JPH08253835A - Cermet alloy - Google Patents

Cermet alloy

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JPH08253835A
JPH08253835A JP29734293A JP29734293A JPH08253835A JP H08253835 A JPH08253835 A JP H08253835A JP 29734293 A JP29734293 A JP 29734293A JP 29734293 A JP29734293 A JP 29734293A JP H08253835 A JPH08253835 A JP H08253835A
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JP
Japan
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phase
binder phase
tic
amount
alloy
Prior art date
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Application number
JP29734293A
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Japanese (ja)
Inventor
Yuichi Nakahara
雄一 中原
Katsuhiko Kojo
勝彦 古城
Original Assignee
Hitachi Metals Ltd
日立金属株式会社
Hitachi Tool Eng Ltd
日立ツール株式会社
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Publication date
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Priority to JP14270993A priority patent/JPH06330221A/en
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Priority to JP29734293A priority patent/JPH08253835A/en
Publication of JPH08253835A publication Critical patent/JPH08253835A/en
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Abstract

PURPOSE: To produce a cermet alloy in which the bonding phase is reinforced by allowing a large amt. of Mo to enter into solid solution in the bonding phase. CONSTITUTION: This cermet alloy is the one in which, in a cermet allay constituted of a hard phase and a bonding phase, the hard phase contains titanium carbide and titanium nitride or titanium carbonitride, the bonding phase is essentially constituted of one or two kinds of Co and Ni, and the contents of Ti and Mo in the bonding phase satisfying the conditions of 1.0<=Mo(wt.%)/Ti(wt.%) and 6(wt.%) <=Ti+Mo. Thus, the cermet alloy having high hardness and high toughness can be obtd.

Description

【発明の詳細な説明】Detailed Description of the Invention

【0001】[0001]

【産業上の利用分野】本発明は、結合相を強化すること
により高強度、高靱性を兼備したサーメット合金に関す
るものである。
BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a cermet alloy having high strength and high toughness by strengthening a binder phase.

【0002】[0002]

【従来の技術】現在、窒素を含有する窒化チタン(以後
「Ti(C,N)」と記す)基合金が工具用サーメット
合金として主流をなしている。このTi(C,N)基サ
ーメット合金は、従来のTiC基サーメット合金に比
べ、室温強度、耐酸化性、ならびに切削性能が改良され
ている。
2. Description of the Related Art At present, a titanium nitride (hereinafter referred to as "Ti (C, N)") base alloy containing nitrogen is mainly used as a cermet alloy for tools. The Ti (C, N) -based cermet alloy has improved room temperature strength, oxidation resistance, and cutting performance as compared with the conventional TiC-based cermet alloy.

【0003】TiC基、Ti(C,N)基サーメット合
金はともに芯部(それぞれTiC,Ti(C,N))と
これを取り囲む周辺組織(それぞれ(Ti,Mo)C,
(Ti,Mo)(C,N))からなる有芯構造の粒子に
より硬質相を形成しているが、Ti(C,N)基サーメ
ット合金は粒子径が窒素含有によって微細化され、靱性
向上に寄与している。
In both TiC-based and Ti (C, N) -based cermet alloys, a core portion (TiC, Ti (C, N)) and surrounding structures (respectively (Ti, Mo) C,
Although a hard phase is formed by particles having a core structure composed of (Ti, Mo) (C, N)), the Ti (C, N) -based cermet alloy has a smaller particle size due to the inclusion of nitrogen and has improved toughness. Contribute to.

【0004】またTi(C,N)基サーメット合金は、
優れた高温強度を有することも知られている。「粉体お
よび粉末冶金,第30巻第3号(1983.4)」に窒素を含
むTiC−Mo2C−Ni合金の高温強度に関して詳し
く述べられているが、当該合金が優れた高温強度を有す
るのは所謂結合相中にMoがより多く固溶し結合相の動
的回復が抑えられたためと説明されている。ここで、結
合相へのMo固溶のメカニズムは前記文献には記載され
ていないが、以下によるものと推測することができる。
すなわち、真空焼結時にTi(C,N)から脱窒により
過飽和となったTiが、Mo2CのCと結合して炭化物
を形成、余剰分のMoが結合相中に固溶するのである。
The Ti (C, N) -based cermet alloy is
It is also known to have excellent high temperature strength. "Powder and Powder Metallurgy, Vol. 30 No. 3 (1983.4)" has been described in detail with respect to high-temperature strength of the TiC-Mo 2 C-Ni alloy containing nitrogen, have a high-temperature strength in which the alloy has excellent Is explained because Mo is more solid-solved in the so-called binder phase and the dynamic recovery of the binder phase is suppressed. Here, the mechanism of solid solution of Mo in the binder phase is not described in the above document, but it can be presumed to be due to the following.
That is, Ti, which has been supersaturated by denitrification from Ti (C, N) during vacuum sintering, combines with C of Mo 2 C to form a carbide, and excess Mo dissolves in the binder phase. .

