JPS5823456B2 - Sintered hard alloy and its manufacturing method - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明はＴｉを主成分とする焼結硬質合金に酸素を含有
されることにより、切削特性の著しく改善された焼結硬
質合金に関する。DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION The present invention relates to a sintered hard alloy whose cutting characteristics are significantly improved by incorporating oxygen into the sintered hard alloy containing Ti as a main component.

従来多くの酸素が含有されていると、焼結性が悪く、合
金中に微細な孔を発生し、合金の靭性が劣るということ
が常識であった。Conventionally, it has been common knowledge that when a large amount of oxygen is contained, sinterability is poor, fine pores are generated in the alloy, and the toughness of the alloy is poor.

ドイツ公開公報（Ｏｆ ｆｅｎｌｅｇｕｎｇｓｓｃｈｒ
ｉ ｆｔ ）２０４３４１１１こは酸素量を合金中で０
．１５チ以下に極力抑えるようにと記載されている。Of fenlegungsschr
i ft ) 20434111 This means that the amount of oxygen in the alloy is 0.
．． It is stated that it should be kept to 15 inches or less as much as possible.

又Ｒｕｄｙらのｌ−Ｍｏｄｉｆｉｅｄ ５ｐｉｎｏｄａ
ｌ Ａ１１ｏｙｓ ｆｏｒ Ｔｏｏｌ ａｎｄ Ｗｅａ
ｒ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏ−ｎｓ 、 ８ｔｈ Ｐｌａ
ｎｓｅｅ Ｓｅｍ１ｎａｒ ＩＩ （１９７４） Ｊζ
こは、２．５重量係まで酸素を含有しても、焼結性は悪
くないが抗折力は低くなり、単相のａ′＠（Ｍｏの少な
い炭窒化物相）Ｉ相（Ｍｏの多い炭窒化物相）のときは
、それぞれ０．５，０．９重量％０□以上で緻密な相が
得られないと報告している。Rudy et al.'s l-Modified 5pinoda
l A11oys for Tool and Wea
r Application-ns, 8th Pla
nsee Sem1nar II (1974) Jζ
Even if oxygen is contained up to 2.5% by weight, the sinterability is not bad, but the transverse rupture strength is low, and the single phase a'@ (carbonitride phase with little Mo) I phase (Mo It has been reported that when the carbonitride phase is 0.5% and 0.9% by weight or more, a dense phase cannot be obtained, respectively.

Ｒｕｄｙらの方法の特徴は、炭窒化合金粉末（Ｔｉ−Ｍ
ｏ）（ＣＮ） を原料に用いることである。The feature of Rudy et al.'s method is that carbonitride alloy powder (Ti-M
o) (CN) is used as a raw material.

これは従来法に比べ若干の改良はあるものの含まれてい
る酸素が放出されるという本質的な現象には変わりはな
く、そのため靭性が低下するのである。Although this is a slight improvement over the conventional method, the essential phenomenon of releasing the oxygen contained therein remains the same, resulting in a decrease in toughness.

以上のようにＲｕｄｙらの方法では酸素を含有させても
、合金中の酸素は安定ではなく、ＣＯ，ＣＯ２ガスとし
て放出されやすく合金強度が劣下するので、酸素を出来
る限り除去することに努めている。As mentioned above, even if oxygen is included in Rudy et al.'s method, the oxygen in the alloy is not stable and is easily released as CO and CO2 gases, reducing the alloy strength, so efforts are made to remove oxygen as much as possible. ing.

発明者らは、これと全く見解を異にし、酸素を安定に含
有される製造法を発見した。The inventors had a completely different opinion and discovered a production method that stably contains oxygen.

この方法によれば、酸素を含有した本発明焼結硬質合金
は、これまでの常識とは異なり、酸素を含まない合金０
こ比べ性能が極めて向上することがわかった。According to this method, the oxygen-containing sintered hard alloy of the present invention is different from the conventional wisdom.
It was found that the performance was significantly improved.

本発明の方法は、原料としてＢｌ型固溶体（Ｂｌ型固溶
体はＮａ１ｌ型固溶体構造をとる化合物）であるＴｉＯ
，Ｔｉ（ＣＯ）、Ｔｉ（ＣＮＯ）（便宜上、Ｔｉ０Ｔｉ
（ＣＯ）、Ｔｉ（ＮＯ）、Ｔｉ（ＣＮＯ）と表示、実際
はＴｉ１０．Ｃ，Ｎ比は状態図より明らかなように変動
する。The method of the present invention uses TiO which is a Bl type solid solution (a Bl type solid solution is a compound having a Na1l type solid solution structure) as a raw material.
, Ti(CO), Ti(CNO) (for convenience, Ti0Ti
Displayed as (CO), Ti (NO), Ti (CNO), actually Ti10. As is clear from the phase diagram, the C and N ratios fluctuate.

