JP3652087B2 - サーメット工具及びその製造方法 - Google Patents
サーメット工具及びその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3652087B2 JP3652087B2 JP31269697A JP31269697A JP3652087B2 JP 3652087 B2 JP3652087 B2 JP 3652087B2 JP 31269697 A JP31269697 A JP 31269697A JP 31269697 A JP31269697 A JP 31269697A JP 3652087 B2 JP3652087 B2 JP 3652087B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- phase
- carbonitride
- weight
- cermet
- temperature
- 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.)
- Expired - Fee Related
Links
- 239000011195 cermet Substances 0.000 title claims description 65
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 12
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims description 86
- 239000000843 powder Substances 0.000 claims description 52
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims description 37
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims description 37
- 238000010304 firing Methods 0.000 claims description 33
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 claims description 31
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 19
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 19
- 229910052715 tantalum Inorganic materials 0.000 claims description 19
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 claims description 19
- 238000005256 carbonitriding Methods 0.000 claims description 18
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 18
- 229910052735 hafnium Inorganic materials 0.000 claims description 18
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 18
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 18
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims description 18
- 239000011230 binding agent Substances 0.000 claims description 15
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 claims description 15
- 230000002093 peripheral effect Effects 0.000 claims description 11
- 238000000465 moulding Methods 0.000 claims description 9
- 230000009977 dual effect Effects 0.000 claims description 8
- 239000011812 mixed powder Substances 0.000 claims description 8
- 238000002156 mixing Methods 0.000 claims description 8
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 239000012071 phase Substances 0.000 description 104
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 14
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 11
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 10
- 239000007791 liquid phase Substances 0.000 description 9
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 9
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 8
- 239000000463 material Substances 0.000 description 7
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 6
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 6
- 238000000034 method Methods 0.000 description 6
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 6
- 239000012299 nitrogen atmosphere Substances 0.000 description 6
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 description 5
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 5
- 238000004090 dissolution Methods 0.000 description 5
- 239000010959 steel Substances 0.000 description 5
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 4
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 4
- 238000006467 substitution reaction Methods 0.000 description 4
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 239000012298 atmosphere Substances 0.000 description 3
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 3
- 238000005245 sintering Methods 0.000 description 3
- CSCPPACGZOOCGX-UHFFFAOYSA-N Acetone Chemical compound CC(C)=O CSCPPACGZOOCGX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000013459 approach Methods 0.000 description 2
- 239000012300 argon atmosphere Substances 0.000 description 2
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 2
- 239000000470 constituent Substances 0.000 description 2
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 2
- 239000010730 cutting oil Substances 0.000 description 2
- 238000000354 decomposition reaction Methods 0.000 description 2
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 2
- 229910001873 dinitrogen Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000002149 energy-dispersive X-ray emission spectroscopy Methods 0.000 description 2
- 239000010419 fine particle Substances 0.000 description 2
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 2
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 2
- 230000008569 process Effects 0.000 description 2
- 230000000630 rising effect Effects 0.000 description 2
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 2
- 229910003178 Mo2C Inorganic materials 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
- 230000002159 abnormal effect Effects 0.000 description 1
- 238000005299 abrasion Methods 0.000 description 1
- 230000009471 action Effects 0.000 description 1
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 1
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 description 1
- 239000006227 byproduct Substances 0.000 description 1
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 1
- 230000001276 controlling effect Effects 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 238000007872 degassing Methods 0.000 description 1
- 238000000280 densification Methods 0.000 description 1
- 238000011161 development Methods 0.000 description 1
- 235000014113 dietary fatty acids Nutrition 0.000 description 1
- 238000007580 dry-mixing Methods 0.000 description 1
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 1
- 239000000194 fatty acid Substances 0.000 description 1
- 229930195729 fatty acid Natural products 0.000 description 1
- 150000004665 fatty acids Chemical class 0.000 description 1
