(57)【要約】【課題】  本発明は、金属の切削加工に適用するため、特に超仕上げ旋削加工作業用のＴｉ、Ｎｂ、Ｗ、Ｃ、Ｎ及びＣｏを含有する焼結チタン基炭窒化物合金に関する。【解決手段】  この合金は、Ｔｉと、３〜＜９ａｔ％のＣｏと、不純物レベルのＮｉ及びＦｅと、２〜＜４ａｔ％のＮｂと、３〜８ａｔ％のＷとを含み、且つ０．５０〜０．７５のＣ／（Ｎ＋Ｃ）比を有する。非固溶Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）コアの量は、２６〜３７ｖｏｌ％の硬質相と、Ｔｉ、Ｎｂ及びＷを含む１種以上の複炭窒化物である残部とを保持する必要がある。発明した合金は、鋼及び鋳鉄の超仕上げ加工に特に有益である。【選択図】      図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
非固溶Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）コアを含む硬質相を含有する超仕上げ用のＴｉ、Ｎｂ、Ｗ、Ｃ、Ｎ及びＣｏを含有するチタン基炭窒化物合金であって、
Ｔｉと、３〜＜９ａｔ％のＣｏと、不純物レベルのＮｉ及びＦｅと、２〜＜４ａｔ％のＮｂと、３〜８ａｔ％のＷと、０．５０〜０．７５のＣ／（Ｎ＋Ｃ）比を有するＣとＮと、を含有し、
非固溶Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）コアの量が、前記硬質相の２６〜３７ｖｏｌ％であり、且つ残部が、１種以上の複炭窒化物相である、
ことを特徴とする超仕上げ作業用のＴｉ、Ｎｂ、Ｗ、Ｃ、Ｎ及びＣｏを含有するチタン基炭窒化物合金。
【請求項２】
前記合金が、５〜＜９ａｔ％のＣｏを含有することを特徴とする請求項１記載の合金。
【請求項３】
前記合金が、３〜＜４ａｔ％のＮｂを含有することを特徴とする請求項１記載の合金。
【請求項４】
前記合金が、３〜４ａｔ％のＷを含有することを特徴とする請求項１記載の合金。
【請求項５】
非固溶Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）コアの量が、２７〜３５ｖｏｌ％の前記硬質相であり、且つ残部が１種以上の複炭窒化物相であることを特徴とする請求項１記載の合金。
【請求項６】
Ｘが０．４６〜０・７０の値であるＴｉＣＸＮ１−Ｘの硬質相の粉末にＣｏの粉末と共にＮｂＣとＷＣを混合して所望の化学組成した後、所望の形状のボディに加圧成形してからＮ２−ＣＯ−Ａｒ雰囲気で１３７０〜１５００℃の温度範囲で１．５〜２時間焼結することによって、非固溶Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）コアを含む硬質相を含有する超仕上げ作業用のＴｉ、Ｎｂ、Ｗ、Ｃ、Ｎ及びＣｏを含有する焼結チタン基炭窒化物合金を製造する方法であって、
所望の量の非固溶Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）コアを得るために、Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）粉末量は、粉末混合物の５０〜７０ｗｔ％であり、
その粒径は、１〜３μｍであり、且つ、
非固溶Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）コアが硬質相の２６〜３７ｖｏｌ％となるように、焼結温度と焼結時間とを選択する、