以下同様）粉あるいはＴｉをＩＶａ族金属で５０モル係
まで置換した原料を用い、および／又は焼結雰囲気をＣ
Ｏガス雰囲気とすることに特徴がある。(Similarly below) Using a powder or a raw material in which Ti is replaced with IVa group metal up to 50 moles, and/or using a sintering atmosphere of carbon dioxide.
It is characterized by an O gas atmosphere.

このような製造法を用いる２とによって高温での耐塑性
変形性、耐クレータ性が著しく改善された合金を作成す
ることが可能となった。By using such a manufacturing method, it became possible to create an alloy with significantly improved plastic deformation resistance and crater resistance at high temperatures.

この理由（こついては定かでないが、ＴｉＣとＴ−ｉｏ
の特性を比較すると、常温でのビッカース硬度がＴｉＣ
，ＴｉＱそれぞれ３２００ ｋｇ／ｍａ 。The reason for this (I'm not sure what it is, but TiC and T-io
Comparing the properties of TiC, the Vickers hardness at room temperature is that of TiC.
, TiQ 3200 kg/ma each.

１７００ｋｇ／’−で常温ではＴｉＣの硬度が高く、８
００℃になるとＴｉＣ，ＴｉＯそれぞれ５００ｋｇ／ｍ
ｍ ｔ ６６ｏ ｋｇ／ｍ４で、高温になるとＴｉＯの
硬度が高くなる。At room temperature, the hardness of TiC is high at 1700 kg/'-8.
At 00℃, TiC and TiO are each 500 kg/m
m t 66o kg/m4, and as the temperature increases, the hardness of TiO increases.

またＴｉＯはＴｉＣよりも、はるかに化学的ζこ安定な
性質をもっている。Furthermore, TiO has far more chemically stable properties than TiC.

従って合金に酸素を含有させることが可能となれば、Ｔ
−１０の特性を生かした合金が得られる。Therefore, if it becomes possible to incorporate oxygen into the alloy, T
An alloy that takes advantage of the characteristics of -10 can be obtained.

また合金中に酸素が含有されていると、切削時に合金表
面と酸素が反応し、変面にＢｅ １ ａｇが形成され易
くなり切削抵抗を緩和させることも考えられる。Furthermore, if oxygen is contained in the alloy, the alloy surface reacts with oxygen during cutting, and Be 1 ag is likely to be formed on the deformed surface, which may reduce the cutting resistance.

上記のものは原料としてＴｉｅ、Ｔｉ（Ｃｏ）。The above materials use Tie and Ti(Co) as raw materials.

Ｔｉ（ＣＮＯ）、Ｔｉ（ＮＯ）粉を用いているが、Ｔｉ
をｆＶａ族、で５０モル係まで置換してもよく、５０モ
ル係以上になると未固溶のものが残ってしまう。Ti(CNO) and Ti(NO) powder are used, but Ti
may be replaced with the fVa group up to 50 molar ratios, but if the molar ratio exceeds 50 molar ratios, undissolved substances will remain.

原料としてＴｉをＶＩａ族金属で置換したものは使えな
い。As a raw material, a material in which Ti is replaced with a Group VIa metal cannot be used.

例えば（Ｔ ｉＭｏ ）（ＣＮＯ）粉を用いている場合
は、Ｍｏが多い程、固溶体中の酸素は不安定となり、Ｃ
０９ＣＯ２ガスとなって放出されやすく、そのために合
金中では微細な孔が出来靭性が下るが、本発明の方法の
場合のようにＩＶａ族金属が固溶している場合はガスは
放出されにくく、また特にＮと０が共存していると酸素
が安定に固溶しやすい。For example, when using (T iMo ) (CNO) powder, the more Mo there is, the more unstable the oxygen in the solid solution becomes.
09 CO2 gas is easily released, and as a result, fine pores are formed in the alloy and the toughness is reduced. However, when the IVa group metal is dissolved as a solid solution, as in the case of the method of the present invention, gas is difficult to be released. Moreover, especially when N and O coexist, oxygen tends to form a stable solid solution.

次に本発明の硬質相の金属成分と非金属成分の制限につ
いて述べる。Next, limitations on the metal components and non-metal components of the hard phase of the present invention will be described.

本発明の硬質相の総組成は（ｆｆ ａ族金属）〆第１Ｖ
ａ族金属）ｂ）（ＣｕＮｖＯｗ）２で表わされ、第１Ｖ
ａ族金属はＴｉもしくはＺｒもしくはＨｆの一方または
任意の比率の二種以上の金属を示す。The total composition of the hard phase of the present invention is (ffa group metal) 〆1V
group a metal) b) (CuNvOw)2, the first V
The group a metal refers to one of Ti, Zr, and Hf, or two or more metals in an arbitrary ratio.