【0005】[0005]

【発明が解決しようとする課題】近年、切削現場におけ
る環境汚染改善ため湿式切削が採用されることが多く、
その場合工具材料には、より高い硬度、靱性が要求され
るとともに、切削による加熱と切削液による冷却によっ
ても性能が劣化しないという耐熱性が要求される。 そ
こで本発明は、結合相中にMoをより多く固溶させるこ
とにより結合相を強化したサーメット合金の提供を課題
とする。また本発明は、耐熱性を向上させたサーメット
合金の提供を課題とする。
In recent years, wet cutting is often adopted to improve environmental pollution at the cutting site.
In that case, the tool material is required to have higher hardness and toughness, as well as heat resistance such that the performance is not deteriorated by heating by cutting and cooling by cutting fluid. Then, this invention makes it a subject to provide the cermet alloy which strengthened the binder phase by making more solid solution of Mo in a binder phase. Another object of the present invention is to provide a cermet alloy having improved heat resistance.

【0006】[0006]

【課題を解決するための手段】本発明者は、結合相中に
Moをより多く固溶させるためにMo供給源を、炭化物
(Mo2C)としてではなく金属Moとすることについ
て詳細な検討を行った。その結果、金属Moの添加量を
増加させることにより結合相中のMo固溶量は増加する
が、単に結合相中のMo固溶量が増加するだけでは不十
分であり、Ti固溶量と特定の関係にある場合に結合相
強化が図られることを知見した。本発明サーメット合金
はこの知見に基づきなされたものであり、硬質相および
結合相からなるサーメット合金において、硬質相は炭化
チタンおよび窒化チタン、または炭窒化チタンを含み、
結合相はCoまたはNiの1種または2種を主体とし、
結合相中のTiおよびMoの含有量が1.0≦Mo(wt
%)/ Ti(wt%)、6(wt%)≦Ti+Moの条件を満足す
ることを特徴とする。
DISCLOSURE OF THE INVENTION The inventor of the present invention has conducted a detailed study on using Mo as a Mo source instead of a carbide (Mo2C) in order to form a larger amount of Mo in the binder phase. It was As a result, the Mo solid solution amount in the binder phase increases by increasing the addition amount of metallic Mo, but merely increasing the Mo solid solution amount in the binder phase is not sufficient. It was found that the bonded phase is strengthened when there is a specific relationship. The cermet alloy of the present invention has been made based on this finding, in the cermet alloy consisting of a hard phase and a binder phase, the hard phase contains titanium carbide and titanium nitride, or titanium carbonitride,
The binder phase is mainly composed of one or two of Co or Ni,
The content of Ti and Mo in the binder phase is 1.0 ≦ Mo (wt
%) / Ti (wt%), 6 (wt%) ≦ Ti + Mo.

【0007】本発明において、結合相中のTiおよびM
o含有量を6Wt.%≦Ti+Moとするのは、結合相強化
のために最低限必要な量であるからである。ここで、T
iおよびMo含有量は、結合相中における重量%であ
り、後述の実施例で詳述するICP(inductively coup
led plasma)発光分析法により求めることができる。ま
た、優れた靱性、硬さを兼備するためには、Moおよび
Tiの含有量を上記範囲とするだけでなく、1.0≦M
o(wt.%)/Ti(wt.%)の条件を満足する必要がある。こ
れは、結合相中のTi量が多すぎると靱性を低下させる
ためである。結合相の主体をなすCoおよびNiの1種
または2種の量が多くなると、硬質相の量が相対的に減
少し硬さが低下する。したがって、CoおよびNiの1
種または2種の添加量は15vol.%以下、さらには10v
ol.%以下とするのが望ましい。
In the present invention, Ti and M in the binder phase
The content of o is 6 Wt.% ≦ Ti + Mo because it is the minimum amount necessary for strengthening the binder phase. Where T
The i and Mo contents are% by weight in the binder phase, and are represented by ICP (inductively coup) described in detail in Examples below.
led plasma) can be determined by emission spectrometry. Further, in order to combine excellent toughness and hardness, the contents of Mo and Ti are not limited to the above ranges, and 1.0 ≦ M
It is necessary to satisfy the condition of o (wt.%) / Ti (wt.%). This is because if the Ti content in the binder phase is too large, the toughness is reduced. When the amount of one or two of Co and Ni, which are the main constituents of the binder phase, increases, the amount of the hard phase relatively decreases and the hardness decreases. Therefore, 1 of Co and Ni
Addition amount of seeds or 2 kinds is 15vol.% Or less, and further 10v
It is desirable to set it to ol.