ことを特徴とする焼結チタン基炭窒化物合金を製造する方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主組成物としてのＴｉと、コバルトバインダ相と、を含む焼結炭窒化物合金に関し、この合金は、金属切削加工用の工具材料、特に鋼のフライス作業に使用する場合に、特に改良された特性を備える。さらに、特に、本発明は、特別な化学組成の炭窒化物基硬質相に関し、この化学組成では、非固溶Ｔｉ(Ｃ、Ｎ)コアの量は、最大の耐研削摩耗性に対して最適化され、一方、ＣｏとＮｂとの含有量が、所望の靭性と塑性変形に対する抵抗力とを与えることを同時に最適化する。
【背景技術】
【０００２】
すなわち、サーメットと呼ぶチタン基炭窒化物合金は、粉末冶金法によって製造され、且つ金属バインダ相中に埋め込まれた炭窒化物硬質相を含む。この硬質相粒は、ほとんどの場合他の構成物のリムによって取り囲まれるコアを備える複雑な組織を有する。Ｔｉに加えて、第ＶＩａ族の元素、通常はＭｏとＷとの双方が添加されて、バインダと硬質相との間の湿潤性を促進し、且つ固溶体硬化によってバインダ相を強化する。第ＩＶａ族及び／または第Ｖａ族の元素、例えばＺｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ及びＴａが、今日入手可能な全ての市販の合金に添加される。炭窒化物を形成する元素が、炭化物、窒化物及び／または炭窒化物として通常添加される。金属バインダ相はＮｉ、Ｃｏ及びＦｅの１種以上を含有できる。
【０００３】
ＷＣ−Ｃｏ基材料に比較して、サーメットは、高温の鋼に接触した場合、たとえサーメットが被覆されていなくて実質的に低い強度であるとはいえ、優れた化学的安定性を備える。これは、サーメットが仕上げ加工作業に対して最も適切し、この仕上げ加工作業は、限定された切刃への機械的負荷と、仕上げ加工をする部材に対する高い面仕上げの要求とを一般的に特徴とする。
【０００４】
サーメットは、一般的にＣｏ及びＮｉの金属バインダ相中に埋め込まれた炭窒化物硬質相を含む。サーメットは、粉末冶金法を用いて製造される。バインダ相を形成する粉末と、硬質相を形成する粉末とが混合されて、加圧成形され且つ焼結される。炭窒化物を形成する元素は、単一のまたは複合の炭化物、窒化物及び／または炭窒化物として添加される。焼結する際に、この硬質相は、液状バインダ相中に部分的にまたは完全に溶解する。Ｗのようないくつかのものは容易に溶解しするが、Ｔｉ(Ｃ、Ｎ)のような他のものはさらに安定であり、焼結時間の終わりに溶解しないで部分的に残留できる。冷却中に、溶解組成物は、非固溶硬質相粒子上に複合層としてか、または上記コア−リム組織を形成するバインダ相中に核生成として析出する。
【０００５】
最近の数年間、切削工具の適用におけるサーメットの主特性、主に、靭性、耐磨耗性、耐組成変形性を制御するために、種々の試行が成されてきた。特に、バインダ相及び／または硬質相、及び硬質相中のコア−リム組織の形成の化学について多くの仕事が成されてきた。ほとんどの場合この３つの特性の１つまたは最大で２つが、第３の特性を犠牲にして、同時に最適化することが可能となる。
【０００６】