また第１Ｖａ族金属はＣｒもしくはＭｏもしくはＷの一
方または任意の比率の二種以上の金属を示す。Further, the first Va group metal refers to one of Cr, Mo, and W, or two or more metals in an arbitrary ratio.

硬質相の金属成分の２０モル係以上はＴｉよりなり、Ｚ
ｒ、Ｈｆは耐摩耗性向上、Ｃｒは耐食性向上、Ｍｏ、Ｗ
は靭性向上の効果がある。The metal component of the hard phase consists of Ti and Z
r, Hf improves wear resistance, Cr improves corrosion resistance, Mo, W
has the effect of improving toughness.

次に硬質相の非金属成分について述べると、Ｕ。Next, let us discuss the nonmetallic components of the hard phase.

Ｖ ｙ Ｗはそれぞれ炭素、窒素、酸素のモル分率であ
り、■が０．０４以下であると窒素による合金微細化効
果および酸素を安定に含ませる効果がすく。V y W are the molar fractions of carbon, nitrogen, and oxygen, respectively, and when ■ is 0.04 or less, the effect of nitrogen to refine the alloy and the effect of stably containing oxygen is reduced.

０．３６以上であると焼結性が悪くなる。If it is 0.36 or more, sinterability will deteriorate.

また、Ｗが０．０１以下であると酸素含有の効果がなく
、０．２０以上であると焼結性が悪くなる。Further, when W is 0.01 or less, there is no effect of oxygen inclusion, and when W is 0.20 or more, sinterability deteriorates.

２は化学量論パラメータで金属（第１Ｖａ族金属十第■
８族金属）ダラム原子当りの炭素および窒素および酸素
のダラム原子の結合数であり、０．８ｏｒ、、ｔ’いし
１．０５の間に変動する。2 is the stoichiometric parameter for metals (1st Va group metal 10th
The number of bonds of carbon and nitrogen and oxygen duram atoms per duram atom (Group 8 metals) varies between 0.8 or, t' and 1.05.

０．８０以下は脆い相が存在し、１．０以上になるとＦ
ｒｅｅ Ｃａｒｂｏｎ が存在するが、１．０５までは
性能上問題がない。If it is less than 0.80, a brittle phase exists, and if it is more than 1.0, it is F.
ree Carbon exists, but there is no performance problem up to 1.05.

本発明の硬質相の総組成の領域を第１図、第２図に示す
。The range of the total composition of the hard phase of the present invention is shown in FIGS. 1 and 2.

第１図においては、ＡＢＣＩ）で囲まれた領域内が本発
明範囲であるが好ましくは更に限定された領域Ａ’Ｂ
Ｃ’Ｄ’である。In FIG. 1, the scope of the present invention is within the area surrounded by ABCI), but preferably a further limited area A'B
It is C'D'.

Ｗが０．２０以上であると焼結性を害し、０．０１以下
であると、酸素を含有した効果がない。When W is 0.20 or more, sinterability is impaired, and when W is 0.01 or less, there is no effect of containing oxygen.

ｂが０．０４以下であると靭性劣化し、ｂが０．５以上
であると耐摩耗性を劣化させる。If b is 0.04 or less, the toughness will deteriorate, and if b is 0.5 or more, the wear resistance will deteriorate.

第２図においては、ＥＦＧＨで囲まれた領域内が本発明
範囲であるが好才しくは更に限定された領域Ｅ’Ｆ Ｇ
’Ｈ’内にある。In FIG. 2, the scope of the present invention is within the area surrounded by EFGH, but preferably a further limited area E'F G
It is within 'H'.

Ｎ／Ｃ＋Ｎが０．４２以上のときは焼結性を害し、０．
０４以下では窒素の効果が無くなり、ｂが０．０４以下
であると靭性劣化し、ｂが０．５０以上では耐摩耗性が
劣化する。When N/C+N is 0.42 or more, sinterability is impaired, and 0.
If b is less than 0.04, the effect of nitrogen is lost, if b is less than 0.04, the toughness deteriorates, and if b is more than 0.50, the wear resistance deteriorates.

硬質相を結合する金属結合相は、鉄族金属の１種又は２
種以上３〜２５係であり、３係以下では合金が脆く、２
５係以上は耐摩耗性が低下する。The metal binding phase that binds the hard phase is one or two iron group metals.
If the ratio is 3 to 25, the alloy will be brittle and the ratio will be 2 to 25.
When the ratio is 5 or more, the wear resistance decreases.

鉄族金属は、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅより選択される。The iron group metal is selected from Co, Ni, and Fe.