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 1
- 238000000227 grinding Methods 0.000 description 1
- 238000003703 image analysis method Methods 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- 239000012535 impurity Substances 0.000 description 1
- 238000007373 indentation Methods 0.000 description 1
- 239000004615 ingredient Substances 0.000 description 1
- 239000004200 microcrystalline wax Substances 0.000 description 1
- 239000002480 mineral oil Substances 0.000 description 1
- 235000010446 mineral oil Nutrition 0.000 description 1
- JMANVNJQNLATNU-UHFFFAOYSA-N oxalonitrile Chemical compound N#CC#N JMANVNJQNLATNU-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 1
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 1
- 230000000704 physical effect Effects 0.000 description 1
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 1
- 238000007517 polishing process Methods 0.000 description 1
- 239000000047 product Substances 0.000 description 1
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 description 1
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 1
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 1
- 238000001878 scanning electron micrograph Methods 0.000 description 1
- 230000035939 shock Effects 0.000 description 1
- 239000002904 solvent Substances 0.000 description 1
- 230000003746 surface roughness Effects 0.000 description 1
- 239000004094 surface-active agent Substances 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- 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
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- B23B—TURNING; BORING
- B23B27/00—Tools for turning or boring machines; Tools of a similar kind in general; Accessories therefor
- B23B27/14—Cutting tools of which the bits or tips or cutting inserts are of special material
- B23B27/141—Specially shaped plate-like cutting inserts, i.e. length greater or equal to width, width greater than or equal to thickness
- B23B27/145—Specially shaped plate-like cutting inserts, i.e. length greater or equal to width, width greater than or equal to thickness characterised by having a special shape
-
- 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
- B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T407/00—Cutters, for shaping
- Y10T407/26—Cutters, for shaping comprising cutting edge bonded to tool shank
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T407/00—Cutters, for shaping
- Y10T407/27—Cutters, for shaping comprising tool of specific chemical composition
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/29—Coated or structually defined flake, particle, cell, strand, strand portion, rod, filament, macroscopic fiber or mass thereof
- Y10T428/2913—Rod, strand, filament or fiber
- Y10T428/2933—Coated or with bond, impregnation or core
- Y10T428/294—Coated or with bond, impregnation or core including metal or compound thereof [excluding glass, ceramic and asbestos]
- Y10T428/2951—Metal with weld modifying or stabilizing coating [e.g., flux, slag, producer, etc.]
- Y10T428/2953—Titanium compound in coating
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、サーメット工具に関するものである。
【０００２】
金属成分が、主成分としてのＴｉとＴｉ以外の（４ａ，５ａ，６ａ）族元素、すなわちＶ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷで構成される炭化物、窒化物又は炭窒化物を硬質相構成成分とするサーメット焼結体は、旧来汎用されてきた超硬合金に比べて、耐塑性変形性等に優れることから切削工具の主流となっている。そして、近年では、工具の耐欠損性、耐熱衝撃性及び耐塑性変形性をさらに向上させるため、硬質相として炭化Ｔｉに加え、高靭性及び高熱伝導性の窒化Ｔｉあるいは炭窒化Ｔｉを配合することが提案されている（例えば特公昭５６−５１２０１号公報）。
【０００３】
また、上述のような窒化Ｔｉ含有サーメットの耐摩耗性及び耐欠損性を向上させるために、特開平８−２４６０９０号公報には、サーメット組織中の有芯硬質相の中心部（炭窒化Ｔｉを主体に構成される）を、丸みのある塊状でアスペクト比が１．４以下の（Ｔｉ，Ｍ）ＣＮを主体とする有芯二重構造、あるいは前記有芯硬質相のうち９０容量％以下を炭窒化Ｔｉ相とすることで工具の耐摩耗性を維持しつつこれを高強度化することで耐欠損性を向上させる構造が開示されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記公報に開示されたサーメツト工具のように、その組織において、有芯硬質相の中心部を丸みのある塊状形態にすることは、サーメットの強度あるいは硬度向上の観点からは有利であるが、靱性は逆に低下するので基材の耐熱クラック性が損なわれ、耐熱クラック性が要求される鋼の断続切削等の用途においては、必要十分な工具寿命が得られない欠点がある。
【０００５】
本発明の課題は、サーメットの優れた点である耐塑性変形性及び耐摩耗性を維持しつつ、耐熱クラック性にも優れ、ひいては断続切削等においても長寿命のサーメット工具とその製造方法とを提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本明細書の請求項に記載したサーメット工具の構成は以下の通りである。
（請求項１）Ｎｉ、又はＮｉ及びＣｏを主体とする結合相と、
金属成分が、Ｔｉを主体として、Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷのうちの１種以上を含む炭窒化物相からなる硬質相とによりサーメットが構成されてなり、
そのサーメットは、前記結合相の形成量が４〜２０重量％であり、
前記炭窒化物相の主体が２種の二重構造粒子からなり、それら２種の二重構造粒子のうち、相中の金属成分の９０重量％以上がＴｉである炭窒化Ｔｉ系相からなる中心部分(I)と、その中心部分(I)の周囲に形成されて相中の金属成分の４０〜６０重量％がＴｉであり、同じく４０〜６０重量％がＶ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷの１種又は２種以上である第一炭窒化（Ｔｉ，Ｍ）系相からなる周囲部分(I)とを有するものを第一の二重構造粒子とし、相中の金属成分の９０重量％以上がＶ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷの１種又は２種以上である炭窒化Ｍ系相からなる中心部分(II)と、その中心部分(II)の周囲に形成されて相中の金属成分の２０〜３０重量％がＴｉであり、同じく７０〜８０重量％がＶ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷの１種又は２種以上である第二炭窒化（Ｔｉ，Ｍ）系相からなる周囲部分(II)とを有するものを第二の二重構造粒子として、
前記サーメットの断面組織を観察したときに、該組織中において、前記第一の二重構造粒子と前記第二の二重構造粒子との合計面積に対し、前記中心部分(I)のうち最大径Ｄmaxと最小径Ｄminとの比Ｄmax／Ｄminの値が１．５以上となる第一の二重構造粒子の合計面積の割合が５０％以上であることを特徴とするサーメット工具。
（請求項２）工具は、すくい面と逃げ面との間に切削エッジとなる稜線部が形成される切削用工具であり、その稜線部には面取り部が形成されるとともに、該面取部のすくい面とのなす角度が２０〜３５°の範囲で調整されている請求項１記載のサーメット工具。
（請求項３）請求項１又は請求項２に記載のサーメット工具の製造方法であって、
Ｎｉ、又はＮｉ及びＣｏを主体とする金属粉末を４〜２０重量部と、金属成分が、Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷの１種又は２種以上からなる炭窒化物粉末を２５〜４０重量部と、炭窒化Ｔｉ、窒化Ｔｉ及び炭化Ｔｉのうち炭窒化Ｔｉを必須とする１種以上、又は窒化Ｔｉ及び炭化Ｔｉの２種を合計で６０〜７５重量部と、を配合して混合粉末を得る配合工程と、その混合粉末を所定の形状に成形する成形工程と、得られた成形体を１４００〜１６５０℃の範囲で設定される焼成温度で焼成する焼成工程とを含み、成形体を焼成温度まで加熱する際に、１３００〜１４００℃の範囲で焼成温度よりも低く設定される第一温度から、焼成温度までの温度区間を５〜１０℃／分の昇温速度で昇温することを特徴とするサーメット工具の製造方法。
（請求項４）８００℃以上に設定される第二温度から第一温度までの温度区間を、１〜５℃／分の昇温速度で昇温する請求項３記載のサーメット工具の製造方法。
【０００７】
（請求項２） 炭窒化物相をなす２種の二重構造粒子のうち、
相中の金属成分の９０重量％以上がＴｉである炭窒化Ｔｉ系相からなる中心部分(I)と、その中心部分(I)の周囲に形成されて相中の金属成分の４０〜６０重量％がＴｉであり、同じく４０〜６０重量％がＶ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷの１種又は２種以上である第一炭窒化（Ｔｉ，Ｍ）系相からなる周囲部分(I)とを有するものを第一の二重構造粒子とし、