米国特許第５，３０８，３７６号が開示するサーメットは、硬質相構成物の少なくとも８０ｖｏｌ％が、幾つかの、好ましくは少なくとも２種の、コア及び／またはリムの組成に関して異なる硬質相タイプを有するコア−リム構造粒子を含む。これらの個々の硬質相タイプの各々は、硬質相の合計含有量が体積で１０〜８０％好ましくは２０〜７０％からなる。
【０００７】
特開平６−２４８３８５号が開示するＴｉ−Ｎｂ−Ｗ−Ｃ−Ｎサーメットは、１ｖｏｌ％以上の硬質相が、これらの粒子化学組成に関わらずに、コアのない粒子を含む。
【０００８】
ヨーロッパ特許８７２５６６Ａ号が開示するサーメットは、異なるコア−リム比率の粒子が共存する。チタン基合金の組織を走査型電子顕微鏡で観察した場合、合金中に硬質相を形成する粒子が、黒色コア部と、この黒色コア部周りに位置する灰色で現れる周辺部とを有する。いくらかの粒子は、大コアと呼ばれる全粒子面積の少なくとも３０％が黒色コア部占有領域を有し、且ついくらかは、小コアと呼ばれる全粒子面積の３０％未満が黒色コア部占有領域を有する。大コアを有する粒子の量は、コアを有する粒子の総量の３０〜８０％である。
【０００９】
米国特許第６，００４，３７１号が開示するサーメットは、種々のミクロ組織構成物を有し、すなわち、金属化学組成は原材料粉末によって決定される残存物のコア、焼結の際に形成されるタングステン豊富コア、焼結の際に形成される中間タングステン含有物を含む外側リム、及びコバルト中の少なくともチタンとタングステンとの固溶体のバインダ相である。この靭性と耐磨耗性とは、原材料としての量を変化させ際に、ＷＣ、(Ｔｉ、Ｗ)Ｃ、及び／または(Ｔｉ、Ｗ)(Ｃ、Ｎ)を添加によって変化する。
【００１０】
米国特許第３，９９４，６９２号は、Ｃｏバインダ相中にＴｉ、Ｗ及びＮｂからなる硬質相を有するサーメット化学組成を開示する。この特許に開示されるようなこれらの合金の技術的特性は、見栄えがしない。
【００１１】
上記の開示と比較して著しい改良が、米国特許第６，３４４，１７０号に示されている。Ｔｉ−Ｔａ−Ｗ−Ｃ−Ｎ−Ｃｏ系において化学組成と焼結時間とを最適化することによって、改良された靭性と塑性変形に対する抵抗とが達成された。靭性と塑性変形に対する抵抗とを最適化するために利用する二つの因子は、ＴａとＣｏとの含有量である。純Ｃｏ基バインダの使用は、ＣｏとＮｉ間の固溶体硬化の相違のために、靭性挙動に関しては、混合したＣｏ−Ｎｉ基バインダにわたって大きな利点となる。しかしながら、他の二つの性能因子とともに、同時に耐研削摩耗性を最適化するための教示がされていない。しかるに、耐研削磨耗性は、フライス作業にはおいてほとんど具体的に必要である最適化はされていなくて、一方塑性変形に対する抵抗は、旋削加工の適用と同様に通常は重要でない。
【００１２】
【特許文献１】米国特許第５，３０８，３７６号
【特許文献２】特開平６−２４８３８５号
【特許文献３】ヨーロッパ特許８７２５６６Ａ号
【特許文献４】米国特許第６，００４，３７１号
【特許文献５】米国特許第３，９９４，６９２号
【特許文献６】米国特許第６，３４４，１７０号
【特許文献７】ヨーロッパ特許１０５２２９７Ａ号
【特許文献８】米国特許第５，３１４，６５号
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
本発明の目的は上記及びその他の課題を解決することである。
【００１４】
