含有したものを焼結雰囲
気を制御して表面粗さを向上させ、表層部に高靱性、高
硬度の改質部を形成させることが、また、特開平５−９
６４６号公報では、Ｔｉを主成分としＷ，Ｍｏ，Ｃｒを
炭化物換算で合計４０重量％未満含有したものを焼結後
の冷却工程を制御して表面部に内部よりも結合相の減少
した領域を形成し表面に圧縮応力を残すサーメットが開
示されている。
相とし、これをＮｉとＣｏからなる金属で結合した窒素
を含有する焼結硬質合金が切削工具としてすでに実用化
されている。この窒素含有焼結硬質合金は、従来の窒素
を含有しない焼結硬質合金に比べ硬質相が著しく微粒に
なるため耐高温クリープ特性が大幅に改善されるためＷ
Ｃを主成分としたいわゆる超硬合金と並んで切削工具と
して広く使用されてきている。しかしながら、この窒素
含有焼結硬質合金は、 主成分であるＴｉの炭窒化物の熱伝導度が超硬合金の
主成分であるＷＣの熱伝導率に比べて著しく小さいた
め、この窒素含有焼結硬質合金の熱伝導度は超硬合金の
約１／２であること、 熱膨張係数も、同様に主成分の特性値に依存して窒素
含有焼結硬質合金のそれは超硬合金に比べ１．３倍にな
ること、などの理由により熱衝撃に対する抵抗が低くな
る。このため、特に熱衝撃の厳しくなる条件下での切
削、例えばフライス切削や角材の旋盤による切削加工、
また、切込みの大きく変動する湿式での倣い切削などに
は、被覆超硬合金などに比べて信頼性が低いのが現状で
あった。 このような問題に対して、以下に示す様に様々な改良が
試みられている。例えば、特開平２−１５１３９号公報
では、Ｔｉを炭化物等換算で５０重量％以上、Ｗ等６ａ
族元素を炭化物換算で４０重量％未満、Ｎ／Ｃ＋Ｎの原
子比が０．４〜０．６の高窒素含有したものを焼結雰囲
気を制御して表面粗さを向上させ、表層部に高靱性、高
硬度の改質部を形成させることが、また、特開平５−９
６４６号公報では、Ｔｉを主成分としＷ，Ｍｏ，Ｃｒを
炭化物換算で合計４０重量％未満含有したものを焼結後
の冷却工程を制御して表面部に内部よりも結合相の減少
した領域を形成し表面に圧縮応力を残すサーメットが開
示されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記の
いずれの公報に開示されたサーメットにおいても、耐摩
耗性及び靱性は向上しているが、被覆超硬合金に比べれ
ば耐欠損性は不十分であり、耐熱衝撃性、特に熱亀裂の
発生や、熱衝撃と機械的衝撃の両者に起因する亀裂の進
展による突発欠損が生じやすく、十分な信頼性が得られ
ない。すなわち、このような先行技術では、コーティン
グ工程を省略することによって製造コストが下げられる
ものの、性能的にはそれに見合っただけのものしか発揮
できない。これは、ある程度以上のＴｉの含有を前提と
したいわゆるサーメットという範疇においては、欠損に
対する強度向上を図ることにはおのずと限界があるとい
うことである。そこで発明者らは、種々の切削における
温度分布などの切削現象の解析と、工具内の材料成分の
配置との詳細な研究をしてきた結果、本発明に到達し
た。本発明は、従来の高価な被覆超硬合金でしか使用で
きなかった厳しい熱衝撃を受ける条件下での加工におい
ても、表面被覆を施すことなく高い信頼性を持って使用
可能な切削工具用窒素含有焼結硬質合金を提供すること
を目的とする。
いずれの公報に開示されたサーメットにおいても、耐摩
耗性及び靱性は向上しているが、被覆超硬合金に比べれ
ば耐欠損性は不十分であり、耐熱衝撃性、特に熱亀裂の
発生や、熱衝撃と機械的衝撃の両者に起因する亀裂の進
展による突発欠損が生じやすく、十分な信頼性が得られ
ない。すなわち、このような先行技術では、コーティン
グ工程を省略することによって製造コストが下げられる
ものの、性能的にはそれに見合っただけのものしか発揮
できない。これは、ある程度以上のＴｉの含有を前提と
したいわゆるサーメットという範疇においては、欠損に
対する強度向上を図ることにはおのずと限界があるとい
うことである。そこで発明者らは、種々の切削における
温度分布などの切削現象の解析と、工具内の材料成分の
配置との詳細な研究をしてきた結果、本発明に到達し
た。本発明は、従来の高価な被覆超硬合金でしか使用で
きなかった厳しい熱衝撃を受ける条件下での加工におい
ても、表面被覆を施すことなく高い信頼性を持って使用
可能な切削工具用窒素含有焼結硬質合金を提供すること
を目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】窒素含有焼結硬質合金
は、特公昭５６−５１２０１号公報などに開示されてい
るように、硬質相粒子がいわゆる有芯二重構造を呈しＴ
ｉとＮが富化されている芯部とＷ，Ｍｏが富化されＮが
貧化している周辺部とで形成されている。このような二
重構造の合金はＸ線回折測定（Ｃｕ−Ｋα線）をする
と、図１に示すように回折角の低角側の強度の強いピー
クは周辺部のもので、高角側の強度の低いピークは芯部
のものである。
は、特公昭５６−５１２０１号公報などに開示されてい
るように、硬質相粒子がいわゆる有芯二重構造を呈しＴ
ｉとＮが富化されている芯部とＷ，Ｍｏが富化されＮが
貧化している周辺部とで形成されている。このような二