相中の金属成分の９０重量％以上がＶ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷの１種又は２種以上である炭窒化Ｍ系相からなる中心部分(II)と、その中心部分(II)の周囲に形成されて相中の金属成分の２０〜３０重量％がＴｉであり、同じく７０〜８０重量％がＶ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷの１種又は２種以上である第二炭窒化（Ｔｉ，Ｍ）系相からなる周囲部分(II)とを有するものを第二の二重構造粒子として、
サーメットの断面組織を観察したときに、該組織中において、中心部分(I)のうち最大径Ｄmaxと最小径Ｄminとの比Ｄmax／Ｄminの値が１．５以上となるものの合計面積の、第一の二重構造粒子と第二の二重構造粒子との合計面積に対する割合が５０％以上である請求項１記載のサーメット工具。
【０００９】
（請求項３） Ｎｉ、又はＮｉ及びＣｏからなる金属粉末を４〜２０重量部と、金属成分が、Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷの１種又は２種以上からなる炭窒化物粉末を２５〜４０重量部と、炭窒化Ｔｉ、窒化Ｔｉ及び炭化Ｔｉのうち炭窒化Ｔｉを必須とする１種以上、又は窒化Ｔｉ及び炭化Ｔｉの２種を合計で６０〜７５重量部と、を配合して混合粉末を得る配合工程と、その混合粉末を所定の形状に成形する成形工程と、得られた成形体を１４００〜１６５０℃の範囲で設定される焼成温度で焼成する焼成工程とを含み、成形体を焼成温度まで加熱する際に、８００℃以上に設定される第二温度から１３００〜１４００℃の範囲で焼成温度よりも低く設定される第一温度までの温度区間を１〜５℃／分の昇温速度で昇温し、かつ、第一温度から焼成温度までの温度区間を５〜１０℃／分の昇温速度で昇温することを特徴とするサーメット工具の製造方法。
【００１２】
【発明の作用及び効果】
本発明者らは鋭意検討の結果、Ｎｉ、又はＮｉ及びＣｏを主体とする結合相と、金属成分が主にＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷ（以下、これらの金属元素群のうち、Ｔｉ以外のものを総称して「Ｍ」と略記する場合がある）のうち、主成分としてのＴｉを含む２種以上からなる炭窒化物相を主体とする硬質相とにより組織が主に形成されるサーメットで要部が構成されてなる工具において、サーメットの組織を次のように制御することにより、耐熱クラック性と耐摩耗性とを兼ね備えた工具が得られることを見い出し、本発明を完成するに至ったのである。すなわち、サーメットの断面組織を観察したときに、該組織中において、炭窒化Ｔｉ系相粒子のうち最大径Ｄmaxと最小径Ｄminとの比Ｄmax／Ｄminの値（以下、これをアスペクト比ともいう）が１．５以上となる粒子の合計面積が、硬質相全面積に対する割合において５０％以上とする。
【００１３】
なお、炭窒化Ｔｉ系相粒子の最大径Ｄmaxは、図１に示すように、組織を観察する断面（視野）上において、粒子の外形線に対し、その外形線と接しかつ粒子内を横切らないように引いた２本の平行線間の距離の最大値を表し、また、最小径Ｄminは同様に該距離の最小値を表すものとする。
【００１４】
本発明者らの検討によれば、例えば鋼の断続切削における工具寿命は、熱クラックの進展による工具刃先の欠損に支配される傾向にあり、断続切削における工具寿命を向上させるには、サーメットの耐熱クラック性を向上させることが必要である。そして、本発明のように、炭窒化Ｔｉ系相粒子を、Ｄmax／Ｄminの値が１．５以上である高アスペクト比粒子の形で組織中に均一に分散させることにより、熱クラックの進展がそれら高アスペクト比粒子によって妨げられて耐熱クラック性が向上し、鋼の断続切削等に適した長寿命で信頼性の高い工具が得られる。
【００１５】
なお、炭窒化Ｔｉ系相粒子のアスペクト比と、その存在比率とを上述のように規定したのは、次のような理由による。すなわち、炭窒化Ｔｉ系相粒子の同一存在比率においてアスペクト比が異なる試料を比較した場合、その値が１．５未満においては切削時の熱クラックの進展による工具刃先の欠損が多発するため、これを１．５以上と限定した。また、同一アスペクト比においてその存在比率を変化させた試料を比較した場合、硬質相全面積に占める炭窒化Ｔｉ系相粒子の合計面積が５０％以下では、高アスペクト比とすることの耐熱クラック性向上効果が十分でなかったため、５０％以上と限定した。
【００１６】
また、サーメット中のＮｉないしＣｏの合計含有量が４重量％未満になると、組織中の結合相の形成量が不足し、サーメットの耐欠損性が不十分となる。一方、該合計含有量が２０重量％を超えると、硬質相の形成量が不足して、サーメットの耐摩耗性が不十分となる。それ故、ＮｉないしＣｏの合計含有量は４〜２０重量％とされ、望ましくは８〜１３重量％とするのがよい。
【００１７】
一方、Ｔｉの含有量が５０重量％未満になるか、あるいはＭの合計含有量が４０重量％を超えると、炭窒化Ｔｉ系相粒子の形成が不十分となり、サーメットの耐熱クラック性あるいは耐摩耗性が損なわれることにつながる。一方、Ｔｉの含有量が６０重量％を超えるか、あるいはＭの合計含有量が３０重量％未満になると、高アスペクト比の炭窒化Ｔｉ系相粒子の周囲に形成される後述の炭窒化（Ｔｉ，Ｍ）系相(I)の量が不十分となり、サーメットの靱性が損なわれる場合がある。それ故、Ｔｉの含有量は５０〜６０重量％、Ｍの合計含有量は３０〜４０重量％とされ、より望ましくは、Ｔｉの含有量は５４〜５７重量％、Ｍの合計含有量は３２〜３４重量％とするのがよい。
【００１８】
さらに、上記Ｔｉ成分及びＭ成分が、炭窒化物相の構成元素として有効に取り込まれるためには、Ｃの含有量を５〜１０重量％とする必要があり、望ましくは８〜９重量％とするのがよい。また、同様の理由により、Ｎの含有量は３〜８重量％、望ましくは５〜６重量％とするのがよい。
【００１９】
なお、本発明の工具に使用されるサーメットの組織の特徴は、これを３次元的に捕えることで、「炭窒化Ｔｉ系相粒子のうち最大径ｄmaxと最小径ｄminとの比ｄmax／ｄminの値が１．５以上となる粒子の合計体積が、硬質相全体積に占める割合が５０％以上となっている」と表現することもできる。この場合、最大径ｄmaxと最小径ｄminは、粒子に対し外側から接しかつ粒子内を横切らない２枚の平行な平面間距離のうち最大及び最小の値としてそれぞれ定義できる。
【００２０】
例えば、１つの粒子に着目した場合、任意の断面における最大径Ｄmax及び最小径Ｄminの比Ｄmax／Ｄminで表した該粒子のアスペクト比は、上述のように３次元的に捕えた場合の粒子のアスペクト比ｄmax／ｄminとは必ずしも等価にはならない。しかしながら、多数の炭窒化Ｔｉ系相粒子が特定方向に配向せずに一様に分布している前提のもとでは、「Ｄmax／Ｄminの値が１．５以上となる粒子の合計面積の、硬質相全面積に占める割合が５０％以上である」ことは、統計的には「ｄmax／ｄminの値が１．５以上となる粒子の合計体積が、硬質相全体積に占める割合が５０％以上となっている」こととほぼ等価であるとみなしうる。
【００２１】
本発明のサーメット工具は、以下のように構成することが望ましい。すなわち、炭窒化物相をなす２種の二重構造粒子のうち、
相中の金属成分の９０重量％以上がＴｉである炭窒化Ｔｉ系相からなる中心部分(I)と、その中心部分(I)の周囲に形成されて相中の金属成分の４０〜６０重量％がＴｉであり、同じく４０〜６０重量％がＶ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷの１種又は２種以上である第一炭窒化（Ｔｉ，Ｍ）系相からなる周囲部分(I)とを有するものを第一の二重構造粒子とし、
相中の金属成分の９０重量％以上がＴｉである炭窒化Ｔｉ系相からなる中心部分(I)と、その中心部分(I)の周囲に形成されて相中の金属成分の４０〜６０重量％がＴｉであり、同じく４０〜６０重量％がＶ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷの１種又は２種以上である第一炭窒化（Ｔｉ，Ｍ）系相からなる周囲部分(I)とを有するものを第一の二重構造粒子とする。そして、サーメットの断面組織を観察したときに、該組織中において、中心部分(I)のうち最大径Ｄmaxと最小径Ｄminとの比Ｄmax／Ｄminの値が１．５以上となるものの合計面積の、第一の二重構造粒子と第二の二重構造粒子との合計面積に対する割合が５０％以上とされる。
【００２２】
これによれば、高アスペクト比の炭窒化Ｔｉ系相が、これを中心部分(I)として、その外側が、第一炭窒化（Ｔｉ，Ｍ）系相からなる周囲部分(I)で覆われた二重構造粒子に取り込まれ、アスペクト比は粒子全体としては１に近づく。従って、炭窒化Ｔｉ系相のアスペクト比が高くなって耐熱クラック性が改善されるとともに、二重構造粒子全体として捕えればアスペクト比はそれほど大きくはならないから、応力集中しやすい鋭角部分等が形成されにくくなり、強度あるいは靱性にも優れたサーメット工具が実現されることとなる。
【００２３】
なお、サーメット中の結合相の含有量が４重量％未満になると、サーメットの耐欠損性が不十分となる。一方、結合相の含有量が２０重量％を超えると硬質相の量が不足して、サーメットの耐摩耗性が不十分となる。それ故、結合相の含有量は４〜２０重量％とされ、望ましくは８〜１３重量％とするのがよい。
【００２４】
また、結合相は、不可避不純物を除く全体をＮｉで構成することができるが、例えばその一部をＣｏで置き換えることができる。これにより、焼結時の緻密化を促進させる効果がある。この場合、ＣｏによるＮｉの置換量は５０〜７０重量％とするのがよい。ＣｏによるＮｉの置換量が５０％未満になると、Ｃｏ置換による上述の効果が顕著でなくなる。一方、置換量が７０％を超えると、サーメットの耐食性が低下する場合があり、また高価なＣｏの含有量が増えるので無駄なコストアップにつながる。
【００２５】
ところで、従来はサーメットの耐熱クラック性を改善するための方策として、サーメツト組織における炭窒化物相を粗粒にすることで破壊靭性値を向上させ、その副産物として耐熱クラック性を改善する手法がとられていた。しかしながら、炭窒化物相を粗粒にすると被削材の加工面の面粗度が大きくなり、工具刃先の摩耗が進んで寿命低下につながる問題があった。しかしながら、本発明のサーメット工具の場合、炭窒化Ｔｉ系相粒子のアスペクト比を大きくすることにより耐熱クラック性を向上させるようにしたから、該炭窒化Ｔｉ系相粒子を微細粒子としても、上述のような問題を起こしにくい利点がある。逆に言えば、炭窒化Ｔｉ系相粒子を微細粒子化すること、具体的にはその平均粒径を２μｍ以下（望ましくは１μｍ以下）の微粒子とすることで、工具刃先の耐摩耗性が格段に向上し、その寿命を延ばすことが可能となる。また、工具刃先の耐摩耗性を向上させる観点からは、硬質相全体の平均粒径を、１．５μｍ以下（望ましくは０．５μｍ以下）の微細粒子とすることが望ましいといえる。
【００２６】
本発明のサーメット工具は、すくい面と逃げ面との間に切削エッジとなる稜線部が形成される切削用工具とすることができる。また、その稜線部には面取り部（いわゆるチャンファ）を形成できるが、この場合は該面取部とすくい面とのなす角度を２０〜３５°の範囲で調整するのがよい。該角度が２０°未満になると、逃げ面側で切削エッジにチッピングが生じやすくなる。また、角度が３５°を超えると、すくい面側で切削エッジにチッピングが生じやすくなる。
【００２７】
上述のようなサーメット工具を得るには、次のような製造方法を用いることが有効である。すなわち、該方法は、Ｎｉ、又はＮｉ及びＣｏを主体とする金属粉末を５〜２０重量部と、金属成分が前述のＭの１種又は２種以上からなる炭窒化物粉末（以下、炭窒化Ｍ粉末という）を２５〜４０重量部と、炭窒化Ｔｉ、窒化Ｔｉ及び炭化Ｔｉのうち炭窒化Ｔｉを必須とする１種以上、又は窒化Ｔｉ及び炭化Ｔｉの２種（以下、炭窒化Ｔｉ形成粉末という）を合計で６０〜７５重量部とを配合して混合粉末を得る配合工程と、その混合粉末を所定の形状に成形する成形工程と、得られた成形体を１４００〜１６５０℃の範囲で設定される焼成温度で焼成する焼成工程とを含み、成形体を焼成温度まで加熱する際に、１３００〜１４００℃の範囲で焼成温度よりも低く設定される第一温度から、焼成温度までの温度区間を５〜１０℃／分の昇温速度で昇温するようにするものである。
【００２８】
第一温度が設定される上記温度域は、結合相がＮｉ、ないしＮｉ及びＣｏを主体に構成される場合の、液相出現温度に概ね対応している。そして、硬質相の原料粉末として炭窒化Ｍ粉末と炭窒化Ｔｉ粉末とを用い、上記温度域から焼成温度までを前述の昇温速度で加熱することで、形成される炭窒化Ｔｉ系相粒は、アスペクト比１．５以上のものの硬質相全体に占める面積比率を５０％以上とすることが可能となる。これは、該昇温速度の採用により、焼結時において液相中への炭窒化Ｔｉの溶解を抑制することができ、結果として高アスペクト比の炭窒化Ｔｉ系相粒を組織中に多く残存できるようになるためであると考えられる。ここで、上記５〜１０℃／分の昇温速度で昇温する温度区間の幅（第一温度から焼成温度までの幅）は５０〜３５０℃の範囲で設定するのがよい。該温度区間の幅が５０℃未満であると、高アスペクト比の炭窒化Ｔｉ系相粒の組織中への残存量が不十分となる場合がある。一方、１４００〜１６５０℃の範囲で焼成温度を設定し、１３００〜１４００℃の範囲で第一温度を設定するには、上記温度区間の幅は必然的に３５０℃以下でなければならない。