さらに、本発明の目的は、実質的に改良された耐摩耗性を備え、靭性と塑性変形に対する抵抗を維持する一方で、当業界のサーメットの状態と同一レベルを維持するサーメット材料を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
実質的に改良された耐磨耗性を有する一方で、当業界のサーメットの状態と同一レベルを維持する材料を設計及び製造することが可能であることが判明した。これは、Ｔｉ−Ｎｂ−Ｗ−Ｃ−Ｎ−Ｃｏ系合金を加工することによって達成された。
【００１６】
Ｔｉ−Ｎｂ−Ｗ−Ｃ−Ｎ−Ｃｏ系において、１組の限定が、所定の適用範囲において、意図する最適特性を与えることが分かった。さらに具体的には、耐研削摩耗は、非固溶Ｔｉ(Ｃ、Ｎ)コアの量を最適化することによって、靭性と塑性変形に対する抵抗との所定の水準に対して、最大となる。非固溶Ｔｉ(Ｃ、Ｎ)コアの量は、Ｎｂ及びバインダ含有量のような他の因子に独立させて変化させることができる。したがって、全ての３つの主切削性能基準を同時に最適化することが可能になった。例えば、３つは、靭性、耐研削摩耗及び塑性変形に対する抵抗である。
【００１７】
図１は、走査型電子顕微鏡において、背面反射法により観察した本発明に従う合金のミクロ組織を示し、
Ａは、非固溶Ｔｉ(Ｃ、Ｎ)−コアを表わし、
Ｂは、場合によってはＡ−コアを取り囲んでいる複合炭窒化物層を表わし、且つ
Ｃは、Ｃｏバインダ相を表わす。
【００１８】
一つの態様において、本発明は、フライス作業用に特に有効なチタン基炭窒化物合金を提供する。この合金は、Ｔｉ−Ｎｂ−Ｗ−Ｃ−Ｎ及びＣｏからなる。走査型電子顕微鏡による後方散乱で観察した場合、この組織は、図１に描写されるように、Ｔｉ(Ｃ、Ｎ)の黒色のコアＡと、時にはＡコアを取り囲んでいる灰色の複合炭窒化物層Ｂと、ほとんど白色のＣｏバインダ相からなる。
【００１９】
本発明にしたがい、耐研削磨耗性は、非固溶Ｔｉ(Ｃ、Ｎ)−コア(Ａ)の量を最適化することによって、所定のレベルの靭性と組成変形に対する抵抗力とに対して最適化することができる。大量の非固溶コアが、耐研削磨耗性に対して都合が良い。しかしながら、これらのコアの最大量は、靭性は高い水準の非固溶コアでもって減少するので、具体的な適用に対する充分な靭性の要求度により限定される。したがって、この量は、硬質相が２６〜３７ｖｏｌ％、好ましくは２７〜３５ｖｏｌ％、最も好ましくは２８〜３２ｖｏｌ％であり、且つＴｉ、Ｎｂ及びＷを含有する１種以上の複合炭化物層である残部と、に維持すべきである。
【００２０】
Ｔｉ(Ｃ＋Ｎ)の化学組成は、ＴｉＣＸＮ１−Ｘのようにさらに厳密に定義される。これらのコアの中でこのＣ／（Ｃ＋Ｎ）の元素比率Ｘは、０．４６〜０．７０、好ましくは０．５２〜０．６４最も好ましくは０．５５〜０．６１とすべきである。
【００２１】
この焼結合金において全体的なＣ／(Ｃ＋Ｎ)比率は、０．５０〜０．７０とすべきである。
【００２２】
非固溶コアの平均結晶粒径Ａは、０．１〜２μｍとすべきであり、且つ非固溶コアを含む硬質相の平均結晶粒径は、０．５〜３μｍとすべきである。
【００２３】
ＮｂとＣｏとの含有量は、想定される適用範囲に対して所望の特性を与えるために、適切に選択すべきである。
【００２４】