また金属結合相にはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎ、ｂ、Ｔ
ａ。In addition, the metal bonding phase includes Ti, Zr, Hf, V, N, b, and T.
a.

Ｃｒ ｒ Ｍｏ ｔ ＶＶ＋ Ｃｒ Ｎ ｐ Ｏの硬質
相形成元素が含有されるのは当然のことである。It is a matter of course that the hard phase forming element Cr r Mo t VV+ Cr N p O is contained.

以上のように本発明は、原料として酸化物、炭酸化物、
酸窒化物、炭酸窒化物を用い、焼結法としてＣＯガス焼
結を行ない、脱酸素の防止および／もしくは酸素富化さ
せているが、酸素の含有していない完粉をＣＯガス焼結
することによっても合金中に酸素を含有させることがで
きる。As described above, the present invention uses oxides, carbonates,
CO gas sintering is performed as a sintering method using oxynitrides and carbonitrides to prevent deoxidation and/or enrich oxygen, but the finished powder that does not contain oxygen is sintered with CO gas. Oxygen can also be incorporated into the alloy.

またＣＯガス圧を０．０１〜３００ Ｔｏｒｒの範囲と
したのは、 ０．０１ Ｔｏｒｒｏ下では酸素がＣ０２
ｃＯ２ガスとして放出されやすくなり、３００ Ｔｏｒ
ｒｏ上では浸炭が激しくなり、炭素量の変動が大きくな
るからである。The reason why the CO gas pressure was set in the range of 0.01 to 300 Torr is that under 0.01 Torr, oxygen becomes CO2
It is easily released as cO2 gas, and the temperature is 300 Torr.
This is because carburization becomes more intense on ro, and the fluctuation in carbon content increases.

本発明の合金の応用は実施例の記載にとどまらず、切削
工具のみならず、ペンボール、耐摩工具、ダイス、耐摩
部品（アペックスシール）、装飾品等にも使用できる。Applications of the alloy of the present invention are not limited to the description of the embodiments, and can be used not only for cutting tools but also for pen balls, wear-resistant tools, dies, wear-resistant parts (apex seals), ornaments, etc.

実施例 １ 市販のＴｉＣ粉末、ＴｉＮ粉末（ＴｉＣ，ＴｉＮは便宜
上の表示で、実際はＴｉ／Ｃ，Ｎ比は状態図より明らか
なように変動する。Example 1 Commercially available TiC powder and TiN powder (TiC and TiN are indicated for convenience; in reality, the Ti/C and N ratios vary as is clear from the phase diagram.

以下同様）、ＷＣ粉末、Ｍｏ２Ｃ粉末及びＴｉＯ粉床と
ＴｉＣ粉末から作成した’ｌ’ ｉ （Ｃ□、５０ｏ、
５ ）粉床、ＴｉＯ粉床とＴｉＮＩ床から作成したＴ
ｉ （Ｎｏ、５０゜、５ ）粉末、ならびにＮｉ粉末、
Ｃｏ粉末、ＴａＮ粉床とを用いて第１表の組成で配合し
第２表の硬質相組成とした。(same below), 'l' i (C□, 50o,
5) T made from powder bed, TiO powder bed and TiNI bed
i (No, 50°, 5) powder, and Ni powder,
Co powder and TaN powder bed were blended according to the composition shown in Table 1 to obtain the hard phase composition shown in Table 2.

これを直径１０ｍｍのＴｉｃ−Ｎｉ−Ｍｏ成氷ボール用
い１８−８ステンレス内張ポツトによりアセトンを加え
て、湿式ボールミルで９６時間混合した。Acetone was added to this using a 18-8 stainless steel lined pot using a Tic-Ni-Mo ice ball with a diameter of 10 mm, and the mixture was mixed in a wet ball mill for 96 hours.

この混合粉末に対し、カンファーを３係加え、２ｔ／ｃ
ｒＡで型押した。To this mixed powder, add 3 parts of camphor, 2t/c
Embossed with rA.

この型押体を１２００℃までは１０−３關Ｈｇの真空下
にし、１２００℃から１３８０℃までをＣＯガス分圧５
０ Ｔｏｒｒに保持し、その後、真空下で１３８０℃で
６０分焼成して合金を作成した。This embossed body was placed under a vacuum of 10-3 Hg up to 1200°C, and under a CO gas partial pressure of 5 from 1200°C to 1380°C.
The alloy was maintained at 0 Torr and then fired at 1380° C. for 60 minutes under vacuum to create an alloy.

得られた合金の機械的特性、分析酸素量を第３表に示す
。Table 3 shows the mechanical properties and analyzed oxygen content of the obtained alloy.

また切削性能を第４表に示す。Further, the cutting performance is shown in Table 4.