【００２９】
なお、炭窒化Ｔｉ形成粉末は、炭窒化Ｔｉ粉末単独で形成してもよいし、これに窒化Ｔｉ粉末及び炭化Ｔｉ粉末のいずれかを適量配合して用いてもよい。また、窒化Ｔｉ粉末と炭化Ｔｉ粉末の混合物としてもよい。一方、炭窒化Ｍ粉末は、Ｍが複数の金属成分からなる場合、始めからそれら複数の金属成分が互いに固溶した固溶体粉末を使用することが、最終的に得られる炭窒化Ｔｉ系相のアスペクト比を高める上で望ましい。
【００３０】
図２は、炭窒化Ｔｉ形成粉末として、炭窒化Ｔｉ粉末を使用する場合の、推定される組織形成過程を模式的に表したものである。すなわち、図２（ａ）に示すように、上記原料粉末を配合して加熱した場合、金属粉末は液相出現温度で溶解して液相となり、炭窒化Ｍ粒子と炭窒化Ｔｉ粒子とはその液相中に溶解・拡散する。そして、図２（ｂ）に示すように、その溶解した炭窒化Ｍ粒子の成分の一部はＴｉ成分を取り込む形で炭窒化Ｔｉ粒子の表面に析出し、第一炭窒化（Ｔｉ，Ｍ）系相からなる周囲部分(I)を形成するとともに、残った炭窒化Ｔｉ系相は中心部分(I)となり、第一の二重構造粒子となる。なお、炭窒化Ｔｉ系相の金属成分は、拡散したＭ成分を含む場合があるが、その９０重量％以上はＴｉとなる。一方、溶解した炭窒化Ｔｉ粒子の成分の一部はＭ成分を取り込む形で炭窒化Ｍ粒子の表面に析出し、第二炭窒化（Ｔｉ，Ｍ）系相からなる周囲部分(II)を形成するとともに、残った炭窒化Ｍ系相は中心部分(II)となり、第二の二重構造粒子となる。なお、炭窒化Ｍ系相の金属成分は、拡散したＴｉ成分を含む場合があるが、その９０重量％以上はＭとなる。また、炭窒化Ｍ粒子の周囲は炭窒化Ｔｉ粒子の周囲よりもＴｉ濃度が低くなるので、形成される第二炭窒化（Ｔｉ，Ｍ）系相中のＴｉ濃度は、第一炭窒化（Ｔｉ，Ｍ）系相よりも一般に低くなる。
【００３１】
そして、液相出現温度から焼成温度までの昇温速度を５〜１０℃／分に設定することで、図２（ｃ）に示すように、炭窒化Ｔｉ粒子の過剰な溶解が抑制され、中心部として残留する炭窒化Ｔｉ系相のアスペクト比を高めることが可能となるのである。上記昇温速度を５℃／分未満に設定すると、炭窒化Ｔｉ系相は全体に丸みを帯びてアスペクト比が１に近づき、得られるサーメット工具の耐熱クラック性が不十分となる。これは、図２（ｄ）に示すように、炭窒化Ｔｉ系相の溶解が過剰に進行するためであると考えられる。また、昇温速度を１０℃／分より大きく設定すると、得られるサーメットに閉空孔が残存しやすくなり、強度低下等につながる。昇温速度は、望ましくは６〜８℃／分の範囲で調整するのがよい。
【００３２】
なお、サーメット中の炭窒化Ｔｉ系相粒子について、アスペクト比１．５以上のものの硬質相全体に占める面積比率を５０％以上とするには、使用する炭窒化Ｔｉ粉末も、粒子のアスペクト比が１．５以上（望ましくは２以上）のものを使用するのがよい。また、炭窒化Ｔｉ系相粒子あるいは硬質相全体の平均粒径を前述の値以下として工具刃先の耐摩耗性を高めるには、炭窒化Ｔｉ粉末及び炭窒化Ｍ粉末として、平均粒径２μｍ以下のものを使用するのがよい。
【００３３】
次に、成形体の焼成は、結合相の酸化防止のため、減圧ガス雰囲気で行なうのがよい。この場合、これを減圧窒素ガス雰囲気とすると次のような利点が生ずる。すなわち、窒素雰囲気とすることで、炭窒化Ｔｉ粒子の液相への溶解を抑制することができ、ひいては高アスペクト比の炭窒化Ｔｉ系相粒子をより形成しやすくなる。これは、窒素雰囲気中では炭窒化Ｔｉ粒子に対する結合相の濡れ性が低下するためであると考えられる。また、窒素雰囲気での処理は、窒素成分の逃散による炭窒化物の分解を抑制する上でも望ましいといえる。なお、減圧窒素ガス雰囲気を使用する場合、その窒素分圧は８〜１２Ｔｏｒｒとするのがよい。窒素分圧が８Ｔｏｒｒ未満になると、炭窒化Ｔｉ粒子の液相への溶解抑制効果あるいは炭窒化物の分解抑制効果が十分に期待できなくなる。また、１２Ｔｏｒｒ以上にすることは、焼結体中に遊離炭素相が形成されて正常な組織が得にくくなることから望ましくない。
【００３４】
また、焼成温度までの昇温時には、８００℃以上に設定される第二温度から第一温度までの温度区間を１〜５℃／分の昇温速度で昇温する必要がある。この昇温速度を１℃／分未満とすることは、第一温度に到達するまでに非常な長時間を有し、サーメット工具の製造能率低下につながる。一方、５℃／分を超えると、焼結体の内部と表面近傍とで焼結の進行に偏りが生じたり、窒素成分の逃散により炭窒化物の一部が分解したりするといった不具合が起こる場合がある。
【００３５】
【実施例】
以下、本発明のサーメット工具を実施例により具体的に説明する。
まず、原料粉末として使用したのは、平均粒径：１．５μｍの炭窒化Ｔｉ粉末（炭化Ｔｉ／窒化Ｔｉ＝７０／３０）、平均粒径１．０μｍの炭化Ｔｉ粉末、平均粒径１．４μｍの窒化Ｔｉ粉末、平均粒径１．４μｍの炭化Ｎｂ粉末、平均粒径１．６μｍの炭化Ｔａ粉末、平均粒径３．３μｍの炭化Ｍｏ（Ｍｏ2Ｃ）粉末、平均粒径１．６μｍの炭化Ｗ粉末、平均粒径３．０μｍのＮｉ粉末、及び平均粒径１．５μｍのＣｏ粉末である。まず、炭化Ｎｂ（ＮｂＣ）、炭化Ｔａ（ＴａＣ）、炭化Ｍｏ（Ｍｏ2Ｃ）及び炭化Ｗ（ＷＣ）の各粉末を、表１に記載の２種類（Ａ、Ｂ）の割合でそれぞれ配合し、ボールミルで乾式混合した後１ｔｏｎ／ｃｍ2の圧力で粉末成形体とした。次に、それら成形体を窒素分圧５００Ｔｏｒｒの窒素雰囲気中にて１７００℃で１５時間保持する熱処理を行い、原料を炭窒化および固溶化した。そして、処理により得られた仮焼体を再粉砕して平均粒径１．２μｍの表１記載のＡ及びＢの各組成の炭窒化Ｍ粉末（Ｍ＝Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ）を得た。
【００３６】
【表１】
【００３７】
次に、表２の比率となるように、炭窒化Ｔｉ形成粉末（炭窒化Ｔｉ粉末（表中ではＴｉＣＮと略記）、炭化Ｔｉ粉末（表中ではＴｉＣと略記）及び窒化Ｔｉ粉末（表中ではＴｉＮと略記））と、前述の炭窒化Ｍ粉末、Ｎｉ粉末及びＣｏ粉末とを配合し、アセトンを溶媒としてボールミルにより７２時間混合した。混合後の粉末は乾燥後、マイクロワックス系バインダーを添加して混練した。次いで、その混練物を１．５ｔｏｎ／ｃｍ2の圧力でプレス成形して所定の工具形状に成形し、脱ワックスを行った（実施例：試料番号１〜４）。
【００３８】
【表２】
【００３９】
これら成形体を焼成炉に装入し、焼成炉内を１００Ｔｏｒｒ以下の窒素雰囲気に保ちつつ、室温から８００℃までは１〜３℃／分の平均温度勾配により、また、８００℃から１０００℃までを１〜３℃／分の平均温度勾配にて加熱し、該１０００℃で脱ガスのため１時間保持した後、該１０００℃を第二温度として、第一温度である１３５０℃（液相出現温度）まで同じ平均温度勾配にて昇温した。その後、炉内の窒素圧力を８〜１２Ｔｏｒｒとし、６〜８℃／分の昇温速度で昇温を続けて焼成温度（最高温度１５００℃）にて１時間保持した後、およそ６５０Ｔｏｒｒのアルゴン雰囲気において冷却することによりサーメット焼結体を製造した。
【００４０】
また、比較例として、炭窒化Ｍ粉末を用いず、各金属成分単独の炭化物粉末の形で配合したものも用意した（比較例：試料番号５〜８）。これら比較例試料の作製に当たっては、配合組成を除き、プレス成形による成形体作成と脱ワックスまでは、実施例試料と同様の工程を採用する一方、焼成は下記の条件とした。すなわち、圧粉体を１０-2Ｔｏｒｒの窒素雰囲気にて室温から１２００℃まで昇温し、１２００℃にて１時間保持した後、２℃／分の昇温速度で昇温を続け最高温度１５００℃にて１時間保持した後、約６５０Ｔｏｒｒのアルゴン雰囲気にて冷却した。
【００４１】
上記各サーメット焼結体は、中央部を切断して断面を鏡面研磨した後、蛍光Ｘ線分析法により焼結体組成の定量を行った。これにより、実施例試料と比較例試料とは、いずれも配合組成とほぼ同じ組成であり、両者に差が見られないことを確認した。また、走査型電子顕微鏡による組織写真を用いて公知の画像解析法により、アスペクト比（Ｄmax／Ｄmin）が１．５以上の炭窒化Ｔｉ相粒子の、硬質相全体に占める面積率を測定した。
【００４２】
図３（ａ）は、実施例の試料番号１の、また図４は比較例の試料番号５の各組織の走査型電子顕微鏡写真である（各倍率５０００倍）。結合相（▲１▼）、第一の二重構造粒子（中心部分(I)（▲３▼）＋周辺部分(I)（▲２▼））及び第二の二重構造粒子（中心部分(II)（▲５▼）＋周辺部分(II)（▲４▼））は、各相の写真上の濃淡から判別可能である。図３（ｂ）に、図３（ａ）の枠内において判別される各相を拡大スケッチにより示す。また、表３に、各相の金属成分の組成をＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）とそれに付属するＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分光）により分析した例を示す。いずれも請求項に記載した範囲内の組成を有していることがわかる。
【００４３】
【表３】
【００４４】
次に、得られた各焼結体から、以下に述べる物理特性測定用の試験片として、ＪＩＳ Ｒ １６０１に規定されている形状のものを切り出し、これに研磨加工を施した。また、切削性能評価用試験片は、上記焼結体に研磨加工を施して、図５に示す工具形状（ｌＳＯ規格でＳＮＧＮ１２０３０８として規定されているもの）とすることにより作成した。具体的には、切削性能評価用試験片１（サーメット工具）は、厚さ約３．１８mm、一辺が約１２．７mmの略正方形断面の偏平角柱形状を有し、そのコーナー部１ａに施されたアールの大きさは約０．８mmとした。また、エッジ部１ｂに施された面取り部（チャンファ）は、図５（ｂ）に示すように、主面１ｃ側の幅ｔが約０．１mm、主面１ｃに対する傾斜角度θが約２５°となるように形成した。
【００４５】
まず、物理特性としては破壊靭性値（Ｋｃ）、ビッカース硬度及び抗折強度を測定した。破壊靭性値（Ｋｃ）は、ＪＩＳ Ｒ１６０７に規定されるＩＦ法に従って、ビッカース圧子荷重３０ｋｇｆ、圧入時間３０秒で測定した。なお、その圧痕面積と荷重から、ビッカース硬度を合わせて測定した。
【００４６】
さらに、各試料（工具）の切削性能の評価は、下記の条件にて行なった。すなわち、図６（ａ）に示す形状の棒状の被削材Ｗを軸線周りに回転させ、その外周面に対し図５に示す試験片１を、図６（ｂ）に示すように当接させ、主面１ｃの一方をすくい面（以下、すくい面を１ｃ’で表す）、側面１ｅを逃げ面として用いることにより、以下の条件にて被削材の外周面を湿式で連続切削した。
被削材 ：機械構造用Ｍｎ鋼（ＳＮＣＭ４３９）、長さ方向等間隔３本縦溝入り丸棒（外径φ２４０ｍｍ、長さ２００ｍｍ、溝深さ５０ｍｍ、溝幅１０ｍｍ）
切削速度Ｖ：３００ｍ／分
送り量 ｆ：０．２５ｍｍ／１回転
切り込みｄ：１．５ｍｍ
切削油 ：水溶性切削油Ｗ１種１号Ｚ（ＪＩＳＫ２２４１（１９８６）に規定されているもの；あるいは、エマルジョン化された不揮発分を９０％以上含有し、そのｐＨは８．５〜１０．５であり、不揮発分は、０〜３０重量％の脂肪酸と、５０〜８０重量％の鉱物油と、１５〜３５％の界面活性剤を含有するもの）
切削時間 ：４分
なお、試験片１と被削材とのより詳細な位置関係は、図７に示す通りである。なお同図において、１ｇは横逃げ面、１ｆは前逃げ面をそれぞれ示す。他の符号の意味は図面中に示している。切削終了後、工具の刃先の逃げ面摩耗量 Ｖｎ（横逃げ面１ｇ側の旋削方向の摩耗高さ：図６（ｃ）参照）を測定した。以上の結果を表４に示す。
【００４７】
【表４】
【００４８】
この結果から、実施例の工具はいずれも、その炭窒化Ｔｉ系相粒子が、アスペクト比１．５以上のものの硬質相全体に占める面積率が５０％以上となっている。そして、比較例の工具と比較して遜色のない十分な硬度を維持しつつ、破壊靭性値が比較例の工具より良好である。その結果、高靭性が要求される鋼の湿式高速断続切削でも優れた耐熱クラック特性が発揮され、かつ十分な耐摩耗性を維持しているため刃先の欠けやチッピングが発生せず、刃先の異常摩耗も見られない。一方、比較例の工具においては刃先にチッピングや欠けが発生しており、比較的短時聞で使用寿命に至ると推考される。
【図面の簡単な説明】
【図１】アスペクト比を求めるための粒子の最大径及び最小径の定義の説明図。
【図２】本発明のサーメット工具の組織形成過程を示す模式図。
【図３】実施例の実験で作製した、試料番号１のサーメット焼結体の組織を示すＳＥＭ写真及びその一部を拡大して示すスケッチ。
【図４】 同じく試料番号５のサーメット焼結体の組織を示すＳＥＭ写真。
【図５】実施例で使用した切削性能評価用試験片の斜視図、側面部分断面模式図及び部分拡大斜視図。
【図６】切削試験の概要を示す説明図。
【図７】切削試験における試験片と被削材との位置関係を示す説明図。
【符号の説明】
１ 切削性能評価用試験片（サーメット工具）
