JPH0617533B2 - 切削工具用サ−メツトチツプ - Google Patents
切削工具用サ−メツトチツプInfo
- Publication number
- JPH0617533B2 JPH0617533B2 JP61271708A JP27170886A JPH0617533B2 JP H0617533 B2 JPH0617533 B2 JP H0617533B2 JP 61271708 A JP61271708 A JP 61271708A JP 27170886 A JP27170886 A JP 27170886A JP H0617533 B2 JPH0617533 B2 JP H0617533B2
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- JP
- Japan
- Prior art keywords
- iii
- phase
- molar ratio
- tic
- hard
- 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 - Lifetime
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- Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は切削工具に用いられるサーメツトチツプに関す
る。
る。
（従来の技術） 従来、TiCもしくはTi(C,N)基サーメツトは、WC基合金に
比べ、原料が安価であること、耐酸化性が優れてい
るために、工具が高温にさらされる高速切削に於いても
酸化による工具の変質を受け難いこと、化学的に安定
であるため、被削材との親和性に基づく摩耗が極めて抑
制される等等から切削工具として注目されているが、
(1)機械的靱性、(2)耐熱疲労靱性に乏しく欠損し易い、
(3)高温高圧下での耐塑性変形性が劣るため、重切削や
高硬度材の切削では刃先の温度が高くなるので、変形が
著しくなり切削に耐えられなくなる。等等の理由により
その使用範囲は限定されているのが現状である。
比べ、原料が安価であること、耐酸化性が優れてい
るために、工具が高温にさらされる高速切削に於いても
酸化による工具の変質を受け難いこと、化学的に安定
であるため、被削材との親和性に基づく摩耗が極めて抑
制される等等から切削工具として注目されているが、
(1)機械的靱性、(2)耐熱疲労靱性に乏しく欠損し易い、
(3)高温高圧下での耐塑性変形性が劣るため、重切削や
高硬度材の切削では刃先の温度が高くなるので、変形が
著しくなり切削に耐えられなくなる。等等の理由により
その使用範囲は限定されているのが現状である。
（発明が解決しようとする問題点） 本発明は前記のように、Ti(C,N)基サーメツトの優れた
特性である(酸化、溶着が原因となる）耐摩耗性を低下
させることなく、耐欠損性を向上させたチツプを提供す
ることを目的とするものである。
特性である(酸化、溶着が原因となる）耐摩耗性を低下
させることなく、耐欠損性を向上させたチツプを提供す
ることを目的とするものである。
（問題点を解決するための手段） 本発明者らは上記の問題点を解決するために種種検討の
結果、(1)従来のTiC基サーメツト材質に於いて粒子成長
抑制効果があり、結合相との濡れ性を向上させるMo2C
（及びMo金属）を添加することにより、TiC粒子の周辺
に析出する脆い相（Moリツチ相）が切削に於ける耐欠損
性に悪影響を及ぼす点、及び(2)TiN基サーメツトはTiN
自身TiCに比べ強度、硬度が劣るにもかかわらず、Mo2C
とTiNが殆んど固溶し合わないため、周辺に脆い相が析
出し難く、又TiN自身がTiCに比べ粒成長し難いため、切
削に於いてはTiC基サーメツトに比べ、耐欠損性が優れ
ている点、及び(3)TiC，Ti(C,N)を硬質分散相の主体と
したサーメツトを強化する目的で、かなり以前から各々
の硬質分散相成分（IVａ，Ｖａ族遷移金属の炭化物、窒
化物、炭窒化物、VIａ族遷移金属の炭化物など）を固溶
体処理した後、結合相（鉄族金属など）と混合し焼結体
を作製することにより、焼結性の改善（硬質分散相と結