超仕上げ作業は、穏やかな高靭性が必要であるので、塑性変形に対する抵抗力についての高い要求と、耐研削磨耗性に対する高い要求とが設定される。この組合せは、２〜＜４ａｔ％好ましくは３〜＜４ａｔ％のＮｂ含有量と、３〜＜９ａｔ％好ましくは５〜＜９ａｔ％のＣｏ含有量とによって最もよく達成される。Ｗの含有量は、容認できない高多孔性レベルを回避するために、３〜８ａｔ％好ましくは４ａｔ％未満にすべきである。
【００２５】
かなり大きな耐磨耗性を必要とする切削作業には、本発明のボディを、ＰＶＤ、ＣＶＤ、ＭＴＣＶＤまたは同様の技術を用いて、薄い耐磨耗性の被膜で被覆することが有利となる。ＷＣ−Ｃｏ基材料またはサーメットに今日使用される被膜及び被覆技術のいずれもが、もちろん、被膜の選択は塑性変形及び材料の靭性にも影響を及ぼすとはいえ、直接適用できるように挿入物の化学組成を決めることに注意すべきである。
【００２６】
本発明の別の態様において、焼結チタン基炭窒化物合金を製造する方法を提供し、ＴｉＣＸＮ１−Ｘの硬質構成体の粉末は、Ｘが０．４６〜０．７０好ましくは０．５２〜０．６４最も好ましくは０．５５〜０．６１であり、上記に定義されたような化学組成にＣｏ粉末とともにＮｂＣ及びＷＣが混合され、そして所望の形状のボディに加圧成形される。焼結は、Ｎ２−ＣＯ−Ａｒ雰囲気中で１３７０〜１５００℃の温度において１．５〜２時間、好ましくはヨーロッパ特許第１０５２２９７Ａに記載された技術を用いて実施される。所望量の非固溶Ｔｉ(Ｃ、Ｎ)コアを得るために、Ｔｉ(Ｃ、Ｎ)粉末の量は５０〜７０ｗｔ％に、その粒径は１〜３μｍにすべきであり、そして焼結温度と焼結時間とは、適切に選ぶ必要がある。この明細書に従って所望のミクロ組織を得るために必要な条件を実験によって決定することは当業者の範囲内である。
【００２７】
実施例１
公称化学組成（ａｔ％）が３９．４のＴｉと、３．９のＷ、３．７のＮｂと、６．２のＣｏとであって、０．８２のＣ／（Ｎ＋Ｃ）比（合金Ａ）の粉末混合物が、
１．４３μｍの粒径を有する６１．２ｗｔ−％のＴｉＣ０．５８Ｎ０．４２、
１．７５μｍの粒径を有する１０・０ｗｔ−％のＮｂＣ、
１．２５μｍの粒径を有する１９．３ｗｔ−％のＷＣ、及び
９．５ｗｔ−％のＣｏ、
の湿式混合法によって準備された。
【００２８】
この粉末をスプレー乾燥して、且つＴＮＭＧ１６０４０８−ＰＦのインサートに加圧成形した。このグリーンボディはＨ２中で脱ワックスして、ＥＰ−Ａ−１０５２２９７にしたがって１．５時間１４８０℃のＮ２−ＣＯ−Ａｒ中で焼結し、その後、研削加工と慣用の刃処理とが続けられた。インサートの磨いた断面を標準金属学技術によって準備し、且つ走査型電子顕微鏡を用いて特長を示した。図１は、後方散乱法で観察したこの断面の走査型電子顕微鏡写真を示す。図１に示すように、黒い粒子(Ａ)は非固溶Ｔｉ(Ｃ、Ｎ)コアであり、そして薄い灰色領域(Ｃ)はバインダ相である。残りの灰色粒子(Ｂ)は、Ｔｉ、Ｎｂ及びＷを含む炭窒化物からなる硬質相の部分である。画像解析を用いて、非固溶Ｔｉ(Ｃ、Ｎ)コアＡの量は、硬質相が２９．４ｖｏｌ％であることにより決定された。
【００２９】
実施例２(比較例)
先行技術の化学組成のインサート（合金Ｂ）が、製造され且つ実施例１に記載するように特徴づけされた。合金Ｂの化学組成（ａｔ％）は、０．３８のＣ／（Ｎ＋Ｃ）を有する３９，４のＴｉと、３．９のＷ、３．７のＴａ、６．２のＣｏとである。特徴は、実施例１に示すような同一の方法で行なった。画像解析を用いて、非固溶Ｔｉ(Ｃ、Ｎ)コアＡの量は、硬質相が３６．２ｖｏｌ％であることにより決定された。
【００３０】
実施例３