重構造の合金はＸ線回折測定（Ｃｕ−Ｋα線）をする
と、図１に示すように回折角の低角側の強度の強いピー
クは周辺部のもので、高角側の強度の低いピークは芯部
のものである。
【０００５】本発明者らは、耐熱衝撃性、特に熱亀裂の
発生や、熱衝撃と機械的衝撃の両者に起因する亀裂の進
展による突発欠損が生じなく、従来の高価な被覆超硬合
金でしか使用できなかった厳しい熱衝撃を受ける条件下
での加工、例えばフライス切削や角材の旋盤による切削
加工、また、切込みの大きく変動する湿式での倣い切削
などにも、表面被覆を施すことなく高い信頼性を持って
使用可能な切削工具用の窒素含有焼結硬質合金を開発す
べく鋭意研究を行った。その結果、合金表面部の組成・
構造を、有芯構造の芯部の割合を減らし、周辺部の構造
の存在比を多くかつ均質で歪の少ない状態にすることが
耐摩耗性、耐熱衝撃性、靱性を著しく向上させられると
いう知見を得、本発明に到達した。
発生や、熱衝撃と機械的衝撃の両者に起因する亀裂の進
展による突発欠損が生じなく、従来の高価な被覆超硬合
金でしか使用できなかった厳しい熱衝撃を受ける条件下
での加工、例えばフライス切削や角材の旋盤による切削
加工、また、切込みの大きく変動する湿式での倣い切削
などにも、表面被覆を施すことなく高い信頼性を持って
使用可能な切削工具用の窒素含有焼結硬質合金を開発す
べく鋭意研究を行った。その結果、合金表面部の組成・
構造を、有芯構造の芯部の割合を減らし、周辺部の構造
の存在比を多くかつ均質で歪の少ない状態にすることが
耐摩耗性、耐熱衝撃性、靱性を著しく向上させられると
いう知見を得、本発明に到達した。
【０００６】すなわち、本発明の窒素含有焼結硬質合金
は、第１にＴｉと、周期律表の４ａ，５ａ，６ａ族から
選ばれたＴｉを除く少なくとも１種の遷移金属の炭化
物、窒化物、炭窒化物あるいはこれらの複合炭窒化物の
少なくとも１種以上からなる硬質相が７５〜９５重量％
で、Ｎｉ及びＣｏ並びに不可避不純物を含む結合相が５
〜２５重量％であり、Ｘ線回折測定でＢ１構造のピーク
が２種類検出される窒素含有焼結硬質合金において、Ｘ
線回折測定における２つのＢ１構造の同一回折面からの
ピークのうち低角側に検出される強度の大きい方のピー
クにおけるＸ線回折ピークの半価幅（以下、半価幅とい
う）が、合金表面部で測定する半価幅が、合金の１ｍｍ
以上内部で測定する半価幅に対し４０％以上６０％未満
である事を特徴とする窒素含有焼結硬質合金である。
は、第１にＴｉと、周期律表の４ａ，５ａ，６ａ族から
選ばれたＴｉを除く少なくとも１種の遷移金属の炭化
物、窒化物、炭窒化物あるいはこれらの複合炭窒化物の
少なくとも１種以上からなる硬質相が７５〜９５重量％
で、Ｎｉ及びＣｏ並びに不可避不純物を含む結合相が５
〜２５重量％であり、Ｘ線回折測定でＢ１構造のピーク
が２種類検出される窒素含有焼結硬質合金において、Ｘ
線回折測定における２つのＢ１構造の同一回折面からの
ピークのうち低角側に検出される強度の大きい方のピー
クにおけるＸ線回折ピークの半価幅（以下、半価幅とい
う）が、合金表面部で測定する半価幅が、合金の１ｍｍ
以上内部で測定する半価幅に対し４０％以上６０％未満
である事を特徴とする窒素含有焼結硬質合金である。
【０００７】さらに第２の発明は同じ窒素含有焼結硬質
合金において、Ｘ線回折における２つのＢ１構造の同一
回折面からのピークにおいて、回折角の高角側に検出さ
れる強度の小さいピークの強度をＩs 、回折角の低角側
に検出される強度の大きいピークの強度をＩL とし、合
金表面部でのＩs ／ＩL で表わされるピーク強度比をＩ
H 、合金の１ｍｍ以上内部でのＩs ／ＩL で表わされる
ピーク強度比をＩN としたときのＩH ／ＩN が、０．０
１以上０．９５以下である事を特徴とする窒素含有焼結
硬質合金である。望ましくは０．０１以上０．３以下で
ある。
合金において、Ｘ線回折における２つのＢ１構造の同一
回折面からのピークにおいて、回折角の高角側に検出さ
れる強度の小さいピークの強度をＩs 、回折角の低角側
に検出される強度の大きいピークの強度をＩL とし、合
金表面部でのＩs ／ＩL で表わされるピーク強度比をＩ
H 、合金の１ｍｍ以上内部でのＩs ／ＩL で表わされる
ピーク強度比をＩN としたときのＩH ／ＩN が、０．０
１以上０．９５以下である事を特徴とする窒素含有焼結
硬質合金である。望ましくは０．０１以上０．３以下で
ある。
【０００８】第３の発明は同じ窒素含有焼結硬質合金に
おいて、Ｘ線回折角の低角側に検出される強度の大きい
ピークのピーク位置において、合金の１ｍｍ以上内部で
測定するＸ線回折ピーク位置に対し合金表面部で測定す
るＸ線回折ピーク位置が、低角側に存在する事を特徴と
する窒素含有焼結硬質合金である。
おいて、Ｘ線回折角の低角側に検出される強度の大きい
ピークのピーク位置において、合金の１ｍｍ以上内部で
測定するＸ線回折ピーク位置に対し合金表面部で測定す
るＸ線回折ピーク位置が、低角側に存在する事を特徴と
する窒素含有焼結硬質合金である。
【０００９】第４の発明は同じ窒素含有焼結硬質合金に
おいて、ＷＣ相を存在させることを特徴とするが、表面
部ではほとんど存在させないことが必要で、具体的には