合相との濡れ性の向上）、粒成長の抑制、硬質分散相組
成成分の均一化（２重構造を呈しない粒子）が計られて
いる。
結果、(1)従来のTiC基サーメツト材質に於いて粒子成長
抑制効果があり、結合相との濡れ性を向上させるMo2C
（及びMo金属）を添加することにより、TiC粒子の周辺
に析出する脆い相（Moリツチ相）が切削に於ける耐欠損
性に悪影響を及ぼす点、及び(2)TiN基サーメツトはTiN
自身TiCに比べ強度、硬度が劣るにもかかわらず、Mo2C
とTiNが殆んど固溶し合わないため、周辺に脆い相が析
出し難く、又TiN自身がTiCに比べ粒成長し難いため、切
削に於いてはTiC基サーメツトに比べ、耐欠損性が優れ
ている点、及び(3)TiC，Ti(C,N)を硬質分散相の主体と
したサーメツトを強化する目的で、かなり以前から各々
の硬質分散相成分（IVａ，Ｖａ族遷移金属の炭化物、窒
化物、炭窒化物、VIａ族遷移金属の炭化物など）を固溶
体処理した後、結合相（鉄族金属など）と混合し焼結体
を作製することにより、焼結性の改善（硬質分散相と結
合相との濡れ性の向上）、粒成長の抑制、硬質分散相組
成成分の均一化（２重構造を呈しない粒子）が計られて
いる。
確かに焼結性の改善、粒成長の抑制に対しては、若干の
効果が認められるが、硬質分散相組成成分の（完全な）
均一化は、サーメツトの焼結のメカニズムからして不可
能なことである。
効果が認められるが、硬質分散相組成成分の（完全な）
均一化は、サーメツトの焼結のメカニズムからして不可
能なことである。
つまりサーメツトに於いては、各組成成分が固溶−容積
−析出という過程を経て焼結するので、完全に固溶体化
処理された硬質分散相の成分に於いても、その性質の違
いにより、析出の形態が異なるため、焼結体に於いて
は、完全な均一相にはなり得ない。また、硬質分散相が
すべて固溶−溶解するわけではないから、固溶−溶解−
析出を経た相とそうでない相の組成は、当然異なるの
で、必ず２重構造を呈するようになるという点（以上３
点）からTiC〔もしくはTi(C,N)〕基サーメツトの耐欠損
性を向上させるためには、TiCもしくはTi(C,N)を主体と
した粒子周辺に析出する脆い相の耐欠損性に及ぼす影響
をより少なくすることが有効な手段であるという視点に
立ち、これを行なうべく鋭意研究の結果、下記(i)(ii)
に示したTi(C,N)基サーメツトは、従来のTiC〔もしくは
Ti(C,N)〕基サーメツトの持つ優れた特性である（酸
化、溶着が原因となる）耐摩耗性を低下させることな
く、（機械的、熱疲労的な靱性、高温での耐塑性変形性
などに左右される）耐欠損性を向上させるという知見を
得た。
−析出という過程を経て焼結するので、完全に固溶体化
処理された硬質分散相の成分に於いても、その性質の違
いにより、析出の形態が異なるため、焼結体に於いて
は、完全な均一相にはなり得ない。また、硬質分散相が
すべて固溶−溶解するわけではないから、固溶−溶解−
析出を経た相とそうでない相の組成は、当然異なるの
で、必ず２重構造を呈するようになるという点（以上３
点）からTiC〔もしくはTi(C,N)〕基サーメツトの耐欠損
性を向上させるためには、TiCもしくはTi(C,N)を主体と
した粒子周辺に析出する脆い相の耐欠損性に及ぼす影響
をより少なくすることが有効な手段であるという視点に
立ち、これを行なうべく鋭意研究の結果、下記(i)(ii)
に示したTi(C,N)基サーメツトは、従来のTiC〔もしくは
Ti(C,N)〕基サーメツトの持つ優れた特性である（酸
化、溶着が原因となる）耐摩耗性を低下させることな
く、（機械的、熱疲労的な靱性、高温での耐塑性変形性
などに左右される）耐欠損性を向上させるという知見を
得た。
(i) TiC，NbCは炭化物中比較的低硬度（各々Hv１５５
０，２０５０Kg/mm2）で結合相との溶解度が比較的低い
という特性をもつが、焼結過程でTi(C,N)，WC，Mo2Cな
どとＢ１型複合炭窒化物を生成し、従来のTiC〔もしく
はTi(C,N)〕基サーメツトの欠点である（機械的、熱疲
労的な靱性、高温での耐塑性変形性などに左右される）
耐欠損性を向上させる。