【発明の属する技術分野】
この発明は、サーメット工具に関するものである。
【０００２】
金属成分が、主成分としてのＴｉとＴｉ以外の（４ａ，５ａ，６ａ）族元素、すなわちＶ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷで構成される炭化物、窒化物又は炭窒化物を硬質相構成成分とするサーメット焼結体は、旧来汎用されてきた超硬合金に比べて、耐塑性変形性等に優れることから切削工具の主流となっている。そして、近年では、工具の耐欠損性、耐熱衝撃性及び耐塑性変形性をさらに向上させるため、硬質相として炭化Ｔｉに加え、高靭性及び高熱伝導性の窒化Ｔｉあるいは炭窒化Ｔｉを配合することが提案されている（例えば特公昭５６−５１２０１号公報）。
【０００３】
また、上述のような窒化Ｔｉ含有サーメットの耐摩耗性及び耐欠損性を向上させるために、特開平８−２４６０９０号公報には、サーメット組織中の有芯硬質相の中心部（炭窒化Ｔｉを主体に構成される）を、丸みのある塊状でアスペクト比が１．４以下の（Ｔｉ，Ｍ）ＣＮを主体とする有芯二重構造、あるいは前記有芯硬質相のうち９０容量％以下を炭窒化Ｔｉ相とすることで工具の耐摩耗性を維持しつつこれを高強度化することで耐欠損性を向上させる構造が開示されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記公報に開示されたサーメツト工具のように、その組織において、有芯硬質相の中心部を丸みのある塊状形態にすることは、サーメットの強度あるいは硬度向上の観点からは有利であるが、靱性は逆に低下するので基材の耐熱クラック性が損なわれ、耐熱クラック性が要求される鋼の断続切削等の用途においては、必要十分な工具寿命が得られない欠点がある。
【０００５】
本発明の課題は、サーメットの優れた点である耐塑性変形性及び耐摩耗性を維持しつつ、耐熱クラック性にも優れ、ひいては断続切削等においても長寿命のサーメット工具とその製造方法とを提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本明細書の請求項に記載したサーメット工具の構成は以下の通りである。
（請求項１）Ｎｉ、又はＮｉ及びＣｏを主体とする結合相と、
金属成分が、Ｔｉを主体として、Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷのうちの１種以上を含む炭窒化物相からなる硬質相とによりサーメットが構成されてなり、
そのサーメットは、前記結合相の形成量が４〜２０重量％であり、
前記炭窒化物相の主体が２種の二重構造粒子からなり、それら２種の二重構造粒子のうち、相中の金属成分の９０重量％以上がＴｉである炭窒化Ｔｉ系相からなる中心部分(I)と、その中心部分(I)の周囲に形成されて相中の金属成分の４０〜６０重量％がＴｉであり、同じく４０〜６０重量％がＶ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷの１種又は２種以上である第一炭窒化（Ｔｉ，Ｍ）系相からなる周囲部分(I)とを有するものを第一の二重構造粒子とし、相中の金属成分の９０重量％以上がＶ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷの１種又は２種以上である炭窒化Ｍ系相からなる中心部分(II)と、その中心部分(II)の周囲に形成されて相中の金属成分の２０〜３０重量％がＴｉであり、同じく７０〜８０重量％がＶ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷの１種又は２種以上である第二炭窒化（Ｔｉ，Ｍ）系相からなる周囲部分(II)とを有するものを第二の二重構造粒子として、
前記サーメットの断面組織を観察したときに、該組織中において、前記第一の二重構造粒子と前記第二の二重構造粒子との合計面積に対し、前記中心部分(I)のうち最大径Ｄmaxと最小径Ｄminとの比Ｄmax／Ｄminの値が１．５以上となる第一の二重構造粒子の合計面積の割合が５０％以上であることを特徴とするサーメット工具。
（請求項２）工具は、すくい面と逃げ面との間に切削エッジとなる稜線部が形成される切削用工具であり、その稜線部には面取り部が形成されるとともに、該面取部のすくい面とのなす角度が２０〜３５°の範囲で調整されている請求項１記載のサーメット工具。
（請求項３）請求項１又は請求項２に記載のサーメット工具の製造方法であって、
Ｎｉ、又はＮｉ及びＣｏを主体とする金属粉末を４〜２０重量部と、金属成分が、Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷの１種又は２種以上からなる炭窒化物粉末を２５〜４０重量部と、炭窒化Ｔｉ、窒化Ｔｉ及び炭化Ｔｉのうち炭窒化Ｔｉを必須とする１種以上、又は窒化Ｔｉ及び炭化Ｔｉの２種を合計で６０〜７５重量部と、を配合して混合粉末を得る配合工程と、その混合粉末を所定の形状に成形する成形工程と、得られた成形体を１４００〜１６５０℃の範囲で設定される焼成温度で焼成する焼成工程とを含み、成形体を焼成温度まで加熱する際に、１３００〜１４００℃の範囲で焼成温度よりも低く設定される第一温度から、焼成温度までの温度区間を５〜１０℃／分の昇温速度で昇温することを特徴とするサーメット工具の製造方法。
（請求項４）８００℃以上に設定される第二温度から第一温度までの温度区間を、１〜５℃／分の昇温速度で昇温する請求項３記載のサーメット工具の製造方法。
【０００７】
（請求項２） 炭窒化物相をなす２種の二重構造粒子のうち、
相中の金属成分の９０重量％以上がＴｉである炭窒化Ｔｉ系相からなる中心部分(I)と、その中心部分(I)の周囲に形成されて相中の金属成分の４０〜６０重量％がＴｉであり、同じく４０〜６０重量％がＶ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷの１種又は２種以上である第一炭窒化（Ｔｉ，Ｍ）系相からなる周囲部分(I)とを有するものを第一の二重構造粒子とし、
相中の金属成分の９０重量％以上がＶ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷの１種又は２種以上である炭窒化Ｍ系相からなる中心部分(II)と、その中心部分(II)の周囲に形成されて相中の金属成分の２０〜３０重量％がＴｉであり、同じく７０〜８０重量％がＶ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷの１種又は２種以上である第二炭窒化（Ｔｉ，Ｍ）系相からなる周囲部分(II)とを有するものを第二の二重構造粒子として、
サーメットの断面組織を観察したときに、該組織中において、中心部分(I)のうち最大径Ｄmaxと最小径Ｄminとの比Ｄmax／Ｄminの値が１．５以上となるものの合計面積の、第一の二重構造粒子と第二の二重構造粒子との合計面積に対する割合が５０％以上である請求項１記載のサーメット工具。
【０００９】
（請求項３） Ｎｉ、又はＮｉ及びＣｏからなる金属粉末を４〜２０重量部と、金属成分が、Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷの１種又は２種以上からなる炭窒化物粉末を２５〜４０重量部と、炭窒化Ｔｉ、窒化Ｔｉ及び炭化Ｔｉのうち炭窒化Ｔｉを必須とする１種以上、又は窒化Ｔｉ及び炭化Ｔｉの２種を合計で６０〜７５重量部と、を配合して混合粉末を得る配合工程と、その混合粉末を所定の形状に成形する成形工程と、得られた成形体を１４００〜１６５０℃の範囲で設定される焼成温度で焼成する焼成工程とを含み、成形体を焼成温度まで加熱する際に、８００℃以上に設定される第二温度から１３００〜１４００℃の範囲で焼成温度よりも低く設定される第一温度までの温度区間を１〜５℃／分の昇温速度で昇温し、かつ、第一温度から焼成温度までの温度区間を５〜１０℃／分の昇温速度で昇温することを特徴とするサーメット工具の製造方法。
【００１２】
【発明の作用及び効果】
本発明者らは鋭意検討の結果、Ｎｉ、又はＮｉ及びＣｏを主体とする結合相と、金属成分が主にＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷ（以下、これらの金属元素群のうち、Ｔｉ以外のものを総称して「Ｍ」と略記する場合がある）のうち、主成分としてのＴｉを含む２種以上からなる炭窒化物相を主体とする硬質相とにより組織が主に形成されるサーメットで要部が構成されてなる工具において、サーメットの組織を次のように制御することにより、耐熱クラック性と耐摩耗性とを兼ね備えた工具が得られることを見い出し、本発明を完成するに至ったのである。すなわち、サーメットの断面組織を観察したときに、該組織中において、炭窒化Ｔｉ系相粒子のうち最大径Ｄmaxと最小径Ｄminとの比Ｄmax／Ｄminの値（以下、これをアスペクト比ともいう）が１．５以上となる粒子の合計面積が、硬質相全面積に対する割合において５０％以上とする。
【００１３】
なお、炭窒化Ｔｉ系相粒子の最大径Ｄmaxは、図１に示すように、組織を観察する断面（視野）上において、粒子の外形線に対し、その外形線と接しかつ粒子内を横切らないように引いた２本の平行線間の距離の最大値を表し、また、最小径Ｄminは同様に該距離の最小値を表すものとする。
【００１４】
本発明者らの検討によれば、例えば鋼の断続切削における工具寿命は、熱クラックの進展による工具刃先の欠損に支配される傾向にあり、断続切削における工具寿命を向上させるには、サーメットの耐熱クラック性を向上させることが必要である。そして、本発明のように、炭窒化Ｔｉ系相粒子を、Ｄmax／Ｄminの値が１．５以上である高アスペクト比粒子の形で組織中に均一に分散させることにより、熱クラックの進展がそれら高アスペクト比粒子によって妨げられて耐熱クラック性が向上し、鋼の断続切削等に適した長寿命で信頼性の高い工具が得られる。
【００１５】
なお、炭窒化Ｔｉ系相粒子のアスペクト比と、その存在比率とを上述のように規定したのは、次のような理由による。すなわち、炭窒化Ｔｉ系相粒子の同一存在比率においてアスペクト比が異なる試料を比較した場合、その値が１．５未満においては切削時の熱クラックの進展による工具刃先の欠損が多発するため、これを１．５以上と限定した。また、同一アスペクト比においてその存在比率を変化させた試料を比較した場合、硬質相全面積に占める炭窒化Ｔｉ系相粒子の合計面積が５０％以下では、高アスペクト比とすることの耐熱クラック性向上効果が十分でなかったため、５０％以上と限定した。
【００１６】
また、サーメット中のＮｉないしＣｏの合計含有量が４重量％未満になると、組織中の結合相の形成量が不足し、サーメットの耐欠損性が不十分となる。一方、該合計含有量が２０重量％を超えると、硬質相の形成量が不足して、サーメットの耐摩耗性が不十分となる。それ故、ＮｉないしＣｏの合計含有量は４〜２０重量％とされ、望ましくは８〜１３重量％とするのがよい。
【００１７】
一方、Ｔｉの含有量が５０重量％未満になるか、あるいはＭの合計含有量が４０重量％を超えると、炭窒化Ｔｉ系相粒子の形成が不十分となり、サーメットの耐熱クラック性あるいは耐摩耗性が損なわれることにつながる。一方、Ｔｉの含有量が６０重量％を超えるか、あるいはＭの合計含有量が３０重量％未満になると、高アスペクト比の炭窒化Ｔｉ系相粒子の周囲に形成される後述の炭窒化（Ｔｉ，Ｍ）系相(I)の量が不十分となり、サーメットの靱性が損なわれる場合がある。それ故、Ｔｉの含有量は５０〜６０重量％、Ｍの合計含有量は３０〜４０重量％とされ、より望ましくは、Ｔｉの含有量は５４〜５７重量％、Ｍの合計含有量は３２〜３４重量％とするのがよい。
【００１８】
さらに、上記Ｔｉ成分及びＭ成分が、炭窒化物相の構成元素として有効に取り込まれるためには、Ｃの含有量を５〜１０重量％とする必要があり、望ましくは８〜９重量％とするのがよい。また、同様の理由により、Ｎの含有量は３〜８重量％、望ましくは５〜６重量％とするのがよい。
【００１９】
なお、本発明の工具に使用されるサーメットの組織の特徴は、これを３次元的に捕えることで、「炭窒化Ｔｉ系相粒子のうち最大径ｄmaxと最小径ｄminとの比ｄmax／ｄminの値が１．５以上となる粒子の合計体積が、硬質相全体積に占める割合が５０％以上となっている」と表現することもできる。この場合、最大径ｄmaxと最小径ｄminは、粒子に対し外側から接しかつ粒子内を横切らない２枚の平行な平面間距離のうち最大及び最小の値としてそれぞれ定義できる。
【００２０】
例えば、１つの粒子に着目した場合、任意の断面における最大径Ｄmax及び最小径Ｄminの比Ｄmax／Ｄminで表した該粒子のアスペクト比は、上述のように３次元的に捕えた場合の粒子のアスペクト比ｄmax／ｄminとは必ずしも等価にはならない。しかしながら、多数の炭窒化Ｔｉ系相粒子が特定方向に配向せずに一様に分布している前提のもとでは、「Ｄmax／Ｄminの値が１．５以上となる粒子の合計面積の、硬質相全面積に占める割合が５０％以上である」ことは、統計的には「ｄmax／ｄminの値が１．５以上となる粒子の合計体積が、硬質相全体積に占める割合が５０％以上となっている」こととほぼ等価であるとみなしうる。