実施例 ２ 市販（７） Ｔ ｉ Ｃ粉末、ＴｉＮ粉禾、ＷＣ粉末、
Ｍｏ２Ｃ粉末及びＮｉ粉末、Ｃｏ粉床とを用いて第５表
の組成で配合し第６表の硬質相配合組成とした。Example 2 Commercially available (7) TiC powder, TiN powder, WC powder,
Mo2C powder, Ni powder, and Co powder bed were blended according to the composition shown in Table 5 to obtain the hard phase composition shown in Table 6.

これを直径１０ｍｒＩＬのＴｉＣ−Ｎｉ−Ｍｏ製ボール
を用い１８−８ステンレス内張ポツト（こよりアセトン
を加えて、湿式ボールで９６時間混合した。Acetone was added to the mixture using a TiC-Ni-Mo ball with a diameter of 10 ml in an 18-8 stainless steel lined pot, and the mixture was mixed in a wet ball for 96 hours.

この混合粉末に対してカンファーを３係加え、２ｔ／ｄ
で型押した。Add 3 parts of camphor to this mixed powder, 2t/d
Embossed with.

この型押体を１２００℃まで１０−３ｍｖｔＨｇの真空
下にし、１２００℃から１３８０°ＣまでをＣＯガス分
圧２００ Ｔｏｒｒに保持し、その後、真空下で１３８
０°Ｃで６０分焼成して、冷却時にＣＯガス分圧２５０
Ｔｏｒｒ分圧にして合金を作成した。This stamped body was heated to 1200°C under a vacuum of 10 −3 mvtHg, maintained at a CO gas partial pressure of 200 Torr from 1200°C to 1380°C, and then heated under vacuum at 138 mvtHg.
Baked at 0°C for 60 minutes, and when cooled the CO gas partial pressure was 250.
The alloy was prepared under a partial pressure of Torr.

第７表にＣＯガス焼結による硬質相合金組成を示す。Table 7 shows the hard phase alloy composition obtained by CO gas sintering.

得られた合金の機械的特性、分析酸素量を第８表に示す
。Table 8 shows the mechanical properties and analyzed oxygen content of the obtained alloy.

また切削性能を第９表に示す。Further, the cutting performance is shown in Table 9.

第９表 テスト条件 ○耐摩耗性テスト： ＳＣＭ３Ｑ、 Ｖ＝２００ ｍ／
ｍ１ｙｔ、 ｄ＝１．５ｍｍ、 ｆ ＝０．３６ｍｍ１
ｒｅｖ 。Table 9 Test conditions ○ Wear resistance test: SCM3Q, V=200 m/
m1yt, d=1.5mm, f=0.36mm1
rev.

Ｔ＝１５ｍＩＡ Ｏ耐塑性変形性テスト： ＳＫ５ 、 Ｖ＝２００ｍ１
ｍ１ｎ、 ｄ＝１．５ｍｍ、 ｆ＝０．３６ｍｗ／ ｒ
ｅｖ 。T=15mIA O plastic deformation resistance test: SK5, V=200m1
m1n, d=1.5mm, f=0.36mw/r
ev.

Ｔ＝１０ｍｖｔ Ｏ耐熱疲労靭性テストニＳＣＭ３Ｑ 、 Ｖ＝１５０
ｍ／ｍｉｎ、 ｄ ＝ １．５ｍｍ 。T=10mvt O heat resistance fatigue toughness test Ni SCM3Q, V=150
m/min, d = 1.5mm.

ｆ ＝ ０．５９ｍｍ、／ ｒｅｖ 、 Ｔ ＝欠ける
まで実施例 ３ 市販のＴｉＣ粉末、ＴｉＮ粉床、ＷＣ粉末、Ｍｏ２Ｃ粉
末、ＺｒＣ粉末、ＨｆＣ粉床、ＮｂＣ粉床、Ｃｒ３Ｃ２
粉床、ＴｉＯ粉床とＴｉＮ粉床とＴｉＣ粉末から作成し
たＴｉ（ＣＮＯ）粉末、ＴｉＯ粉末とＴｉＮ粉床とＴａ
Ｎ粉床から作成した（ＴｉＴａ）（ＮＯ）粉末、ならび
にＮｉ粉末、Ｃｏ粉末、ＴａＮ粉末、ＴａＣ粉末とを用
いて第１０表の組成で配合し、第１１表の硬質相組成と
した。f = 0.59 mm, / rev, T = until chipped Example 3 Commercially available TiC powder, TiN powder bed, WC powder, Mo2C powder, ZrC powder, HfC powder bed, NbC powder bed, Cr3C2
Powder bed, Ti(CNO) powder made from TiO powder bed, TiN powder bed, and TiC powder, TiO powder, TiN powder bed, and Ta
(TiTa)(NO) powder prepared from the N powder bed, as well as Ni powder, Co powder, TaN powder, and TaC powder were blended in the composition shown in Table 10 to obtain the hard phase composition shown in Table 11.