０，２０５０Kg/mm2）で結合相との溶解度が比較的低い
という特性をもつが、焼結過程でTi(C,N)，WC，Mo2Cな
どとＢ１型複合炭窒化物を生成し、従来のTiC〔もしく
はTi(C,N)〕基サーメツトの欠点である（機械的、熱疲
労的な靱性、高温での耐塑性変形性などに左右される）
耐欠損性を向上させる。
(ii) WCはTiC〔もしくはTi(C,N)〕基サーメツトへの添
加により、耐クレータ摩耗性などを低下させるが、機械
的、熱的な耐衝撃欠損性を向上させる。
加により、耐クレータ摩耗性などを低下させるが、機械
的、熱的な耐衝撃欠損性を向上させる。
又、WC，Mo2C共に硬質分散相の粒成長抑制効果を発揮
し、鉄族金属のTiを含む（Tiを主体にした）Ｂ１型複合
炭窒化物への濡れ性を向上させる。
し、鉄族金属のTiを含む（Tiを主体にした）Ｂ１型複合
炭窒化物への濡れ性を向上させる。
つまり、直接（TiCもしくはTi(C,N)を主体とした）粒子
の周辺に析出した相がどれ程強化されるかを測定するこ
とは（現在の技術レベルでは）不可能であるが、本発明
により定められた組成配合により（TiCもしくはTi(C,N)
を主体とした）粒子の周辺に析出した相の形態、固溶状
態などが（強度面で）改善され、上記の如く切削性能の
向上に結ぶつけ得るものと推測したものである。
の周辺に析出した相がどれ程強化されるかを測定するこ
とは（現在の技術レベルでは）不可能であるが、本発明
により定められた組成配合により（TiCもしくはTi(C,N)
を主体とした）粒子の周辺に析出した相の形態、固溶状
態などが（強度面で）改善され、上記の如く切削性能の
向上に結ぶつけ得るものと推測したものである。
次に本発明に係るサーメツトチツプの組成について詳述
する。
する。
Ａ．硬質分散相７５〜９５重量％としたことは７５重量
％未満では相対的に結合相の含有量が多くなり過ぎて、
耐摩耗性が低下し、所望の性能が得られなくなり、又９
５重量％を超えると、脆化し所望の耐欠損性が得られな
くなるからである。…第１、第２の発明 又、硬質分散層中の各成分については以下のとおりであ
る。
％未満では相対的に結合相の含有量が多くなり過ぎて、
耐摩耗性が低下し、所望の性能が得られなくなり、又９
５重量％を超えると、脆化し所望の耐欠損性が得られな
くなるからである。…第１、第２の発明 又、硬質分散層中の各成分については以下のとおりであ
る。
(I) TiC＋TiNもしくはTi(C,N)に於いてN/(C+N)＝０．
０５〜０．６０（モル比） ０．０５未満ではTiNの有する優れた粒成長抑制作用が
十分に得られなくなり、従来のTiC基サーメツトと同じ
ように（TiCもしくはTi(C,N)を主体とした）粒子の周辺
に脆い相が厚く析出するため、耐欠損性の向上が計れな
くなる。
０５〜０．６０（モル比） ０．０５未満ではTiNの有する優れた粒成長抑制作用が
十分に得られなくなり、従来のTiC基サーメツトと同じ
ように（TiCもしくはTi(C,N)を主体とした）粒子の周辺
に脆い相が厚く析出するため、耐欠損性の向上が計れな
くなる。
０．６を超えると、硬質分散相全体のＣに対するＮの量
が相対的に多くなり過ぎて、焼成過程に於いて、Ｎ２の
分解発生が起つてボアや巣などの欠陥が発生するように
なる。又、原因は定かではないが、切削時に耐熱衝撃性
が低下するので、かえつて耐欠損性に悪影響を及ぼす。
…第１、第２の発明 (II) VCもしくはVN／硬質分散相＝０．０５〜３（モル
％）…第２の発明 VCもしくはVNをＴａＣ及び又はＮｂＣと共に添加するこ
とにより、硬質分散相の結合（スケルトン構造）を防止
するとともに、TiC＋TiNもしくはTi(C,N)に固溶し、Ti
(C,N)基サーメツトの機械的、熱的な耐欠損性を著るし
く向上させ、また硬度の上昇に寄与するため、耐摩耗性
をも向上させるが、その添加量が０．０５未満では、上
記の優れた特性を充分に発揮することができず、３を超
えると靱性が低下することと、焼結性が著しく悪くなる
ことからかえつて悪影響を及ぼすようになる。
が相対的に多くなり過ぎて、焼成過程に於いて、Ｎ２の
分解発生が起つてボアや巣などの欠陥が発生するように
なる。又、原因は定かではないが、切削時に耐熱衝撃性