ＷＣの（１１０）ピークの強度をＩWC、２つのＢ１構造
の（２２０）ピークのうち低角側に検出される強度の大
きいピークの強度をＩB1とし、合金の１ｍｍ以上内部で
のＩWC／ＩB1で表される強度比をＩWN、合金表面部での
ＩWC／ＩB1で表される強度比をＩWHとしたとき、ＩWNが
０．１以上０．９５未満で、ＩWH／ＩWNが０．２以下で
ある事を特徴とする窒素含有焼結硬質合金である。第５
の発明は上述第１と第２の発明を、第６の発明は上述第
３と第１又は第５の発明を、第７の発明は上述第４と第
１、第５又は第６の発明をそれぞれ結合させたものであ
る。
おいて、ＷＣ相を存在させることを特徴とするが、表面
部ではほとんど存在させないことが必要で、具体的には
ＷＣの（１１０）ピークの強度をＩWC、２つのＢ１構造
の（２２０）ピークのうち低角側に検出される強度の大
きいピークの強度をＩB1とし、合金の１ｍｍ以上内部で
のＩWC／ＩB1で表される強度比をＩWN、合金表面部での
ＩWC／ＩB1で表される強度比をＩWHとしたとき、ＩWNが
０．１以上０．９５未満で、ＩWH／ＩWNが０．２以下で
ある事を特徴とする窒素含有焼結硬質合金である。第５
の発明は上述第１と第２の発明を、第６の発明は上述第
３と第１又は第５の発明を、第７の発明は上述第４と第
１、第５又は第６の発明をそれぞれ結合させたものであ
る。
【００１０】
【作用】以下、本発明における限定理由などについて詳
細に述べる。本発明における硬質相は、７５重量％未満
では耐摩耗性、耐塑性変形性の低下が著しく、９５重量
％を越えると強度、靱性が不足し好ましくない。本発明
の表面部の強度の大きい方のピークの半価幅は、内部の
半価幅に対し４０％以上６０％未満である。４０％未満
では耐塑性変形性が劣り、６０％以上では耐熱衝撃性が
不十分で好ましくない。本発明のＩH ／ＩN は、０．０
１未満は実質的に製造不可能で、０．９５を越えると所
望の耐熱衝撃性を得ることができない。望ましい上限値
は０．３である。また、本発明におけるＸ線回折角の強
度の大きいピークのピーク位置において、内部で測定す
るピーク位置に対し表面部で測定するピーク位置が、低
角側に存在すると所望の耐熱衝撃性と耐摩耗性が得られ
るが高角側に存在すると特に耐熱衝撃性と耐塑性変形性
が劣る。例えばＸ線のＣｕ−Ｋα線で回折角６１度付近
に検出できるＢ１構造の（２２０）面からの回折曲線
（図２参照）の場合では、表面部の回折角が０．０１〜
０．２度低角側にシフトしていることが必要である。
細に述べる。本発明における硬質相は、７５重量％未満
では耐摩耗性、耐塑性変形性の低下が著しく、９５重量
％を越えると強度、靱性が不足し好ましくない。本発明
の表面部の強度の大きい方のピークの半価幅は、内部の
半価幅に対し４０％以上６０％未満である。４０％未満
では耐塑性変形性が劣り、６０％以上では耐熱衝撃性が
不十分で好ましくない。本発明のＩH ／ＩN は、０．０
１未満は実質的に製造不可能で、０．９５を越えると所
望の耐熱衝撃性を得ることができない。望ましい上限値
は０．３である。また、本発明におけるＸ線回折角の強
度の大きいピークのピーク位置において、内部で測定す
るピーク位置に対し表面部で測定するピーク位置が、低
角側に存在すると所望の耐熱衝撃性と耐摩耗性が得られ
るが高角側に存在すると特に耐熱衝撃性と耐塑性変形性
が劣る。例えばＸ線のＣｕ−Ｋα線で回折角６１度付近
に検出できるＢ１構造の（２２０）面からの回折曲線
（図２参照）の場合では、表面部の回折角が０．０１〜
０．２度低角側にシフトしていることが必要である。
【００１１】さらに本発明では内部にＷＣ相を存在さ
せ、表面部にはほとんど存在させないことを特徴とし、
ＩWNが０．１未満では亀裂の進展抵抗が不十分で著しく
靱性が劣化、０．９５以上ではＷＣ相が表面にも多く残
存するようになり次に述べる。ＩWH／ＩWNが０．２以下
にできない。ＩWH／ＩWNが０．２を越えると耐摩耗性・
耐クレータ摩耗性（被削材との高温拡散摩耗などのケミ
カルな反応で生じる摩耗）が劣化し好ましくない。
せ、表面部にはほとんど存在させないことを特徴とし、
ＩWNが０．１未満では亀裂の進展抵抗が不十分で著しく
靱性が劣化、０．９５以上ではＷＣ相が表面にも多く残
存するようになり次に述べる。ＩWH／ＩWNが０．２以下
にできない。ＩWH／ＩWNが０．２を越えると耐摩耗性・
耐クレータ摩耗性（被削材との高温拡散摩耗などのケミ
カルな反応で生じる摩耗）が劣化し好ましくない。
【００１２】本発明の窒素含有焼結硬質合金は、一般
に、Ｔｉと周期律表４ａ、５ａ、６ａ族から選ばれるＴ
ｉを除く少なくとも１種の遷移金属を含む炭窒化物粉
末、ＷＣ粉末、及びＮｉやＣｏの鉄族金属粉末を湿式混
合後、型押して成形し１〜１０-2Ｔｏｒｒ程度の真空中
で１０００〜１２００℃で脱ガス後、窒素ガス分圧２〜
７０Ｔｏｒｒで１４００〜１５００℃に０．５〜３時間
焼結し、１０-5〜１０-1Ｔｏｒｒ程度の真空中で０．５
〜１０℃／分の割合で冷却し調製する。なお上記の方法
で原料の平均粒径は０．５〜５μｍの範囲とするのが好
ましい。
に、Ｔｉと周期律表４ａ、５ａ、６ａ族から選ばれるＴ
ｉを除く少なくとも１種の遷移金属を含む炭窒化物粉