【００２１】
本発明のサーメット工具は、以下のように構成することが望ましい。すなわち、炭窒化物相をなす２種の二重構造粒子のうち、
相中の金属成分の９０重量％以上がＴｉである炭窒化Ｔｉ系相からなる中心部分(I)と、その中心部分(I)の周囲に形成されて相中の金属成分の４０〜６０重量％がＴｉであり、同じく４０〜６０重量％がＶ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷの１種又は２種以上である第一炭窒化（Ｔｉ，Ｍ）系相からなる周囲部分(I)とを有するものを第一の二重構造粒子とし、
相中の金属成分の９０重量％以上がＴｉである炭窒化Ｔｉ系相からなる中心部分(I)と、その中心部分(I)の周囲に形成されて相中の金属成分の４０〜６０重量％がＴｉであり、同じく４０〜６０重量％がＶ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷの１種又は２種以上である第一炭窒化（Ｔｉ，Ｍ）系相からなる周囲部分(I)とを有するものを第一の二重構造粒子とする。そして、サーメットの断面組織を観察したときに、該組織中において、中心部分(I)のうち最大径Ｄmaxと最小径Ｄminとの比Ｄmax／Ｄminの値が１．５以上となるものの合計面積の、第一の二重構造粒子と第二の二重構造粒子との合計面積に対する割合が５０％以上とされる。
【００２２】
これによれば、高アスペクト比の炭窒化Ｔｉ系相が、これを中心部分(I)として、その外側が、第一炭窒化（Ｔｉ，Ｍ）系相からなる周囲部分(I)で覆われた二重構造粒子に取り込まれ、アスペクト比は粒子全体としては１に近づく。従って、炭窒化Ｔｉ系相のアスペクト比が高くなって耐熱クラック性が改善されるとともに、二重構造粒子全体として捕えればアスペクト比はそれほど大きくはならないから、応力集中しやすい鋭角部分等が形成されにくくなり、強度あるいは靱性にも優れたサーメット工具が実現されることとなる。
【００２３】
なお、サーメット中の結合相の含有量が４重量％未満になると、サーメットの耐欠損性が不十分となる。一方、結合相の含有量が２０重量％を超えると硬質相の量が不足して、サーメットの耐摩耗性が不十分となる。それ故、結合相の含有量は４〜２０重量％とされ、望ましくは８〜１３重量％とするのがよい。
【００２４】
また、結合相は、不可避不純物を除く全体をＮｉで構成することができるが、例えばその一部をＣｏで置き換えることができる。これにより、焼結時の緻密化を促進させる効果がある。この場合、ＣｏによるＮｉの置換量は５０〜７０重量％とするのがよい。ＣｏによるＮｉの置換量が５０％未満になると、Ｃｏ置換による上述の効果が顕著でなくなる。一方、置換量が７０％を超えると、サーメットの耐食性が低下する場合があり、また高価なＣｏの含有量が増えるので無駄なコストアップにつながる。
【００２５】
ところで、従来はサーメットの耐熱クラック性を改善するための方策として、サーメツト組織における炭窒化物相を粗粒にすることで破壊靭性値を向上させ、その副産物として耐熱クラック性を改善する手法がとられていた。しかしながら、炭窒化物相を粗粒にすると被削材の加工面の面粗度が大きくなり、工具刃先の摩耗が進んで寿命低下につながる問題があった。しかしながら、本発明のサーメット工具の場合、炭窒化Ｔｉ系相粒子のアスペクト比を大きくすることにより耐熱クラック性を向上させるようにしたから、該炭窒化Ｔｉ系相粒子を微細粒子としても、上述のような問題を起こしにくい利点がある。逆に言えば、炭窒化Ｔｉ系相粒子を微細粒子化すること、具体的にはその平均粒径を２μｍ以下（望ましくは１μｍ以下）の微粒子とすることで、工具刃先の耐摩耗性が格段に向上し、その寿命を延ばすことが可能となる。また、工具刃先の耐摩耗性を向上させる観点からは、硬質相全体の平均粒径を、１．５μｍ以下（望ましくは０．５μｍ以下）の微細粒子とすることが望ましいといえる。
【００２６】
本発明のサーメット工具は、すくい面と逃げ面との間に切削エッジとなる稜線部が形成される切削用工具とすることができる。また、その稜線部には面取り部（いわゆるチャンファ）を形成できるが、この場合は該面取部とすくい面とのなす角度を２０〜３５°の範囲で調整するのがよい。該角度が２０°未満になると、逃げ面側で切削エッジにチッピングが生じやすくなる。また、角度が３５°を超えると、すくい面側で切削エッジにチッピングが生じやすくなる。
【００２７】
上述のようなサーメット工具を得るには、次のような製造方法を用いることが有効である。すなわち、該方法は、Ｎｉ、又はＮｉ及びＣｏを主体とする金属粉末を５〜２０重量部と、金属成分が前述のＭの１種又は２種以上からなる炭窒化物粉末（以下、炭窒化Ｍ粉末という）を２５〜４０重量部と、炭窒化Ｔｉ、窒化Ｔｉ及び炭化Ｔｉのうち炭窒化Ｔｉを必須とする１種以上、又は窒化Ｔｉ及び炭化Ｔｉの２種（以下、炭窒化Ｔｉ形成粉末という）を合計で６０〜７５重量部とを配合して混合粉末を得る配合工程と、その混合粉末を所定の形状に成形する成形工程と、得られた成形体を１４００〜１６５０℃の範囲で設定される焼成温度で焼成する焼成工程とを含み、成形体を焼成温度まで加熱する際に、１３００〜１４００℃の範囲で焼成温度よりも低く設定される第一温度から、焼成温度までの温度区間を５〜１０℃／分の昇温速度で昇温するようにするものである。
【００２８】
第一温度が設定される上記温度域は、結合相がＮｉ、ないしＮｉ及びＣｏを主体に構成される場合の、液相出現温度に概ね対応している。そして、硬質相の原料粉末として炭窒化Ｍ粉末と炭窒化Ｔｉ粉末とを用い、上記温度域から焼成温度までを前述の昇温速度で加熱することで、形成される炭窒化Ｔｉ系相粒は、アスペクト比１．５以上のものの硬質相全体に占める面積比率を５０％以上とすることが可能となる。これは、該昇温速度の採用により、焼結時において液相中への炭窒化Ｔｉの溶解を抑制することができ、結果として高アスペクト比の炭窒化Ｔｉ系相粒を組織中に多く残存できるようになるためであると考えられる。ここで、上記５〜１０℃／分の昇温速度で昇温する温度区間の幅（第一温度から焼成温度までの幅）は５０〜３５０℃の範囲で設定するのがよい。該温度区間の幅が５０℃未満であると、高アスペクト比の炭窒化Ｔｉ系相粒の組織中への残存量が不十分となる場合がある。一方、１４００〜１６５０℃の範囲で焼成温度を設定し、１３００〜１４００℃の範囲で第一温度を設定するには、上記温度区間の幅は必然的に３５０℃以下でなければならない。
【００２９】
なお、炭窒化Ｔｉ形成粉末は、炭窒化Ｔｉ粉末単独で形成してもよいし、これに窒化Ｔｉ粉末及び炭化Ｔｉ粉末のいずれかを適量配合して用いてもよい。また、窒化Ｔｉ粉末と炭化Ｔｉ粉末の混合物としてもよい。一方、炭窒化Ｍ粉末は、Ｍが複数の金属成分からなる場合、始めからそれら複数の金属成分が互いに固溶した固溶体粉末を使用することが、最終的に得られる炭窒化Ｔｉ系相のアスペクト比を高める上で望ましい。
【００３０】
図２は、炭窒化Ｔｉ形成粉末として、炭窒化Ｔｉ粉末を使用する場合の、推定される組織形成過程を模式的に表したものである。すなわち、図２（ａ）に示すように、上記原料粉末を配合して加熱した場合、金属粉末は液相出現温度で溶解して液相となり、炭窒化Ｍ粒子と炭窒化Ｔｉ粒子とはその液相中に溶解・拡散する。そして、図２（ｂ）に示すように、その溶解した炭窒化Ｍ粒子の成分の一部はＴｉ成分を取り込む形で炭窒化Ｔｉ粒子の表面に析出し、第一炭窒化（Ｔｉ，Ｍ）系相からなる周囲部分(I)を形成するとともに、残った炭窒化Ｔｉ系相は中心部分(I)となり、第一の二重構造粒子となる。なお、炭窒化Ｔｉ系相の金属成分は、拡散したＭ成分を含む場合があるが、その９０重量％以上はＴｉとなる。一方、溶解した炭窒化Ｔｉ粒子の成分の一部はＭ成分を取り込む形で炭窒化Ｍ粒子の表面に析出し、第二炭窒化（Ｔｉ，Ｍ）系相からなる周囲部分(II)を形成するとともに、残った炭窒化Ｍ系相は中心部分(II)となり、第二の二重構造粒子となる。なお、炭窒化Ｍ系相の金属成分は、拡散したＴｉ成分を含む場合があるが、その９０重量％以上はＭとなる。また、炭窒化Ｍ粒子の周囲は炭窒化Ｔｉ粒子の周囲よりもＴｉ濃度が低くなるので、形成される第二炭窒化（Ｔｉ，Ｍ）系相中のＴｉ濃度は、第一炭窒化（Ｔｉ，Ｍ）系相よりも一般に低くなる。
【００３１】
そして、液相出現温度から焼成温度までの昇温速度を５〜１０℃／分に設定することで、図２（ｃ）に示すように、炭窒化Ｔｉ粒子の過剰な溶解が抑制され、中心部として残留する炭窒化Ｔｉ系相のアスペクト比を高めることが可能となるのである。上記昇温速度を５℃／分未満に設定すると、炭窒化Ｔｉ系相は全体に丸みを帯びてアスペクト比が１に近づき、得られるサーメット工具の耐熱クラック性が不十分となる。これは、図２（ｄ）に示すように、炭窒化Ｔｉ系相の溶解が過剰に進行するためであると考えられる。また、昇温速度を１０℃／分より大きく設定すると、得られるサーメットに閉空孔が残存しやすくなり、強度低下等につながる。昇温速度は、望ましくは６〜８℃／分の範囲で調整するのがよい。
【００３２】
なお、サーメット中の炭窒化Ｔｉ系相粒子について、アスペクト比１．５以上のものの硬質相全体に占める面積比率を５０％以上とするには、使用する炭窒化Ｔｉ粉末も、粒子のアスペクト比が１．５以上（望ましくは２以上）のものを使用するのがよい。また、炭窒化Ｔｉ系相粒子あるいは硬質相全体の平均粒径を前述の値以下として工具刃先の耐摩耗性を高めるには、炭窒化Ｔｉ粉末及び炭窒化Ｍ粉末として、平均粒径２μｍ以下のものを使用するのがよい。
【００３３】
次に、成形体の焼成は、結合相の酸化防止のため、減圧ガス雰囲気で行なうのがよい。この場合、これを減圧窒素ガス雰囲気とすると次のような利点が生ずる。すなわち、窒素雰囲気とすることで、炭窒化Ｔｉ粒子の液相への溶解を抑制することができ、ひいては高アスペクト比の炭窒化Ｔｉ系相粒子をより形成しやすくなる。これは、窒素雰囲気中では炭窒化Ｔｉ粒子に対する結合相の濡れ性が低下するためであると考えられる。また、窒素雰囲気での処理は、窒素成分の逃散による炭窒化物の分解を抑制する上でも望ましいといえる。なお、減圧窒素ガス雰囲気を使用する場合、その窒素分圧は８〜１２Ｔｏｒｒとするのがよい。窒素分圧が８Ｔｏｒｒ未満になると、炭窒化Ｔｉ粒子の液相への溶解抑制効果あるいは炭窒化物の分解抑制効果が十分に期待できなくなる。また、１２Ｔｏｒｒ以上にすることは、焼結体中に遊離炭素相が形成されて正常な組織が得にくくなることから望ましくない。
【００３４】
また、焼成温度までの昇温時には、８００℃以上に設定される第二温度から第一温度までの温度区間を１〜５℃／分の昇温速度で昇温する必要がある。この昇温速度を１℃／分未満とすることは、第一温度に到達するまでに非常な長時間を有し、サーメット工具の製造能率低下につながる。一方、５℃／分を超えると、焼結体の内部と表面近傍とで焼結の進行に偏りが生じたり、窒素成分の逃散により炭窒化物の一部が分解したりするといった不具合が起こる場合がある。
【００３５】
【実施例】
以下、本発明のサーメット工具を実施例により具体的に説明する。
まず、原料粉末として使用したのは、平均粒径：１．５μｍの炭窒化Ｔｉ粉末（炭化Ｔｉ／窒化Ｔｉ＝７０／３０）、平均粒径１．０μｍの炭化Ｔｉ粉末、平均粒径１．４μｍの窒化Ｔｉ粉末、平均粒径１．４μｍの炭化Ｎｂ粉末、平均粒径１．６μｍの炭化Ｔａ粉末、平均粒径３．３μｍの炭化Ｍｏ（Ｍｏ2Ｃ）粉末、平均粒径１．６μｍの炭化Ｗ粉末、平均粒径３．０μｍのＮｉ粉末、及び平均粒径１．５μｍのＣｏ粉末である。まず、炭化Ｎｂ（ＮｂＣ）、炭化Ｔａ（ＴａＣ）、炭化Ｍｏ（Ｍｏ2Ｃ）及び炭化Ｗ（ＷＣ）の各粉末を、表１に記載の２種類（Ａ、Ｂ）の割合でそれぞれ配合し、ボールミルで乾式混合した後１ｔｏｎ／ｃｍ2の圧力で粉末成形体とした。次に、それら成形体を窒素分圧５００Ｔｏｒｒの窒素雰囲気中にて１７００℃で１５時間保持する熱処理を行い、原料を炭窒化および固溶化した。そして、処理により得られた仮焼体を再粉砕して平均粒径１．２μｍの表１記載のＡ及びＢの各組成の炭窒化Ｍ粉末（Ｍ＝Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ）を得た。
【００３６】
【表１】
次に、表２の比率となるように、炭窒化Ｔｉ形成粉末（炭窒化Ｔｉ粉末（表中ではＴｉＣＮと略記）、炭化Ｔｉ粉末（表中ではＴｉＣと略記）及び窒化Ｔｉ粉末（表中ではＴｉＮと略記））と、前述の炭窒化Ｍ粉末、Ｎｉ粉末及びＣｏ粉末とを配合し、アセトンを溶媒としてボールミルにより７２時間混合した。混合後の粉末は乾燥後、マイクロワックス系バインダーを添加して混練した。次いで、その混練物を１．５ｔｏｎ／ｃｍ2の圧力でプレス成形して所定の工具形状に成形し、脱ワックスを行った（実施例：試料番号１〜４）。
【００３８】
【表２】
これら成形体を焼成炉に装入し、焼成炉内を１００Ｔｏｒｒ以下の窒素雰囲気に保ちつつ、室温から８００℃までは１〜３℃／分の平均温度勾配により、また、８００℃から１０００℃までを１〜３℃／分の平均温度勾配にて加熱し、該１０００℃で脱ガスのため１時間保持した後、該１０００℃を第二温度として、第一温度である１３５０℃（液相出現温度）まで同じ平均温度勾配にて昇温した。その後、炉内の窒素圧力を８〜１２Ｔｏｒｒとし、６〜８℃／分の昇温速度で昇温を続けて焼成温度（最高温度１５００℃）にて１時間保持した後、およそ６５０Ｔｏｒｒのアルゴン雰囲気において冷却することによりサーメット焼結体を製造した。