が低下するので、かえつて耐欠損性に悪影響を及ぼす。
…第１、第２の発明 (II) VCもしくはVN／硬質分散相＝０．０５〜３（モル
％）…第２の発明 VCもしくはVNをＴａＣ及び又はＮｂＣと共に添加するこ
とにより、硬質分散相の結合（スケルトン構造）を防止
するとともに、TiC＋TiNもしくはTi(C,N)に固溶し、Ti
(C,N)基サーメツトの機械的、熱的な耐欠損性を著るし
く向上させ、また硬度の上昇に寄与するため、耐摩耗性
をも向上させるが、その添加量が０．０５未満では、上
記の優れた特性を充分に発揮することができず、３を超
えると靱性が低下することと、焼結性が著しく悪くなる
ことからかえつて悪影響を及ぼすようになる。
(III) WC及びMo2Cであつて、W/(W+Mo)＝０．１５〜
０．６（モル比）…第１，第２の発明 W/(W+Mo)が０．１５（モル比）未満では相対的にＷの量
が少なくなり過ぎて周辺相の強化に及ぼすWCの特性であ
る極めて高い靱性による効果が十分でなくなり、耐欠損
性が低下する。又０．６（モル比）を超えるとかえつて
硬度が低下して耐摩耗性に悪影響を及ぼす。
０．６（モル比）…第１，第２の発明 W/(W+Mo)が０．１５（モル比）未満では相対的にＷの量
が少なくなり過ぎて周辺相の強化に及ぼすWCの特性であ
る極めて高い靱性による効果が十分でなくなり、耐欠損
性が低下する。又０．６（モル比）を超えるとかえつて
硬度が低下して耐摩耗性に悪影響を及ぼす。
なお本発明（第１、第２の発明）に於ては(I)の金属成
分（Ti）と(II)の金属成分（Ta，Nb）と(III)の金属成
分（Ｗ，Mo）とが第１図に示す三元組成図に於て点，
，，を結ぶ４辺形区域内にあることが肝要であ
る。
分（Ti）と(II)の金属成分（Ta，Nb）と(III)の金属成
分（Ｗ，Mo）とが第１図に示す三元組成図に於て点，
，，を結ぶ４辺形区域内にあることが肝要であ
る。
なお(I)のTiC＋TiNもしくはTi(C,N)の金属成分（Ti）…
…ｉ (II)のTaC及び又はNbCの金属成分（Ta,Nb）……ii (III)のWC及びMo2Cの金属成分（Ｗ，Mo）……iii とするときに (a)i/(i+ii+iii)＝０．６〜０．９（モル比） (b)ii/(ii+iii)＝０．３〜０．６（モル比） とした理由は下記のとおりである。
…ｉ (II)のTaC及び又はNbCの金属成分（Ta,Nb）……ii (III)のWC及びMo2Cの金属成分（Ｗ，Mo）……iii とするときに (a)i/(i+ii+iii)＝０．６〜０．９（モル比） (b)ii/(ii+iii)＝０．３〜０．６（モル比） とした理由は下記のとおりである。
(a)について、０．６（モル比）未満では本発明の主旨
であるTi(C,N)基サーメツトの組成に比べ、相対的にTi
成分が少なくなり過ぎて、従来のTiC〔もしくはTi(C,
N)〕基サーメツトの持つ優れた特性である耐酸化性、耐
溶着性に基づく耐摩耗性を充分に発揮することができな
くなり、０．９（モル比）を超えると、Ta，Nb，Ｗ，Mo
の炭化物がTi(C,N)量に比べ相対的に少なくなり過ぎ
て、従来のTiC〔もしくはTi(C,N)〕基サーメツトで形成
される〔TiCもしくはTi(C,N)〕粒子の周辺に析出した相
に比べ、十分に強度の向上がなされた相を形成し難くな
り、切削に於ける耐欠損性に効果が現われ難くなる。
であるTi(C,N)基サーメツトの組成に比べ、相対的にTi
成分が少なくなり過ぎて、従来のTiC〔もしくはTi(C,
N)〕基サーメツトの持つ優れた特性である耐酸化性、耐
溶着性に基づく耐摩耗性を充分に発揮することができな
くなり、０．９（モル比）を超えると、Ta，Nb，Ｗ，Mo
の炭化物がTi(C,N)量に比べ相対的に少なくなり過ぎ
て、従来のTiC〔もしくはTi(C,N)〕基サーメツトで形成
される〔TiCもしくはTi(C,N)〕粒子の周辺に析出した相
に比べ、十分に強度の向上がなされた相を形成し難くな
り、切削に於ける耐欠損性に効果が現われ難くなる。
(b)について０．３（モル比）未満では、前述のTaC，Nb
Cの持つ優れた特性を十分に発揮することができなくな