これを直径１０ｍｍのＴ ｉ Ｃ−Ｎ ｉ−Ｍｏ製ボー
ルを用い１８−８ステンレス内張ポツトによりアセトン
を加えて、湿式ボールミルで９６時間混合した。Acetone was added to this using a TiC-Ni-Mo ball with a diameter of 10 mm through an 18-8 stainless steel lined pot, and the mixture was mixed in a wet ball mill for 96 hours.

この混合粉末に対してカンファーを３チ加え、２ｔ、／
ｉで型押した。Add 3 tons of camphor to this mixed powder, 2 tons/
Embossed with i.

この型押体を１３８０℃で６０分真空下で焼成して合金
を作成した。This stamped body was fired at 1380° C. for 60 minutes under vacuum to create an alloy.

得られた合金の機械的特性、分析酸素量を第１２表に示
す。Table 12 shows the mechanical properties and analyzed oxygen content of the obtained alloy.

また切削性能を第１３表に示す。Further, the cutting performance is shown in Table 13.

テスト条件 ０耐摩耗性テスト：８６Ｍ３ｏ、■−２００ｍ／ｍｖｔ
、ｄニ１．５ｍｎ。Test condition 0 wear resistance test: 86M3o, -200m/mvt
, dni 1.5mn.

ｆ ＝ ０．３６ｍｍ／ ｒｅｖ 、 Ｔ＝ １５ｍｖ
ｔＯ耐塑性変形性テスト： ＳＫ５ 、 Ｖ＝２００
ｍ／ｍｊ！Ｌ、 ｄ＝１．５ｍｍ。f=0.36mm/rev, T=15mv
tO plastic deformation resistance test: SK5, V=200
m/mj! L, d=1.5mm.

ｆ ＝０．３６ｍｍ／ ｒｅｖ 、 Ｔ＝ １０ｍｉ！
ｌＯ耐熱疲労靭性テスｒ ： ＳＣＭ３（ａ、 Ｖ＝１
５０ｍ、／ｍｉ！ｌ、 ｄ＝１．５ｍｍ。f=0.36mm/rev, T=10mi!
lO thermal fatigue toughness test r: SCM3 (a, V=1
50m, /mi! l, d=1.5mm.

ｆ ＝０．５９ｍｍ、／ ｒｅｖ 、 Ｔ＝欠けるまで
実施例 ４ 下記の第１４表は１合金置換物の数種を総合した粗相物
から形成された多数の工具類の硬質相総組酸である。f = 0.59 mm, / rev, T = until chipping Example 4 Table 14 below shows the hard phase composition of a number of tools formed from a coarse phase composite of several types of one alloy substitution.

テスト条件 ０耐摩耗性テスト： ＳＣＭ３Ｑ、Ｖ＝２００ｍ／ｍｍ
、ｄ＝１．５ｍｍ。Test condition 0 wear resistance test: SCM3Q, V=200m/mm
, d=1.5mm.

ｆ＝０．３６ｒｎｙｒｔ／ ｒｅｖ 、 Ｔ＝１５″１
立０耐塑性誉形性テスト： Ｓ Ｋ５ 、 Ｖ＝２００
ｍ／ｍｌ！ｌ、 ｄ＝ １．５ｍｍ。f=0.36rnyrt/rev, T=15″1
Standing 0 plasticity resistance test: S K5, V=200
m/ml! l, d=1.5mm.

ｆ ＝０．３６ｍｒｎ／ ｒｅｖ 、 Ｔ＝ｌ Ｏｍｉ
！１０耐熱疲労靭耐熱疲労靭性テスト券） ＳＣＭ３（
８１，Ｖ＝１５０ｍ／ｍＵＩｄ＝１．５ｍｍ、 ｆ＝０
．５９ｍｖｔ／ｒｅｖ 。f=0.36mrn/rev, T=l Omi
! 10 Heat Resistant Fatigue Toughness Heat Resistant Fatigue Toughness Test Card) SCM3 (
81, V=150m/mUId=1.5mm, f=0
．． 59mvt/rev.