末、ＷＣ粉末、及びＮｉやＣｏの鉄族金属粉末を湿式混
合後、型押して成形し１〜１０-2Ｔｏｒｒ程度の真空中
で１０００〜１２００℃で脱ガス後、窒素ガス分圧２〜
７０Ｔｏｒｒで１４００〜１５００℃に０．５〜３時間
焼結し、１０-5〜１０-1Ｔｏｒｒ程度の真空中で０．５
〜１０℃／分の割合で冷却し調製する。なお上記の方法
で原料の平均粒径は０．５〜５μｍの範囲とするのが好
ましい。
【００１３】以下に本発明のその他の実施態様を要約し
て示す。 （１）第１の発明と第３及び第４の発明の組合せからな
るもの （２）第２の発明と第３及び第４の発明の少なくとも１
つとの組合せからなるもの。 （３）第３の発明と第４の発明との組合せからなるも
の。 （４）Ｔｉと周期律表４ａ、５ａ、６ａ族から選ばれる
Ｔｉを除く少なくとも１種の遷移金属を含む炭窒化物粉
末、ＷＣ粉末、及びＮｉやＣｏの鉄族金属粉末を湿式混
合後、型押して成形し１〜１０-2Ｔｏｒｒ程度の真空中
で１０００〜１２００℃で脱ガス後、窒素ガス分圧２〜
７０Ｔｏｒｒで１４００〜１５００℃に０．５〜３時間
焼結し、１０-5〜１０-1Ｔｏｒｒ程度の真空中で０．５
〜１０℃／分の割合で冷却し調製することを特徴とする
請求項１〜７のいずれか、又は上記（１）〜（３）のい
ずれかに記載の窒素含有焼結硬質合金の製造方法。 （５）原料粉末の平均粒径が０．５〜５μｍの範囲にあ
る上記（４）に記載の窒素含有焼結硬質合金の製造方
法。
て示す。 （１）第１の発明と第３及び第４の発明の組合せからな
るもの （２）第２の発明と第３及び第４の発明の少なくとも１
つとの組合せからなるもの。 （３）第３の発明と第４の発明との組合せからなるも
の。 （４）Ｔｉと周期律表４ａ、５ａ、６ａ族から選ばれる
Ｔｉを除く少なくとも１種の遷移金属を含む炭窒化物粉
末、ＷＣ粉末、及びＮｉやＣｏの鉄族金属粉末を湿式混
合後、型押して成形し１〜１０-2Ｔｏｒｒ程度の真空中
で１０００〜１２００℃で脱ガス後、窒素ガス分圧２〜
７０Ｔｏｒｒで１４００〜１５００℃に０．５〜３時間
焼結し、１０-5〜１０-1Ｔｏｒｒ程度の真空中で０．５
〜１０℃／分の割合で冷却し調製することを特徴とする
請求項１〜７のいずれか、又は上記（１）〜（３）のい
ずれかに記載の窒素含有焼結硬質合金の製造方法。 （５）原料粉末の平均粒径が０．５〜５μｍの範囲にあ
る上記（４）に記載の窒素含有焼結硬質合金の製造方
法。
【００１４】
【実施例】以下本発明と下記の実施例により更に詳細に
説明するがこれにより本発明を限定するものではない。 〔実施例１〕平均粒径２μｍで有芯構造の外郭部分が反
射電子顕微鏡で真っ白に見え、芯部分が真っ黒に見える
（Ｔｉ0.85Ｔａ0.05Ｎｂ0.04Ｗ0.06）（Ｃ0.55Ｎ0.45）
粉末と、同０．７μｍのＷＣ粉末と、同１．５μｍのＮ
ｉ粉末とＣｏ粉末をそれぞれ４５重量％、４０重量％、
７重量％、８重量％を湿式混合後、型押し成形し、１０
-2Torrの真空中で１２００℃で脱ガス後、窒素ガス分圧
２０Torrで１４５０℃にて１時間焼結後、真空中で２．
５℃／分で冷却し、試料１を作成した。この試料１のＸ
線のＣｕ−Ｋα線Ｂ１構造の（２２０）面からの回折曲
線の強度の強い方のピークの半価幅（以下、半価幅とい
う）が、表面から１ｍｍ内部で０．２７度、表面ラッピ
ング面で０．１４度と５２％に減少していた。試料１と
同一合金組成となるようにＴｉＣＮ３５重量％、ＴａＣ
４重量％、ＮｂＣ２重量％、ＷＣ４４重量％、Ｎｉ７重
量％、Ｃｏ８重量％配合し試料１と同一条件で焼結し試
料２を、また、ＴｉＣＮ４６重量％、ＴａＣ８重量％、
Ｍｏ２Ｃ８重量％、ＷＣ２０重量％、Ｎｉ６重量％、Ｃ
ｏ１２重量％配合し試料１と同一条件で焼結し試料３
を、試料１、試料２と同一の型押し成形体を窒素分圧５
Torrで１４００℃で焼結しＣＯ分圧２００Torrで冷却
し、それぞれ試料４、試料５を作成した。それぞれの
（表面の半価幅）／（内部の半価幅）は、６２％、６３
％、７６％、７１％であった。各試料１〜５の窒素含有
焼結硬質合金で焼結肌で工具形状ＣＮＭＧ４３２を作成
し下記耐熱衝撃性評価の切削テストを行った。（試料１
は本発明品、試料２〜５は比較品）
説明するがこれにより本発明を限定するものではない。 〔実施例１〕平均粒径２μｍで有芯構造の外郭部分が反
射電子顕微鏡で真っ白に見え、芯部分が真っ黒に見える
（Ｔｉ0.85Ｔａ0.05Ｎｂ0.04Ｗ0.06）（Ｃ0.55Ｎ0.45）
粉末と、同０．７μｍのＷＣ粉末と、同１．５μｍのＮ
ｉ粉末とＣｏ粉末をそれぞれ４５重量％、４０重量％、
７重量％、８重量％を湿式混合後、型押し成形し、１０
-2Torrの真空中で１２００℃で脱ガス後、窒素ガス分圧
２０Torrで１４５０℃にて１時間焼結後、真空中で２．
５℃／分で冷却し、試料１を作成した。この試料１のＸ
線のＣｕ−Ｋα線Ｂ１構造の（２２０）面からの回折曲
線の強度の強い方のピークの半価幅（以下、半価幅とい
う）が、表面から１ｍｍ内部で０．２７度、表面ラッピ
ング面で０．１４度と５２％に減少していた。試料１と
同一合金組成となるようにＴｉＣＮ３５重量％、ＴａＣ
４重量％、ＮｂＣ２重量％、ＷＣ４４重量％、Ｎｉ７重