るので、耐欠損性の面で、その効果が現われ難くなり、
０．６（モル比）を超えると、硬質分散相の粒成長抑制
効果が十分でなくなるため、硬度が低下し、耐摩耗性が
劣るようになる。又、同時に硬質分散相がスケルトン構
造を呈するようになるため、かえつて機械的な耐欠損性
も低下する。
Cの持つ優れた特性を十分に発揮することができなくな
るので、耐欠損性の面で、その効果が現われ難くなり、
０．６（モル比）を超えると、硬質分散相の粒成長抑制
効果が十分でなくなるため、硬度が低下し、耐摩耗性が
劣るようになる。又、同時に硬質分散相がスケルトン構
造を呈するようになるため、かえつて機械的な耐欠損性
も低下する。
Ta，Nbの比率については互いに同族であり、その役割も
WC基超硬合金の分野で知られるようによく似ているの
で、Ta又はNbの一部又は全部をNb又はTaに置き換えても
良いことは当然である。
WC基超硬合金の分野で知られるようによく似ているの
で、Ta又はNbの一部又は全部をNb又はTaに置き換えても
良いことは当然である。
Ｂ．結合相……５〜２５モル％ 結合相は鉄族金属の１種又は２種以上からなるが５モル
％未満では靱性が低下し、所望の耐欠損性を得ることが
できなくなり、２５重量％を超えると、Ti(C,N)基サー
メツトの持つ優れた耐摩耗性を得ることができなくな
り、高温の耐組成変形性もより劣つたものになる。
％未満では靱性が低下し、所望の耐欠損性を得ることが
できなくなり、２５重量％を超えると、Ti(C,N)基サー
メツトの持つ優れた耐摩耗性を得ることができなくな
り、高温の耐組成変形性もより劣つたものになる。
（実施例） 原料粉末として下記のものを用意した。
○平均粒径 １．５μｍ TiC，TiN ○ 〃 １．０〃 TaC，NbC，（Ta，Nb）Ｃの
固溶体 Ta：Nb＝２：１（モル比） ○ 〃 １．５〃 VC，WC，Mo2C ○ 〃 ２．０〃 Ni，Co 原料粉末の配合組成は本発明の範囲内の組成の第１表
（ａ〜ｏは第１の発明，ｐ，ｑは第２の発明）及び比較
例の組成第２表及び第１図に示すとおりである。
固溶体 Ta：Nb＝２：１（モル比） ○ 〃 １．５〃 VC，WC，Mo2C ○ 〃 ２．０〃 Ni，Co 原料粉末の配合組成は本発明の範囲内の組成の第１表
（ａ〜ｏは第１の発明，ｐ，ｑは第２の発明）及び比較
例の組成第２表及び第１図に示すとおりである。
焼結体の作製方法は以下のとおりである。
ステンレス製ボールミルでアセトンと共に５０hr湿式混
合した後、乾燥し、パラフインを１．０重量％加えて混
合し、１．５kg／mm2の圧力でプレス成形した後、真空
炉で脱脂し、その後Ｎ2ガス雰囲気下で１４５０℃×６
０min保持して焼結した。
合した後、乾燥し、パラフインを１．０重量％加えて混
合し、１．５kg／mm2の圧力でプレス成形した後、真空
炉で脱脂し、その後Ｎ2ガス雰囲気下で１４５０℃×６
０min保持して焼結した。
上記の如くして焼結したもののテストを以下の条件によ
つて行なつた。
つて行なつた。
本発明品と比較品の物理特性と切削テストの結果は第３
表、第４表にそれぞれ示してある。
表、第４表にそれぞれ示してある。
（発明の効果） 上記の比較テストからも明らかな通り、本発明範囲内の
サーメツトチツプは、比較的安価なTiC，TiNを主体に
し、なおかつ切削工具として優れた耐摩耗性、耐欠損性
を同時に発揮するのに対し、本発明範囲から外れると耐
摩耗性、耐欠損性のうちいずれかが劣つたものになるか
ら、切削工具とし使用した場合、その使用範囲がきわめ
て限られたものになる。なお、本発明範囲内組成の硬質
分散相成分を種々の組合せで、固溶体化した後、それを
粉砕し前述（実施例）と同様な方法で焼結体を作製した
場合、実施例と同等かまたは、固溶体処理することによ
り焼結性が向上した分、優れた効果が得られるであろう
ということは、容易に知見しうることである。又更に他
の特性を制御するために他の物質を１種または２種以上
添加することもできる。第１の発明と第２の発明とでは
上記の効果は共通しているが、第２の発明ではＶＣもし
くはＶＮを添加しているので、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）基サーメ