高靭性を有する切削工具を必要とする工作物における切削試験は、次の切削データで行なわれた。すなわち、
工作物材料：  ＳＳ２２３４
Ｖ＝２１０ｍ／ｍｉｎ、  ｆ＝０．２５ｍｍ／回転、  ｄ．ｏ．ｃ．＝０．５ｍｍ、冷却剤とともに、
結果
破損をパスした個数(５個の切刃を試験した)
切刃の数
１        ２        ３        ４        ５
合金Ａ    １８５    １７２    ２１０    １７６    １９４
合金Ｂ    １６０    ８４      １２０    １４５    ９８
【００３１】
実施例４
長手方向の旋削加工による合金Ａ及びＢの耐磨耗性試験が次の切削データを用いて成された。すなわち、
工作物材料：  Ｏｖａｋｏ、８２５Ｂ
Ｖ＝２５０ｍ／ｍｉｎ、  ｆ＝０．１５ｍｍ／回転、  ｄ．ｏ．ｃ．＝１ｍｍ、冷却剤とともに、
工具寿命基準はｖｂ＞０．３ｍｍ。
結果
分での工具寿命(３個の切刃の平均)
合金Ａ：３２
合金Ｂ：３１
実施例３と４から、本発明にしたがい製造された合金は、対比し得る耐磨耗性を示した先行技術材料と比較して著しく改良された靭性を有する。
【００３２】
実施例５
合金Ａと同じ公称組成の合金Ｃが製造され、焼結温度が１５１０℃であったのを除き同入るの条件を特徴とする。画像解析を用いて、非固溶Ｔｉ(Ｃ、Ｎ)コアＡの量は、硬質相が２５．０ｖｏｌ％であることを決定した。
【００３３】
実施例６
長手方向の旋削加工による合金Ａ及びＣの耐磨耗性試験が次の切削データを用いて成された。すなわち、
工作物材料：  Ｏｖａｋｏ、８２５Ｂ
Ｖ＝２５０ｍ／ｍｉｎ、  ｆ＝０．１５ｍｍ／回転、  ｄ．ｏ．ｃ．＝１ｍｍ、冷却剤とともに、
工具寿命基準はｖｂ＞０．３ｍｍ。
結果
分での工具寿命(３個の切刃の平均)
合金Ａ：３２
合金Ｂ：３６
【００３４】
実施例７
合金Ａ及びＣの塑性変形抵抗は、次の切削条件で、管状ブランクの中心に向かう面加工からなる試験で決定された。
工作物：ＳＳ２５４１
Ｖ＝５００〜７００ｍ／ｍｉｎの間で変化、  ｆ＝０．３ｍｍ／回転、  ｄ．ｏ．ｃ．＝１ｍｍ、冷却剤とともに、
以下の結果は、切刃が塑性変形したときのｍ／ｍｉｎにおける切削速度を示す（３個の切刃の平均）。
Ａ：６００
Ｂ：５５０
【００３５】
実施例８
高靭性を有する切削工具を必要とする工作物における切削試験は、次の切削データで行なわれた。すなわち、
工作物材料：  ＳＳ２２３４
Ｖ＝２４０ｍ／ｍｉｎ、  ｆ＝０．２５ｍｍ／回転、  ｄ．ｏ．ｃ．＝０．５ｍｍ、冷却剤とともに、
結果
破損をパスした個数(５個の切刃を試験した)
切刃の数
１        ２        ３        ４        ５
合金Ａ    １８５    １７２    ２１０    １７６    １９４
合金Ｃ    １８９    １６９    ２０５    １８３    １８７
これらの結果から、合金Ａ及びＢと靭性の著しい相違が観察されなかったことが結論された。
実施例６〜８から、本発明にしたがい製造された合金は、比較材料より優れている切削特性を有することが明らかである。
【図面の簡単な説明】
【００３６】
【図１】図１は、本発明に従う合金のミクロ組織を示す。
【符号の説明】
【００３７】
Ａ…非固溶Ｔｉ(Ｃ、Ｎ)コア
Ｂ…灰色粒子、硬質相
Ｃ…薄い灰色領域、バインダ相
【図１】
2004169186.tif 000003