量％、Ｃｏ８重量％配合し試料１と同一条件で焼結し試
料２を、また、ＴｉＣＮ４６重量％、ＴａＣ８重量％、
Ｍｏ２Ｃ８重量％、ＷＣ２０重量％、Ｎｉ６重量％、Ｃ
ｏ１２重量％配合し試料１と同一条件で焼結し試料３
を、試料１、試料２と同一の型押し成形体を窒素分圧５
Torrで１４００℃で焼結しＣＯ分圧２００Torrで冷却
し、それぞれ試料４、試料５を作成した。それぞれの
（表面の半価幅）／（内部の半価幅）は、６２％、６３
％、７６％、７１％であった。各試料１〜５の窒素含有
焼結硬質合金で焼結肌で工具形状ＣＮＭＧ４３２を作成
し下記耐熱衝撃性評価の切削テストを行った。（試料１
は本発明品、試料２〜５は比較品）
【００１５】耐熱衝撃性切削テスト
【表１】 結果、試料１は、２個しか欠損しなかったが試料２〜５
は、それぞれ１４、１６、１８、１３個欠損した。
は、それぞれ１４、１６、１８、１３個欠損した。
【００１６】〔実施例２〕平均粒径２μｍの（Ｔｉ0.87
Ｎｂ0.07Ｗ0.06）（Ｃ0.5 Ｎ0.5 ）粉末と、同１．５μ
ｍのＮｉ粉末とＣｏ粉末をそれぞれ８５重量％、７重量
％、８重量％を湿式混合後、型押し成形し、１０-2Torr
の真空中で１２００℃で脱ガス後、窒素ガス分圧５Torr
で１４５０℃にて１時間焼結後、表１に示す冷却をし、
併記したＩ H ／ＩN （Ｘ線のＣｕ−Ｋα線Ｂ１構造の
（２２０）面からの回折曲線を使用）を得た。これら
を、下記耐摩耗試験と実施例１中の耐熱衝撃テストを実
施し、その結果も表１に記す。
Ｎｂ0.07Ｗ0.06）（Ｃ0.5 Ｎ0.5 ）粉末と、同１．５μ
ｍのＮｉ粉末とＣｏ粉末をそれぞれ８５重量％、７重量
％、８重量％を湿式混合後、型押し成形し、１０-2Torr
の真空中で１２００℃で脱ガス後、窒素ガス分圧５Torr
で１４５０℃にて１時間焼結後、表１に示す冷却をし、
併記したＩ H ／ＩN （Ｘ線のＣｕ−Ｋα線Ｂ１構造の
（２２０）面からの回折曲線を使用）を得た。これら
を、下記耐摩耗試験と実施例１中の耐熱衝撃テストを実
施し、その結果も表１に記す。
【００１７】耐摩耗切削テスト
【表２】
【００１８】
【表３】 徐冷：３〜１０℃／分 超徐冷：０．５〜５℃／分 炉冷：５〜１５℃／分 急冷：１０〜１００℃／分
【００１９】〔実施例３〕平均粒径２μｍの（Ｔｉ0.85
Ｔａ0.05Ｎｂ0.04Ｗ0.06）（Ｃ0.55Ｎ0.45）粉末と、同
０．７μｍのＷＣ粉末と、同１．５μｍのＮｉ粉末とＣ
ｏ粉末をそれぞれ５２重量％、３０重量％、１０重量
％、８重量％を湿式混合後、型押し成形し、１０-2Torr
の真空中で１２００℃で脱ガス後、窒素ガス分圧２０To
rrで１４８０℃にて１時間焼結後、真空中で１．５℃／
分で冷却し、試料１３を作成した。試料１３と同一合金
組成となるようにＴｉＣＮ３８重量％、ＴａＣ４重量
％、ＮｂＣ２重量％、ＷＣ３８重量％、Ｎｉ１０重量
％、Ｃｏ８重量％配合し試料１３と同一条件で焼結し試
料１４を、また、ＴｉＣＮ４６重量％、ＮｂＣ８重量
％、Ｍｏ２Ｃ８重量％、ＷＣ２０重量％、Ｎｉ１０重量
％、Ｃｏ８重量％配合し試料１３と同一条件で焼結し試
料１５を、試料１３、１５と同一の型押し成形体を窒素
分圧１５Torrで１４３０℃で焼結しＣＯ分圧１８０Torr
で冷却し、それぞれ試料１６、１７を作成した。さら
に、試料１３、１５と同一の型押し成形体を窒素分圧１
５Torrで１４３０℃で焼結し、真空中で５℃で冷却し、
試料１８、１９を作成した。
Ｔａ0.05Ｎｂ0.04Ｗ0.06）（Ｃ0.55Ｎ0.45）粉末と、同
０．７μｍのＷＣ粉末と、同１．５μｍのＮｉ粉末とＣ
ｏ粉末をそれぞれ５２重量％、３０重量％、１０重量
％、８重量％を湿式混合後、型押し成形し、１０-2Torr
の真空中で１２００℃で脱ガス後、窒素ガス分圧２０To
rrで１４８０℃にて１時間焼結後、真空中で１．５℃／
分で冷却し、試料１３を作成した。試料１３と同一合金
組成となるようにＴｉＣＮ３８重量％、ＴａＣ４重量
％、ＮｂＣ２重量％、ＷＣ３８重量％、Ｎｉ１０重量
％、Ｃｏ８重量％配合し試料１３と同一条件で焼結し試
料１４を、また、ＴｉＣＮ４６重量％、ＮｂＣ８重量
％、Ｍｏ２Ｃ８重量％、ＷＣ２０重量％、Ｎｉ１０重量
％、Ｃｏ８重量％配合し試料１３と同一条件で焼結し試
料１５を、試料１３、１５と同一の型押し成形体を窒素
分圧１５Torrで１４３０℃で焼結しＣＯ分圧１８０Torr
で冷却し、それぞれ試料１６、１７を作成した。さら
に、試料１３、１５と同一の型押し成形体を窒素分圧１
５Torrで１４３０℃で焼結し、真空中で５℃で冷却し、
試料１８、１９を作成した。
【００２０】それぞれのＸ線のＣｕ−Ｋα線Ｂ１構造の
（２２０）面からの回折曲線を使用しての表面部のピー
ク位置の内部のピーク位置からの回折角ずれ角（低角へ
のずれを−、高角へのずれを＋）と、各試料の窒素含有
焼結硬質合金で焼結肌で工具形状ＣＮＭＧ４３２を作成
し、下記耐熱衝撃性評価の切削テスト（２）を行い結果
を併せて第２表に記した。
（２２０）面からの回折曲線を使用しての表面部のピー
ク位置の内部のピーク位置からの回折角ずれ角（低角へ
のずれを−、高角へのずれを＋）と、各試料の窒素含有
焼結硬質合金で焼結肌で工具形状ＣＮＭＧ４３２を作成
し、下記耐熱衝撃性評価の切削テスト（２）を行い結果