Ｔ＝欠けるまでT = until it breaks

【図面の簡単な説明】[Brief explanation of drawings]

第１図は硬質相の総組酸を （（Ｊａ族金属） ａ （Ｖｌａ族金属）ｂ）（ＣｕＮ
ｖＯＷ）２ と表わした場合、縦軸のモル分率Ｗを、横
軸がＶｉａ族金属のモル分率すを示す。 第２図は硬質相の総組酸を （Ｃ１Ｖａ族金属）ａ（Ｖｉａ族金属）ｂ）（ＣｕＮｖ
ＯＷ）２と表わした場合、縦軸がＮ／Ｃ’＋Ｎを、横軸
がＶｉａ族金７ンのモル分率すを示す。Figure 1 shows the total acid composition of the hard phase ((Ja group metal) a (Vla group metal) b) (CuN
When expressed as vOW)2, the vertical axis represents the mole fraction W, and the horizontal axis represents the mole fraction of the Via group metal. Figure 2 shows the total acid composition of the hard phase (C1Va group metal) a (Via group metal) b) (CuNv
When expressed as OW)2, the vertical axis shows N/C'+N, and the horizontal axis shows the molar fraction of Via group gold 7.

Claims (1)

【特許請求の範囲】 Ｉ Ｂｌ型固溶体硬質相と金属結合相とから成る合金
であって硬質相を形成するための金属成分としてＩＶａ
族金属のＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆのうち１種又は２種以上とＶ
Ｉａ族金属のＷ、Ｍｏ 、Ｃｒのうち１種又は２種以上
を有し、非金属成分はＣとＮと０からなり、硬質相の総
組成が第１図における領域ＡＢＣＤ、および第２図にお
ける領域Ｅ Ｆ ＧＨ内にあって、しかも硬質相の総組
成を原子比で（（第１Ｖａ族金属）ａ （第１Ｖａ族金
属）ｂ）（ＣＮＯ） と表わすと、ａ、ｂ、ｕ、ｖ、
ｗの間にａ＋ｂ＝１．０．５≦ａ≦０．９６ 、０．０
４≦ｂ≦０．５０ 、ｕ＋ｖ＋ｗ＝１の関係があり、１
゜ｖ、ｗ、ｚの範囲は ０．４９≦Ｕ≦０．９５ ０．０４≦Ｖ≦０．３６ ０．０１≦Ｗ≦０．２０ ０．８０≦２≦１．０５ でありさらに前記金属結合相
は鉄族の金属であって、合金全体を１００重量係とした
とき、この中における結合金属量が３〜２５重量係であ
ることを特徴とする焼結硬質合金１゜ ２ Ｔｉが硬質相の金属成分の２０モル係以上９０モ
ル係以下よりなる特許請求の範囲第１項記載の焼結硬質
合金。 ３ 硬質相の総組成が第１図における領域Ａ’ＢＣ’び
第２図における領域Ｅ’Ｆ Ｇ’Ｈ’内にある特許請求
の範囲第１項、又は第２項記載の焼結硬質合金。 ４ 昇温、焼結、冷却過程の一部又は全部の過程で断続
的もしくは連続的にＣＯガス分圧を０．０１〜３００ト
ル（Ｔｏｒｒ）に保持することにより合金の脱酸素の防
止および／もしくは酸素富化を行わせ合金中に酸素を含
有せしめることを特徴とするＢｌ型固溶体硬質相と金属
結合相とから成る合金であって硬質相を形成するための
金属成分として■ａ族金属のＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆのうち１
種又は２種以上とＶＩａ族金属のＷ、Ｍｏ 、Ｃｒのう
ち１種又は２種以上を有し、非金属成分はＣとＮとＯか
らなり、硬質相の総組成が第１図における領域ＡＢＣＤ
、および第２図における領域Ｅ Ｆ ＧＨ内にあって、
しかも硬質相の総組成を原子比で（（第Ｎａ族金属）〆
第１Ｖａ族金属）ｂ）（ＣｕＮｖＯＷ）２と表わすと、
ａ、ｂ、ｕ、ｖ、ｗの間にａ 十ｂ ＝１．０．５≦ａ
≦０．９６ 、０．０４≦ｂ≦Ｑ、５０．ｕ＋ｖ＋ｗ＝
１の関係があり、ｕ、ｖ、ｗ、ｚの範囲は ０．４９≦Ｕ≦０．９５ ０．０４≦Ｖ≦０．３６ ０．０１≦Ｗ≦０．２０ ０．８０≦２≦１．０５でありさらに前記金属結合相は
鉄族の金属であって、合金全体を１００重量％へしたと
き、この中における結合金属量が２〜２５重量係である
焼結硬質合金の製造方法。 ５ Ｔｉが硬質相の金属成分の２０モル係以上９０モ
ル係以下よりなる特許請求の範囲第４項記載の焼結硬質
合金の製造方法。 ６ 硬質相の総組酸が第１図における領域Ａ’ＢＣ’び
第２図Ｏこおける領域Ｅ’Ｆ Ｇ’Ｈ’内にある特許請
求の範囲第４項、又は第５項記載の焼結硬質合金の製造
方法。 ７ 炭化物、窒化物とともにＴｉ０ｈ（たゾし、０．８
０≦ｈ≦ｉ、５）、Ｔｉ（Ｃｅ、０ ）ｈ（たゾし、
０．０５≦ｅ≦０．９５ 、０．０５≦ｇ≦０．９５０
．８０≦ｈ≦１．５）、Ｔｉ（Ｎｆ、０ ）ｈ。 （たゾし、０．０５≦ｆ≦Ｑ、９５ 、０．０５≦ｇ≦
０゜０．９５ 、０．８０≦ｈ≦１．５である）Ｔｉ（
Ｃｏ。 Ｎｆ、０．）ｈ粉（たゾし、ｅ＋ｆ＋ｇ＝１゜０．０５
≦ｅ≦０．９５ 、０．０５≦ｆ≦０．９５゜０．０５
≦ｇ≦０．９５ 、０．８０≦ｈ≦１．５である）を１
種又は２種以上混合し、焼結すること（こより、合金に
酸素を含有せしめた特許請求の範囲第４項、第５項、又
は第６項記載の焼結硬質合金の製造方法。[Claims] An alloy consisting of an I Bl type solid solution hard phase and a metal binder phase, in which IVa is used as a metal component to form the hard phase.
One or more of group metals Ti, Zr, and Hf and V
It contains one or more of Group Ia metals W, Mo, and Cr, the nonmetallic components are C, N, and 0, and the total composition of the hard phase is in the area ABCD in Figure 1 and in Figure 2. If the total composition of the hard phase is expressed as ((First Va group metal) a (First Va group metal) b) (CNO) in the region E ,