ツトの機械的、熱的な耐欠損性を余り低下させないで耐
摩耗性を向上させることができる。
サーメツトチツプは、比較的安価なTiC，TiNを主体に
し、なおかつ切削工具として優れた耐摩耗性、耐欠損性
を同時に発揮するのに対し、本発明範囲から外れると耐
摩耗性、耐欠損性のうちいずれかが劣つたものになるか
ら、切削工具とし使用した場合、その使用範囲がきわめ
て限られたものになる。なお、本発明範囲内組成の硬質
分散相成分を種々の組合せで、固溶体化した後、それを
粉砕し前述（実施例）と同様な方法で焼結体を作製した
場合、実施例と同等かまたは、固溶体処理することによ
り焼結性が向上した分、優れた効果が得られるであろう
ということは、容易に知見しうることである。又更に他
の特性を制御するために他の物質を１種または２種以上
添加することもできる。第１の発明と第２の発明とでは
上記の効果は共通しているが、第２の発明ではＶＣもし
くはＶＮを添加しているので、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）基サーメ
ツトの機械的、熱的な耐欠損性を余り低下させないで耐
摩耗性を向上させることができる。
図は本発明で用いられる成分（TiC，TiNの金属成分）
（TaC，NbCの金属成分）及び（WC，Mo2Ｃの金属成分）
の三元組成図である。
（TaC，NbCの金属成分）及び（WC，Mo2Ｃの金属成分）
の三元組成図である。
Claims (2)
- 【請求項１】Ａ硬質分散相 ７５〜９５重量％と Ｂ結合相 ５〜２５重量％とからなりＡ硬質分散
相及びＢ結合相がそれぞれ下記の配合よりなることを特
徴とする切削工具用サーメツトチツプ。 Ａ硬質分散相の配合 （Ｉ）TiC＋TiNもしくはTi(CN)にして N/(C+N)＝0.05〜0.6（モル比）のもの （II）TaC及び又はNbC （III）WC及びMo2Cであって、W/(W+Mo)＝0.15〜0.6(モ
ル比)のもの で、上記（Ｉ），（II），（III）の金属成分が別紙第
１図三元組成図の点，，，を結ぶ４辺形区域内
にあり、 但しモル分率 かつ（Ｉ）の金属成分をｉ （II） 〃 ii （III） 〃 iiiとするときに ｉ/(ｉ＋ii＋iii)＝0.6〜0.9(モル比) ii/(ii＋iii)＝0.3〜0.6(モル比) の範囲内にあり、 Ｂ結合相が鉄族金属の１種又は２種以上である。 - 【請求項２】Ａ硬質分散相 ７５〜９５重量％と Ｂ結合相 ５〜２５重量％とからなりＡ硬質分散
相及びＢ結合相がそれぞれ下記の配合よりなることを特
徴とする切削工具用サーメツトチツプ。 Ａ硬質分散相の配合 （Ｉ）TiC＋TiNもしくはTi(CN)にして N/(C+N)＝0.05〜0.6（モル比）のもの （II）TaC及び又はNbCを主成分とし、これにVCもしくは
VNを(VCもしくはVN/硬質分散相＝0.05〜３モル％)の範
囲で付加したもの （III）WC及びMo2Cであって、W/(W+Mo)＝0.15〜0.6(モ
ル比)のもの で、上記（Ｉ），（II），（III）の金属成分〔（II）
項のＶを除く〕が別紙第１図三元組成図の点，，
，を結ぶ４辺形区域内にあり、 但しモル分率 かつ（Ｉ）の金属成分をｉ （II） 〃 ii （III） 〃 iiiとするときに ｉ/(i＋ii＋iii）＝0.6〜0.9(モル比) ii/(ii＋iii)＝0.3〜0.6(モル比) の範囲内にあり、 Ｂ結合相が鉄族金属の１種又は２種以上である。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61271708A JPH0617533B2 (ja) | 1986-11-17 | 1986-11-17 | 切削工具用サ−メツトチツプ |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61271708A JPH0617533B2 (ja) | 1986-11-17 | 1986-11-17 | 切削工具用サ−メツトチツプ |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63125637A JPS63125637A (ja) | 1988-05-28 |