【００４０】
また、比較例として、炭窒化Ｍ粉末を用いず、各金属成分単独の炭化物粉末の形で配合したものも用意した（比較例：試料番号５〜８）。これら比較例試料の作製に当たっては、配合組成を除き、プレス成形による成形体作成と脱ワックスまでは、実施例試料と同様の工程を採用する一方、焼成は下記の条件とした。すなわち、圧粉体を１０-2Ｔｏｒｒの窒素雰囲気にて室温から１２００℃まで昇温し、１２００℃にて１時間保持した後、２℃／分の昇温速度で昇温を続け最高温度１５００℃にて１時間保持した後、約６５０Ｔｏｒｒのアルゴン雰囲気にて冷却した。
【００４１】
上記各サーメット焼結体は、中央部を切断して断面を鏡面研磨した後、蛍光Ｘ線分析法により焼結体組成の定量を行った。これにより、実施例試料と比較例試料とは、いずれも配合組成とほぼ同じ組成であり、両者に差が見られないことを確認した。また、走査型電子顕微鏡による組織写真を用いて公知の画像解析法により、アスペクト比（Ｄmax／Ｄmin）が１．５以上の炭窒化Ｔｉ相粒子の、硬質相全体に占める面積率を測定した。
【００４２】
図３（ａ）は、実施例の試料番号１の、また図４は比較例の試料番号５の各組織の走査型電子顕微鏡写真である（各倍率５０００倍）。結合相（▲１▼）、第一の二重構造粒子（中心部分(I)（▲３▼）＋周辺部分(I)（▲２▼））及び第二の二重構造粒子（中心部分(II)（▲５▼）＋周辺部分(II)（▲４▼））は、各相の写真上の濃淡から判別可能である。図３（ｂ）に、図３（ａ）の枠内において判別される各相を拡大スケッチにより示す。また、表３に、各相の金属成分の組成をＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）とそれに付属するＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分光）により分析した例を示す。いずれも請求項に記載した範囲内の組成を有していることがわかる。
【００４３】
【表３】
次に、得られた各焼結体から、以下に述べる物理特性測定用の試験片として、ＪＩＳ Ｒ １６０１に規定されている形状のものを切り出し、これに研磨加工を施した。また、切削性能評価用試験片は、上記焼結体に研磨加工を施して、図５に示す工具形状（ｌＳＯ規格でＳＮＧＮ１２０３０８として規定されているもの）とすることにより作成した。具体的には、切削性能評価用試験片１（サーメット工具）は、厚さ約３．１８mm、一辺が約１２．７mmの略正方形断面の偏平角柱形状を有し、そのコーナー部１ａに施されたアールの大きさは約０．８mmとした。また、エッジ部１ｂに施された面取り部（チャンファ）は、図５（ｂ）に示すように、主面１ｃ側の幅ｔが約０．１mm、主面１ｃに対する傾斜角度θが約２５°となるように形成した。
【００４５】
まず、物理特性としては破壊靭性値（Ｋｃ）、ビッカース硬度及び抗折強度を測定した。破壊靭性値（Ｋｃ）は、ＪＩＳ Ｒ１６０７に規定されるＩＦ法に従って、ビッカース圧子荷重３０ｋｇｆ、圧入時間３０秒で測定した。なお、その圧痕面積と荷重から、ビッカース硬度を合わせて測定した。
【００４６】
さらに、各試料（工具）の切削性能の評価は、下記の条件にて行なった。すなわち、図６（ａ）に示す形状の棒状の被削材Ｗを軸線周りに回転させ、その外周面に対し図５に示す試験片１を、図６（ｂ）に示すように当接させ、主面１ｃの一方をすくい面（以下、すくい面を１ｃ’で表す）、側面１ｅを逃げ面として用いることにより、以下の条件にて被削材の外周面を湿式で連続切削した。
被削材 ：機械構造用Ｍｎ鋼（ＳＮＣＭ４３９）、長さ方向等間隔３本縦溝入り丸棒（外径φ２４０ｍｍ、長さ２００ｍｍ、溝深さ５０ｍｍ、溝幅１０ｍｍ）
切削速度Ｖ：３００ｍ／分
送り量 ｆ：０．２５ｍｍ／１回転
切り込みｄ：１．５ｍｍ
切削油 ：水溶性切削油Ｗ１種１号Ｚ（ＪＩＳＫ２２４１（１９８６）に規定されているもの；あるいは、エマルジョン化された不揮発分を９０％以上含有し、そのｐＨは８．５〜１０．５であり、不揮発分は、０〜３０重量％の脂肪酸と、５０〜８０重量％の鉱物油と、１５〜３５％の界面活性剤を含有するもの）
切削時間 ：４分
なお、試験片１と被削材とのより詳細な位置関係は、図７に示す通りである。なお同図において、１ｇは横逃げ面、１ｆは前逃げ面をそれぞれ示す。他の符号の意味は図面中に示している。切削終了後、工具の刃先の逃げ面摩耗量 Ｖｎ（横逃げ面１ｇ側の旋削方向の摩耗高さ：図６（ｃ）参照）を測定した。以上の結果を表４に示す。
【００４７】
【表４】
この結果から、実施例の工具はいずれも、その炭窒化Ｔｉ系相粒子が、アスペクト比１．５以上のものの硬質相全体に占める面積率が５０％以上となっている。そして、比較例の工具と比較して遜色のない十分な硬度を維持しつつ、破壊靭性値が比較例の工具より良好である。その結果、高靭性が要求される鋼の湿式高速断続切削でも優れた耐熱クラック特性が発揮され、かつ十分な耐摩耗性を維持しているため刃先の欠けやチッピングが発生せず、刃先の異常摩耗も見られない。一方、比較例の工具においては刃先にチッピングや欠けが発生しており、比較的短時聞で使用寿命に至ると推考される。
【図面の簡単な説明】
【図１】アスペクト比を求めるための粒子の最大径及び最小径の定義の説明図。
【図２】本発明のサーメット工具の組織形成過程を示す模式図。
【図３】実施例の実験で作製した、試料番号１のサーメット焼結体の組織を示すＳＥＭ写真及びその一部を拡大して示すスケッチ。
【図４】 同じく試料番号５のサーメット焼結体の組織を示すＳＥＭ写真。
【図５】実施例で使用した切削性能評価用試験片の斜視図、側面部分断面模式図及び部分拡大斜視図。
【図６】切削試験の概要を示す説明図。
【図７】切削試験における試験片と被削材との位置関係を示す説明図。
【符号の説明】
１ 切削性能評価用試験片（サーメット工具）
Claims (4)
- Ｎｉ、又はＮｉ及びＣｏを主体とする結合相と、
金属成分が、Ｔｉを必須として、Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷのうちの１種以上を含む炭窒化物相からなる硬質相とによりサーメットが構成されてなり、
そのサーメットは、前記結合相の形成量が４〜２０重量％であり、
前記炭窒化物相の主体が２種の二重構造粒子からなり、それら２種の二重構造粒子のうち、相中の金属成分の９０重量％以上がＴｉである炭窒化Ｔｉ系相からなる中心部分(I)と、その中心部分(I)の周囲に形成されて相中の金属成分の４０〜６０重量％がＴｉであり、同じく４０〜６０重量％がＶ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷの１種又は２種以上である第一炭窒化（Ｔｉ，Ｍ）系相からなる周囲部分(I)とを有するものを第一の二重構造粒子とし、相中の金属成分の９０重量％以上がＶ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷの１種又は２種以上である炭窒化Ｍ系相からなる中心部分(II)と、その中心部分(II)の周囲に形成されて相中の金属成分の２０〜３０重量％がＴｉであり、同じく７０〜８０重量％がＶ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷの１種又は２種以上である第二炭窒化（Ｔｉ，Ｍ）系相からなる周囲部分(II)とを有するものを第二の二重構造粒子として、
前記サーメットの断面組織を観察したときに、該組織中において、前記第一の二重構造粒子と前記第二の二重構造粒子との合計面積に対し、前記中心部分(I)のうち最大径Ｄmaxと最小径Ｄminとの比Ｄmax／Ｄminの値が１．５以上となる第一の二重構造粒子の合計面積の割合が５０％以上であることを特徴とするサーメット工具。 - 前記工具は、すくい面と逃げ面との間に切削エッジとなる稜線部が形成される切削用工具であり、その稜線部には面取り部が形成されるとともに、該面取部の前記すくい面とのなす角度が２０〜３５°の範囲で調整されている請求項１記載のサーメット工具。
- 請求項１又は請求項２に記載のサーメット工具の製造方法であって、
Ｎｉ、又はＮｉ及びＣｏを主体とする金属粉末を４〜２０重量部と、金属成分が、Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷの１種又は２種以上からなる炭窒化物粉末を２５〜４０重量部と、炭窒化Ｔｉ、窒化Ｔｉ及び炭化Ｔｉのうち炭窒化Ｔｉを必須とする１種以上、又は窒化Ｔｉ及び炭化Ｔｉの２種を合計で６０〜７５重量部と、を配合して混合粉末を得る配合工程と、その混合粉末を所定の形状に成形する成形工程と、得られた成形体を１４００〜１６５０℃の範囲で設定される焼成温度で焼成する焼成工程とを含み、前記成形体を前記焼成温度まで加熱する際に、１３００〜１４００℃の範囲で前記焼成温度よりも低く設定される第一温度から、前記焼成温度までの温度区間を５〜１０℃／分の昇温速度で昇温することを特徴とするサーメット工具の製造方法。 - ８００℃以上に設定される第二温度から前記第一温度までの温度区間を、１〜５℃／分の昇温速度で昇温する請求項３記載のサーメット工具の製造方法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31269697A JP3652087B2 (ja) | 1997-10-28 | 1997-10-28 | サーメット工具及びその製造方法 |
| KR1019980045073A KR100313596B1 (ko) | 1997-10-28 | 1998-10-27 | 서멧공구및그제조방법 |
| DE69828137T DE69828137T2 (de) | 1997-10-28 | 1998-10-27 | Karbonitrid-Cermet Schneidkörper und Verfahren seiner Herstellung |
| EP98308763A EP0913490B1 (en) | 1997-10-28 | 1998-10-27 | Carbonitride based cermet cutting tool and method for manufacturing the same |
| US09/179,847 US6231277B1 (en) | 1997-10-28 | 1998-10-28 | Cermet tool and method for manufacturing the same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31269697A JP3652087B2 (ja) | 1997-10-28 | 1997-10-28 | サーメット工具及びその製造方法 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2002177737A Division JP2003080407A (ja) | 2002-06-18 | 2002-06-18 | サーメット工具及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11131170A JPH11131170A (ja) | 1999-05-18 |
| JP3652087B2 true JP3652087B2 (ja) | 2005-05-25 |
Family
ID=18032338
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP31269697A Expired - Fee Related JP3652087B2 (ja) | 1997-10-28 | 1997-10-28 | サーメット工具及びその製造方法 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US6231277B1 (ja) |
| EP (1) | EP0913490B1 (ja) |
| JP (1) | JP3652087B2 (ja) |
| KR (1) | KR100313596B1 (ja) |
| DE (1) | DE69828137T2 (ja) |
Families Citing this family (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001158932A (ja) | 1999-09-21 | 2001-06-12 | Hitachi Tool Engineering Ltd | ＴｉＣＮ基サーメット合金 |
| JP4540791B2 (ja) * | 2000-03-30 | 2010-09-08 | 株式会社タンガロイ | 切削工具用サーメット |
| US20030061006A1 (en) * | 2001-09-24 | 2003-03-27 | Richards Kevin T. | Evaluating performance data describing a relationship between a provider and a client |