を併せて第２表に記した。
【００２１】
【表４】
【００２２】
【表５】
【００２３】〔実施例４〕平均粒径２μｍの（Ｔｉ0.85
Ｔａ0.09Ｗ0.06）（Ｃ0.6 Ｎ0.4 ）粉末と、同０．７μ
ｍのＷＣ粉末と、同１．５μｍのＮｉ粉末とＣｏ粉末を
それぞれ４５重量％、４０重量％、８重量％、７重量％
を湿式混合後、型押し成形し、１０-2Torrの真空中で１
２００℃で脱ガス後、窒素ガス分圧を１４８０℃まで５
〜２０Torrと漸増し１４８０℃にて１時間焼結後、真空
中で２℃／分で冷却し、試料２０を作成した。試料２０
と同一合金組成となるようにＴｉＣＮ３５重量％、Ｎｂ
Ｃ６重量％、ＷＣ４４重量％、Ｎｉ８重量％、Ｃｏ７重
量％配合し試料１３と同一条件で焼結し試料２１を、ま
た、ＴｉＣＮ４６重量％、ＮｂＣ８重量％、Ｍｏ２Ｃ８
重量％、ＷＣ２０重量％、Ｎｉ１０重量％、Ｃｏ８重量
％配合し試料２０と同一条件で焼結し試料２２を作成
し、それぞれのＩWNとＩWH／ＩWNを、試料２０で０．４
１、０．０５、試料２１で０．５５、０．５１、試料２
２で０．０１以下、０．０１以下、とした。試料２０〜
２２を用い実施例２と同様の耐摩耗切削テストを実施し
た結果、それぞれのＶB は、０．１４ｍｍ、０．２９ｍ
ｍ、０．３３ｍｍであった。また、実施例３と同様の耐
熱衝撃性切削テスト（２）を実施した結果、欠損切刃数
は、それぞれ、３個、１８個、１３個であった。（試料
２０は本発明品、試料２１〜２２は比較品）。
Ｔａ0.09Ｗ0.06）（Ｃ0.6 Ｎ0.4 ）粉末と、同０．７μ
ｍのＷＣ粉末と、同１．５μｍのＮｉ粉末とＣｏ粉末を
それぞれ４５重量％、４０重量％、８重量％、７重量％
を湿式混合後、型押し成形し、１０-2Torrの真空中で１
２００℃で脱ガス後、窒素ガス分圧を１４８０℃まで５
〜２０Torrと漸増し１４８０℃にて１時間焼結後、真空
中で２℃／分で冷却し、試料２０を作成した。試料２０
と同一合金組成となるようにＴｉＣＮ３５重量％、Ｎｂ
Ｃ６重量％、ＷＣ４４重量％、Ｎｉ８重量％、Ｃｏ７重
量％配合し試料１３と同一条件で焼結し試料２１を、ま
た、ＴｉＣＮ４６重量％、ＮｂＣ８重量％、Ｍｏ２Ｃ８
重量％、ＷＣ２０重量％、Ｎｉ１０重量％、Ｃｏ８重量
％配合し試料２０と同一条件で焼結し試料２２を作成
し、それぞれのＩWNとＩWH／ＩWNを、試料２０で０．４
１、０．０５、試料２１で０．５５、０．５１、試料２
２で０．０１以下、０．０１以下、とした。試料２０〜
２２を用い実施例２と同様の耐摩耗切削テストを実施し
た結果、それぞれのＶB は、０．１４ｍｍ、０．２９ｍ
ｍ、０．３３ｍｍであった。また、実施例３と同様の耐
熱衝撃性切削テスト（２）を実施した結果、欠損切刃数
は、それぞれ、３個、１８個、１３個であった。（試料
２０は本発明品、試料２１〜２２は比較品）。
【００２４】〔実施例５〕試料２３として、平均粒径２
μｍの（Ｔｉ0.85Ｔａ0.05Ｎｂ0.04Ｗ0.06）（Ｃ 0.55Ｎ
0.45）粉末と、同０．７μｍのＷＣ粉末と、同１．５μ
ｍのＮｉ粉末とＣｏ粉末をそれぞれ４７重量％、３８重
量％、７重量％、８重量％を配合し、試料２４として試
料２３と同一合金組成となるようにＴｉＣＮ３７重量
％、ＴａＣ４重量％、ＮｂＣ２重量％、ＷＣ４２重量
％、Ｎｉ７重量％、Ｃｏ８重量％配合、さらに、試料２
４としてＴｉＣＮ５０重量％、ＴａＣ２重量％、ＮｂＣ
８重量％、Ｍｏ２Ｃ５重量％、ＷＣ１９重量％、Ｎｉ８
重量％、Ｃｏ８重量％配合し、それぞれを湿式混合後、
型押し成形し、１０-2Torrの真空中で１２００℃で脱ガ
ス後、窒素ガス分圧２０Torrで１４５０℃にて１時間焼
結後、真空中で２℃／分で冷却し、切削用焼結肌チップ
ＣＮＭＧ４３２を作成した。また、試料２３〜２５と同
様に焼結し、冷却のみＣＯ分圧２００Torrで行ったもの
をそれぞれ試料２６、２７、２８とした。それぞれの
（裏面の半価幅）／（内部の半価幅）、ＩH 、ＩN 、Ｉ
H ／ＩN （Ｘ線のＣｕ−Ｋα線Ｂ１構造の（２２０）面
からの回折曲線を使用）、ピーク位置ずれ角、ＩWN、Ｉ
WH／ＩWN、実施例２と同様の耐摩耗切削テスト結果、実
施例３と同様の耐熱衝撃性切削テスト（２）を実施した
結果、下記靱性テスト結果を表３に併記する。（試料２
３は本発明品、試料２４〜２８は比較品）
μｍの（Ｔｉ0.85Ｔａ0.05Ｎｂ0.04Ｗ0.06）（Ｃ 0.55Ｎ
0.45）粉末と、同０．７μｍのＷＣ粉末と、同１．５μ
ｍのＮｉ粉末とＣｏ粉末をそれぞれ４７重量％、３８重
量％、７重量％、８重量％を配合し、試料２４として試
料２３と同一合金組成となるようにＴｉＣＮ３７重量
％、ＴａＣ４重量％、ＮｂＣ２重量％、ＷＣ４２重量
％、Ｎｉ７重量％、Ｃｏ８重量％配合、さらに、試料２
４としてＴｉＣＮ５０重量％、ＴａＣ２重量％、ＮｂＣ
８重量％、Ｍｏ２Ｃ５重量％、ＷＣ１９重量％、Ｎｉ８
重量％、Ｃｏ８重量％配合し、それぞれを湿式混合後、
型押し成形し、１０-2Torrの真空中で１２００℃で脱ガ
ス後、窒素ガス分圧２０Torrで１４５０℃にて１時間焼
結後、真空中で２℃／分で冷却し、切削用焼結肌チップ
ＣＮＭＧ４３２を作成した。また、試料２３〜２５と同