| JPH0617533B2 true JPH0617533B2 (ja) | 1994-03-09 |
Family
ID=17503735
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61271708A Expired - Lifetime JPH0617533B2 (ja) | 1986-11-17 | 1986-11-17 | 切削工具用サ−メツトチツプ |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0617533B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2775298B2 (ja) * | 1989-06-28 | 1998-07-16 | 京セラ株式会社 | サーメット工具 |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS534713A (en) * | 1976-07-02 | 1978-01-17 | Toshiba Tungaloy Co Ltd | Hard alloy |
| JPS5651201A (en) * | 1979-06-04 | 1981-05-08 | Uss Eng & Consult | Method and device for purifying waste gas |
| JPS57169058A (en) * | 1981-04-07 | 1982-10-18 | Sumitomo Electric Ind Ltd | Sintered hard alloy for working of hard to machine material |
| JPS58120434A (ja) * | 1982-01-14 | 1983-07-18 | Mitsubishi Metal Corp | 表面反応層を有する切削用サ−メツトチツプおよびその製造法 |
| JPS613853A (ja) * | 1984-06-18 | 1986-01-09 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 焼結硬質合金の製造法 |
-
1986
- 1986-11-17 JP JP61271708A patent/JPH0617533B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS534713A (en) * | 1976-07-02 | 1978-01-17 | Toshiba Tungaloy Co Ltd | Hard alloy |
| JPS5651201A (en) * | 1979-06-04 | 1981-05-08 | Uss Eng & Consult | Method and device for purifying waste gas |
| JPS57169058A (en) * | 1981-04-07 | 1982-10-18 | Sumitomo Electric Ind Ltd | Sintered hard alloy for working of hard to machine material |
| JPS58120434A (ja) * | 1982-01-14 | 1983-07-18 | Mitsubishi Metal Corp | 表面反応層を有する切削用サ−メツトチツプおよびその製造法 |
| JPS613853A (ja) * | 1984-06-18 | 1986-01-09 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 焼結硬質合金の製造法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63125637A (ja) | 1988-05-28 |
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