| US7413591B2 (en) * | 2002-12-24 | 2008-08-19 | Kyocera Corporation | Throw-away tip and cutting tool |
| CN100419105C (zh) * | 2005-02-04 | 2008-09-17 | 李北 | 一种金属陶瓷材料及其成型工艺 |
| CN100554471C (zh) * | 2005-03-18 | 2009-10-28 | 京瓷株式会社 | TiCN基金属陶瓷和切削工具以及使用了它的被切削物的制造方法 |
| EP2186584B1 (en) * | 2007-09-06 | 2020-08-05 | JTEKT Corporation | Cutting tool and method of manufacturing cutting tool |
| JP5031610B2 (ja) * | 2008-02-18 | 2012-09-19 | 京セラ株式会社 | ＴｉＣＮ基サーメット |
| JPWO2010010648A1 (ja) * | 2008-07-22 | 2012-01-05 | 日本特殊陶業株式会社 | 切削インサート及び切削工具 |
| AT14387U1 (de) * | 2014-12-05 | 2015-10-15 | Ceratizit Luxembourg S R L | Kugelförmiges Verschleissteil |
| CN116162838B (zh) * | 2023-04-26 | 2023-06-30 | 崇义章源钨业股份有限公司 | 一种金属陶瓷及其制备方法 |
Family Cites Families (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3994692A (en) | 1974-05-29 | 1976-11-30 | Erwin Rudy | Sintered carbonitride tool materials |
| US3971656A (en) | 1973-06-18 | 1976-07-27 | Erwin Rudy | Spinodal carbonitride alloys for tool and wear applications |
| US4049876A (en) * | 1974-10-18 | 1977-09-20 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Cemented carbonitride alloys |
| JPS61210150A (ja) * | 1985-03-13 | 1986-09-18 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 焼結硬質合金 |
| JPS6311629A (ja) * | 1986-07-02 | 1988-01-19 | Mitsubishi Metal Corp | 切削工具用硬質合金の製造方法 |
| WO1989003896A1 (en) * | 1987-10-26 | 1989-05-05 | Hitachi Metals, Ltd. | Cermet alloy and composite member produced therefrom |
| US5186739A (en) * | 1989-02-22 | 1993-02-16 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Cermet alloy containing nitrogen |
| SE467257B (sv) * | 1989-06-26 | 1992-06-22 | Sandvik Ab | Sintrad titanbaserad karbonitridlegering med duplexa strukturer |
| JPH07237012A (ja) * | 1994-03-02 | 1995-09-12 | Mitsubishi Materials Corp | 耐欠損性のすぐれたサーメット製切削工具 |
| JPH07252578A (ja) | 1994-03-10 | 1995-10-03 | Mitsubishi Materials Corp | 耐摩耗性のすぐれた炭窒化チタン系サーメット製切削工具 |
| US6057046A (en) * | 1994-05-19 | 2000-05-02 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Nitrogen-containing sintered alloy containing a hard phase |
| JPH08246090A (ja) * | 1995-03-02 | 1996-09-24 | Mitsubishi Materials Corp | 靱性のすぐれた炭窒化チタン系サーメット |
| DE69613942T2 (de) * | 1995-11-27 | 2001-12-06 | Mitsubishi Materials Corp., Tokio/Tokyo | Verschleissfester Karbonitrid-Cermet Schneidkörper |
| US6024776A (en) * | 1997-08-27 | 2000-02-15 | Kennametal Inc. | Cermet having a binder with improved plasticity |
-
1997
- 1997-10-28 JP JP31269697A patent/JP3652087B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
1998
- 1998-10-27 DE DE69828137T patent/DE69828137T2/de not_active Expired - Lifetime
- 1998-10-27 EP EP98308763A patent/EP0913490B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1998-10-27 KR KR1019980045073A patent/KR100313596B1/ko not_active IP Right Cessation
- 1998-10-28 US US09/179,847 patent/US6231277B1/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| DE69828137T2 (de) | 2005-12-01 |
| KR19990037425A (ko) | 1999-05-25 |
| US6231277B1 (en) | 2001-05-15 |
| EP0913490A2 (en) | 1999-05-06 |
| EP0913490A3 (en) | 2003-03-19 |
| JPH11131170A (ja) | 1999-05-18 |
| EP0913490B1 (en) | 2004-12-15 |
| KR100313596B1 (ko) | 2001-12-28 |
| DE69828137D1 (de) | 2005-01-20 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US8128867B2 (en) | High strength hard alloy and method of preparing the same | |
| KR100973626B1 (ko) | 서멧제 인서트 및 절삭공구 | |
| JP6703757B2 (ja) | サーメット、及び切削工具 | |
| JP5328653B2 (ja) | Ｔｉ基サーメットおよび被覆サーメット並びに切削工具 | |
| JP3652087B2 (ja) | サーメット工具及びその製造方法 | |
| JP5559575B2 (ja) | サーメットおよび被覆サーメット | |
| JP2005213599A (ja) | ＴｉＣＮ基サーメットおよびその製造方法 | |
| JP3366659B2 (ja) | 異層表面調質焼結合金及びその製造方法 | |
| JP6283985B2 (ja) | 焼結体 | |
| JP5079940B2 (ja) | 炭化タングステン系超硬基複合材料焼結体 | |
| JP3861056B2 (ja) | 加工用刃具の製造方法 | |
| JP3321824B2 (ja) | 高硬度工具用焼結体 | |
| JP2018065228A (ja) | ＴｉＣＮ基サーメット製切削工具 | |
| JP3359221B2 (ja) | ＴｉＣＮ基サーメット工具とその製造方法 | |
| JP2003080407A (ja) | サーメット工具及びその製造方法 | |
| JP2001049378A (ja) | 耐摩耗性超硬合金焼結体及びその製造方法 | |
| JP5153455B2 (ja) | サーメット | |
| JP2002192405A (ja) | 切削工具 | |
| EP1132358A2 (en) | Alumina-based composite sintered material, wear resistant member and a method of manufacturing alumina-based composite sintered material | |
| JP2621474B2 (ja) | 耐摩耗性および耐欠損性にすぐれた炭化タングステン基超硬合金製工具部材 | |
| JP4244108B2 (ja) | すぐれた耐チッピング性を有する立方晶窒化ほう素基焼結材料製切削工具切刃片の製造方法 | |
| JP2008156756A (ja) | ＴｉＣＮ基サーメット | |
| JPH0681071A (ja) | 靭性のすぐれた炭窒化チタン基サーメット | |
| JP4798821B2 (ja) | 切削工具およびその製造方法 | |
| JP4172752B2 (ja) | ＴｉＣＮ基サーメットおよびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20041227 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20050111 |
|
| RD02 | Notification of acceptance of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7422 Effective date: 20050111 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20050222 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090304 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090304 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100304 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100304 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100304 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110304 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110304 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120304 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120304 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120304 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130304 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130304 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140304 Year of fee payment: 9 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |