JPS5823456B2 - 焼結硬質合金とその製造方法 - Google Patents
焼結硬質合金とその製造方法Info
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- JPS5823456B2 JPS5823456B2 JP53005580A JP558078A JPS5823456B2 JP S5823456 B2 JPS5823456 B2 JP S5823456B2 JP 53005580 A JP53005580 A JP 53005580A JP 558078 A JP558078 A JP 558078A JP S5823456 B2 JPS5823456 B2 JP S5823456B2
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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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
ｏ）（ＣＮ） を原料に用いることである。
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。
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。
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。
、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。
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。
有される製造法を発見した。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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 。
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 。
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。
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。
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。
性質をもっている。
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。
−１０の特性を生かした合金が得られる。
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。
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。
上記のものは原料としてＴｉｅ、Ｔｉ（Ｃｏ）。
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。
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。
原料としてＴｉをＶＩａ族金属で置換したものは使えな
い。
い。
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。
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。
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。
いて述べる。
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。
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。
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。
方または任意の比率の二種以上の金属を示す。
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。
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。
次に硬質相の非金属成分について述べると、Ｕ。
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。
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。
０．３６以上であると焼結性が悪くなる。
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。
、０．２０以上であると焼結性が悪くなる。
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。
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。
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。
ｒｅｅ Ｃａｒｂｏｎ が存在するが、１．０５までは
性能上問題がない。
本発明の硬質相の総組成の領域を第１図、第２図に示す
。
。
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。
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。
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。
であると、酸素を含有した効果がない。
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。
であると耐摩耗性を劣化させる。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
鉄族金属は、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅより選択される。
また金属結合相にはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎ、ｂ、Ｔ
ａ。
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。
相形成元素が含有されるのは当然のことである。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
ｒＡで型押した。
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。
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。
得られた合金の機械的特性、分析酸素量を第３表に示す
。
。
また切削性能を第４表に示す。
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。
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。
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。
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。
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。
で型押した。
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。
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。
第７表にＣＯガス焼結による硬質相合金組成を示す。
得られた合金の機械的特性、分析酸素量を第８表に示す
。
。
また切削性能を第９表に示す。
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 。
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 。
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 。
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。
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。
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。
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。
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。
ｉで型押した。
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。
を作成した。
得られた合金の機械的特性、分析酸素量を第１２表に示
す。
す。
また切削性能を第１３表に示す。
テスト条件
０耐摩耗性テスト：８６Ｍ３ｏ、■−２００ｍ／ｍｖｔ
、ｄニ１．５ｍｎ。
、ｄニ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。
ｔＯ耐塑性変形性テスト： 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。
ｌＯ耐熱疲労靭性テス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。
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。
テスト条件
０耐摩耗性テスト： ＳＣＭ３Ｑ、Ｖ＝２００ｍ／ｍｍ
、ｄ＝１．５ｍｍ。
、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。
立０耐塑性誉形性テスト： 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 。
！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 。
Ｔ＝欠けるまで
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。
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。
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。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP53005580A JPS5823456B2 (ja) | 1978-01-21 | 1978-01-21 | 焼結硬質合金とその製造方法 |
| DE2902139A DE2902139C2 (de) | 1978-01-21 | 1979-01-19 | Gesintertes Hartmetall und Verfahren zu dessen Herstellung |
| FR7901316A FR2423546B1 (fr) | 1978-01-21 | 1979-01-19 | Metaux durs frittes et leur procede de fabrication |
| GB7902257A GB2015574B (en) | 1978-01-21 | 1979-01-22 | Sintered metals and the method for producing the same |
| US07/267,644 US4973355A (en) | 1978-01-21 | 1988-10-31 | Sintered hard metals and the method for producing the same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP53005580A JPS5823456B2 (ja) | 1978-01-21 | 1978-01-21 | 焼結硬質合金とその製造方法 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP56042704A Division JPS5839221B2 (ja) | 1981-03-23 | 1981-03-23 | 焼結硬質合金とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5499018A JPS5499018A (en) | 1979-08-04 |
| JPS5823456B2 true JPS5823456B2 (ja) | 1983-05-16 |
Family
ID=11615163
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP53005580A Expired JPS5823456B2 (ja) | 1978-01-21 | 1978-01-21 | 焼結硬質合金とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5823456B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5850495B2 (ja) * | 2011-11-21 | 2016-02-03 | 国立研究開発法人産業技術総合研究所 | 高硬度・高靱性サーメット |
| CN107619981B (zh) * | 2017-08-23 | 2019-06-18 | 安泰天龙（宝鸡）钨钼科技有限公司 | 一种含硼的碳化钨铜合金及制备方法 |
-
1978
- 1978-01-21 JP JP53005580A patent/JPS5823456B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5499018A (en) | 1979-08-04 |
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