様に焼結し、冷却のみＣＯ分圧２００Torrで行ったもの
をそれぞれ試料２６、２７、２８とした。それぞれの
（裏面の半価幅）／（内部の半価幅）、ＩH 、ＩN 、Ｉ
H ／ＩN （Ｘ線のＣｕ−Ｋα線Ｂ１構造の（２２０）面
からの回折曲線を使用）、ピーク位置ずれ角、ＩWN、Ｉ
WH／ＩWN、実施例２と同様の耐摩耗切削テスト結果、実
施例３と同様の耐熱衝撃性切削テスト（２）を実施した
結果、下記靱性テスト結果を表３に併記する。（試料２
３は本発明品、試料２４〜２８は比較品）
【００２５】靱性切削テスト
【表６】
【００２６】
【表７】
【００２７】
【発明の効果】上述のように本発明によれば、切削工具
として特に熱衝撃の厳しい条件での切削、例えばフライ
ス切削や角材の旋盤による切削加工、また、切込みの大
きく変動する湿式での倣い切削加工など、従来は高価な
被覆超硬合金工具でしか使用できなかった加工領域に対
し、コーティングなしで極めて信頼性が高い窒素含有焼
結硬質合金を提供できるという効果を有する。
として特に熱衝撃の厳しい条件での切削、例えばフライ
ス切削や角材の旋盤による切削加工、また、切込みの大
きく変動する湿式での倣い切削加工など、従来は高価な
被覆超硬合金工具でしか使用できなかった加工領域に対
し、コーティングなしで極めて信頼性が高い窒素含有焼
結硬質合金を提供できるという効果を有する。
【図１】は有芯二重構造をもつ窒素含有焼結硬質合金の
Ｘ線のＣＵ−Ｋα線の典型的なＢ１構造（４２２）面か
らの回折曲線である。
Ｘ線のＣＵ−Ｋα線の典型的なＢ１構造（４２２）面か
らの回折曲線である。
【図２】は有芯二重構造をもつ窒素含有焼結硬質合金の
Ｘ線のＣｕ−Ｋα線のＢ１構造（２２０）面からの回折
曲線である。
Ｘ線のＣｕ−Ｋα線のＢ１構造（２２０）面からの回折
曲線である。
【図３】は実施例５の中の試料２３の、（ａ）表面部、
（ｂ）内部のＸ線Ｃｕ−Ｋα線の回折曲線である。
（ｂ）内部のＸ線Ｃｕ−Ｋα線の回折曲線である。
【図４】は同じく試料２４の、（ａ）表面部、（ｂ）内
部のＸ線Ｃｕ−Ｋα線の回折曲線である。
部のＸ線Ｃｕ−Ｋα線の回折曲線である。
【図５】は同じく試料２５の、（ａ）表面部、（ｂ）内
部のＸ線Ｃｕ−Ｋα線の回折曲線である。
部のＸ線Ｃｕ−Ｋα線の回折曲線である。
Claims (7)
- 【請求項１】 Ｔｉと、周期律表の４ａ，５ａ，６ａ族
から選ばれたＴｉを除く少なくとも１種の遷移金属の炭
化物、窒化物、炭窒化物あるいはこれらの複合炭窒化物
の少なくとも１種以上からなる硬質相が７５〜９５重量
％で、Ｎｉ及びＣｏ並びに不可避不純物を含む結合相が
５〜２５重量％であり、Ｘ線回折測定でＢ１構造のピー
クが２種類検出される窒素含有焼結硬質合金において、
Ｘ線回折測定における２つのＢ１構造の同一回折面から
のピークのうち低角側に検出される強度の大きい方のピ
ークにおいて、合金表面部で測定するＸ線回折ピークの
半価幅が、合金の１ｍｍ以上内部で測定するＸ線回折ピ
ークの半価幅に対し４０％以上６０％未満である事を特
徴とする窒素含有焼結硬質合金。 - 【請求項２】 Ｔｉと、周期律表の４ａ，５ａ，６ａ族
から選ばれたＴｉを除く少なくとも１種の遷移金属の炭
化物、窒化物、炭窒化物あるいはこれらの複合炭窒化物
の少なくとも１種以上からなる硬質相が７５〜９５重量
％で、Ｎｉ及びＣｏ並びに不可避不純物を含む結合相が
５〜２５重量％であり、Ｘ線回折測定でＢ１構造のピー
クが２種類検出される窒素含有焼結硬質合金において、
Ｘ線回折における２つのＢ１構造の同一回折面からのピ
ークにおいて、回折角の高角側に検出される強度の小さ
いピークの強度をＩs 、回折角の低角側に検出される強
度の大きいピークの強度をＩL とし、合金表面部でのＩ
s ／ＩL で表されるピーク強度比をＩH 、合金の１ｍｍ
以上内部でのＩs ／ＩL で表されるピーク強度比をＩN
としたときのＩH ／ＩN が、０．０１以上０．９５以下
である事を特徴とする窒素含有焼結硬質合金。 - 【請求項３】 Ｔｉと、周期律表の４ａ，５ａ，６ａ族
から選ばれたＴｉを除く少なくとも１種の遷移金属の炭
化物、窒化物、炭窒化物あるいはこれらの複合炭窒化物
の少なくとも１種以上からなる硬質相が７５〜９５重量
％で、Ｎｉ及びＣｏ並びに不可避不純物を含む結合相が
５〜２５重量％であり、Ｘ線回折測定でＢ１構造のピー
クが２種類検出される窒素含有焼結硬質合金において、
Ｘ線回折角の低角側に検出される強度の大きいピークの
ピーク位置において、合金の１ｍｍ以上内部で測定する
Ｘ線回折ピーク位置に対し合金表面部で測定するＸ線回
折ピーク位置が、低角側に存在する事を特徴とする窒素
含有焼結硬質合金。 - 【請求項４】 Ｔｉと、周期律表の４ａ，５ａ，６ａ族
から選ばれたＴｉを除く少なくとも１種の遷移金属の炭
化物、窒化物、炭窒化物あるいはこれらの複合炭窒化物
の少なくとも１種以上からなる硬質相が７５〜９５重量
％で、Ｎｉ及びＣｏ並びに不可避不純物を含む結合相が
５〜２５重量％であり、Ｘ線回折測定でＢ１構造のピー
クが２種類検出される窒素含有焼結硬質合金において、
ＷＣの（１１０）ピークの強度をＩWC、２つのＢ１構造
の（２２０）ピークのうち低角側に検出される強度の大
きいピークの強度をＩB1とし、合金の１ｍｍ以上内部で