Between w a+b=1.0.5≦a≦0.96, 0.0
There is a relationship of 4≦b≦0.50, u+v+w=1, and 1
The ranges of ゜v, w, and z are 0.49≦U≦0.95, 0.04≦V≦0.36, 0.01≦W≦0.20, 0.80≦2≦1.05, and the metal Sintered hard alloy 1゜2 Ti is hard, characterized in that the binder phase is an iron group metal, and the amount of bonded metal in this is 3 to 25 parts by weight when the whole alloy is taken as 100 parts by weight. 2. The sintered hard alloy according to claim 1, wherein the metal component of the phase has a molar ratio of 20 or more and 90 or less. 3. The sintered hard alloy according to claim 1 or 2, wherein the total composition of the hard phase is within the region A'BC' in FIG. 1 and the region E'F G'H' in FIG. . 4. Preventing deoxidation of the alloy and/or by maintaining the CO gas partial pressure at 0.01 to 300 Torr intermittently or continuously during part or all of the heating, sintering, and cooling processes. Or an alloy consisting of a Bl-type solid solution hard phase and a metal binder phase characterized by oxygen enrichment and inclusion of oxygen in the alloy, in which the metal component for forming the hard phase is a group A metal. 1 of Ti, Zr, Hf
and one or more of group VIa metals W, Mo, and Cr, the nonmetallic components are C, N, and O, and the total composition of the hard phase is in the region shown in FIG. ABCD
, and within the region E F GH in FIG.
Moreover, if the total composition of the hard phase is expressed in atomic ratio as ((group Na metal)〆group 1 Va metal)b)(CuNvOW)2,
a, b, u, v, w between a 10b = 1.0.5≦a
≦0.96, 0.04≦b≦Q, 50. u+v+w=
There is a relationship of 1, and the range of u, v, w, z is 0.49≦U≦0.95 0.04≦V≦0.36 0.01≦W≦0.20 0.80≦2≦1 .05, and the metal binding phase is an iron group metal, and the amount of the binding metal in the total alloy is 2 to 25% by weight when the total weight of the alloy is 100%. 5. The method for producing a sintered hard alloy according to claim 4, wherein Ti is a metal component of the hard phase having a molar proportion of 20 to 90 molar proportions. 6. The sintering method according to claim 4 or 5, in which the total acid of the hard phase is within the region A'BC' in FIG. 1 and the region E'F G'H' in O in FIG. A method for producing hardened alloys. 7 Along with carbides and nitrides, Ti0h (tazoshi, 0.8
0≦h≦i, 5), Ti(Ce, 0)h(tazoshi,
0.05≦e≦0.95, 0.05≦g≦0.950
．． 80≦h≦1.5), Ti(Nf,0)h. (Tazoshi, 0.05≦f≦Q, 95, 0.05≦g≦
0°0.95, 0.80≦h≦1.5) Ti(
Co. Nf, 0. )h flour (tazoshi, e+f+g=1゜0.05
≦e≦0.95, 0.05≦f≦0.95゜0.05
≦g≦0.95, 0.80≦h≦1.5) is 1
A method for producing a sintered hard alloy according to claim 4, 5, or 6, wherein the alloy is made to contain oxygen by mixing one or more kinds and sintering the mixture.