のＩWC／ＩB1で表される強度比をＩWN、合金表面部での
ＩWC／ＩB1で表される強度比をＩWHとしたとき、ＩWNが
０．１以上０．９５未満で、ＩWH／ＩWNが０．２以下で
ある事を特徴とする窒素含有焼結硬質合金。 - 【請求項５】 Ｘ線回折における２つのＢ１構造の同一
回折面からのピークにおいて、回折角の高角側に検出さ
れる強度の小さいピークの強度をＩS 、回折角の低角側
に検出される強度の大きいピークの強度をＩL とし、合
金表面部でのＩS ／ＩL で表されるピーク強度比を
ＩH 、合金の１ｍｍ以上内部でのＩS ／Ｉ L で表される
ピーク強度比をＩN としたときのＩH ／ＩN が、０．０
１以上０．９５以下である事を特徴とする請求項１に記
載の窒素含有焼結硬質合金。 - 【請求項６】 Ｘ線回折角の低角側に検出される強度の
大きいピークのピーク位置において、合金の１ｍｍ以上
内部で測定するＸ線回折ピーク位置に対し合金表面部で
測定するＸ線回折ピーク位置が、低角側に存在する事を
特徴とする請求項１または５に記載の窒素含有焼結硬質
合金。 - 【請求項７】 ＷＣの（１１０）ピークの強度をＩWC、
２つのＢ１構造の（２２０）ピークのうち低角側に検出
される強度の大きいピークの強度をＩB1とし、合金の１
ｍｍ以上内部でのＩWC／ＩB1で表される強度比をＩWN、
合金表面部でのＩWC／ＩB1で表される強度比をＩWHとし
たとき、ＩWNが０．１以上０．９５未満で、ＩWH／ＩWN
が０．２以下である事を特徴とする請求項１または５ま
たは６に記載の窒素含有焼結硬質合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15344794A JPH0813077A (ja) | 1994-07-05 | 1994-07-05 | 窒素含有焼結硬質合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15344794A JPH0813077A (ja) | 1994-07-05 | 1994-07-05 | 窒素含有焼結硬質合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0813077A true JPH0813077A (ja) | 1996-01-16 |
Family
ID=15562756
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15344794A Pending JPH0813077A (ja) | 1994-07-05 | 1994-07-05 | 窒素含有焼結硬質合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0813077A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010105100A (ja) * | 2008-10-29 | 2010-05-13 | Kyocera Corp | サーメット焼結体および切削工具 |
| JP5574955B2 (ja) * | 2008-09-26 | 2014-08-20 | 京セラ株式会社 | サーメット焼結体および切削工具 |
| EP2505289A4 (en) * | 2009-11-26 | 2017-08-02 | Kyocera Corporation | Rotation tool |
| WO2017179657A1 (ja) * | 2016-04-13 | 2017-10-19 | 京セラ株式会社 | 切削インサート及び切削工具 |
-
1994
- 1994-07-05 JP JP15344794A patent/JPH0813077A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5574955B2 (ja) * | 2008-09-26 | 2014-08-20 | 京セラ株式会社 | サーメット焼結体および切削工具 |
| US9074270B2 (en) | 2008-09-26 | 2015-07-07 | Kyocera Corporation | Sintered cermet and cutting tool |
| JP2010105100A (ja) * | 2008-10-29 | 2010-05-13 | Kyocera Corp | サーメット焼結体および切削工具 |
| EP2505289A4 (en) * | 2009-11-26 | 2017-08-02 | Kyocera Corporation | Rotation tool |
| WO2017179657A1 (ja) * | 2016-04-13 | 2017-10-19 | 京セラ株式会社 | 切削インサート及び切削工具 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Effective date: 20050105 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20050628 |