【0008】本発明サーメット合金の硬質相は、硬質相
形成原料としてTiC粉末とTiN粉末を添加すること
によって得られる。この場合焼結後には、一般的にはT
i(C,N)を形成するが、粉末が微細な場合にはTi
C、TiNがそのまま焼結体中に残存するものと考えら
れる。結合相強化のためにMoを添加するので、TiC
粉末とTiN粉末を用いると、硬質相として(Ti,M
o)(C,N)が形成される。前述したように高靱性を
得るためには1.0≦Mo(wt.%)/Ti(wt.%)の条件を
満足する必要があるが、TiCとともに添加されるTi
Nは結合相中へのTiの固溶を抑制する効果を有し靱性
向上に寄与する。しかし、TiNの添加量が多すぎると
焼結体中のC量が低下し(Co33)C等の脆いη相が
形成されたり、ポアが増加する傾向がある。したがって
10wt.%以下とするのが望ましく、2.0(wt%)以上
6.0(wt%)以下に調整されることが最も望ましい。窒
化チタンの添加量がその範囲であれば、耐摩耗性、靱性
共に良好な特性が得られるからである。
The hard phase of the cermet alloy of the present invention is obtained by adding TiC powder and TiN powder as hard phase forming raw materials. In this case, after sintering, generally T
i (C, N) is formed, but if the powder is fine, Ti
It is considered that C and TiN remain in the sintered body as they are. Since Mo is added to strengthen the binder phase, TiC
When powder and TiN powder are used, (Ti, M
o) (C, N) is formed. As described above, in order to obtain high toughness, it is necessary to satisfy the condition of 1.0 ≦ Mo (wt.%) / Ti (wt.%), But Ti added together with TiC
N has the effect of suppressing the solid solution of Ti in the binder phase and contributes to the improvement of toughness. However, if the amount of TiN added is too large, the amount of C in the sintered body decreases, and brittle η phase such as (Co 3 W 3 ) C is formed, or pores tend to increase. Therefore, it is desirable to set the content to 10 wt.% Or less, and most desirable to adjust it to 2.0 (wt%) or more and 6.0 (wt%) or less. This is because if the amount of titanium nitride added is within this range, good characteristics can be obtained in both wear resistance and toughness.

【0009】本発明では、他の炭化物を添加することも
許容し、特に炭化タングステン(以下「WC」と記す)
は焼結性向上にも有効な物質である。その場合のWCの
添加量は、5vol.%≦WC≦50vol.%の範囲とするのが
望ましい。5vol.%未満では焼結性向上の効果を十分に
得ることができず、一方50vol.%を越えると切削工具
として使用した場合の切粉溶着が無視できなくなるから
である。TiC粉末とTiN粉末にさらにWCを添加す
ると、硬質相として(Ti,W,Mo)(C,N)固溶
体が形成される。
In the present invention, the addition of other carbides is allowed, particularly tungsten carbide (hereinafter referred to as "WC").
Is a substance that is also effective in improving sinterability. In that case, the amount of WC added is preferably in the range of 5 vol.% ≦ WC ≦ 50 vol.%. This is because if it is less than 5 vol.%, The effect of improving the sinterability cannot be sufficiently obtained, while if it exceeds 50 vol.%, The chip welding when used as a cutting tool cannot be ignored. When WC is further added to the TiC powder and the TiN powder, a (Ti, W, Mo) (C, N) solid solution is formed as a hard phase.

【0010】次に結合相は、CoおよびNiの1種また
は2種を主体とし、その強化元素としてMoおよび硬質
相の構成元素であるTiを含有する。硬質相としてWC
を使用する場合にはWも含まれる。CoおよびNiの1
種または2種が多くなると結合相の量が多くなり、硬質
相の量が相対的に減少し硬さが低下する。従って、Co
およびNiの1種または2種の添加量は15vol.%以下
が望ましく、より望ましくは10vol.%である。
Next, the binder phase is mainly composed of one or two kinds of Co and Ni, and contains Mo as a strengthening element and Ti which is a constituent element of the hard phase. WC as hard phase
W is also included when is used. 1 for Co and Ni
When the number of species or two species increases, the amount of the binder phase increases, the amount of the hard phase relatively decreases, and the hardness decreases. Therefore, Co
The addition amount of one kind or two kinds of Ni is preferably 15 vol.% Or less, and more preferably 10 vol.%.

【0011】本発明サーメット合金の組織は硬質相と結
合相とからなるが、硬質相はいわゆる有芯構造をなす。
硬質相として(Ti,W,Mo)(C,N)固溶体が形
成された場合には、相対的にTi,Nに富みW,Moに
乏しい中心組織と(W,Mo)Cに富みTi,Nに乏し
い周辺組織からなる有芯構造をなす。また、周辺組織に
は若干であるがCo,Niも含有している。なお、周辺
組織のMoは結合相強化の為に添加されたMoに起因す
るものである。
The structure of the cermet alloy of the present invention comprises a hard phase and a binder phase, and the hard phase has a so-called core structure.
When a (Ti, W, Mo) (C, N) solid solution is formed as a hard phase, a central structure relatively rich in Ti, N and poor in W and Mo, and a rich (W, Mo) C rich Ti, It has a cored structure consisting of peripheral tissues lacking N. In addition, the peripheral tissues also contain Co and Ni, although they are slightly contained. The Mo in the peripheral structure is due to the Mo added to strengthen the binder phase.

【0012】本発明サーメット合金の特徴は、 結合相強化元素であるMoを炭化物(Mo2C)とし
てではなく、金属Moとして添加する。 結合相中に固溶するTi,Moの量をTiNを添加す
ることで制御する。 の2点にある。はすでに述べたように、金属Moとし
て添加したほうが炭化物として添加するよりも、多く結
合相中に固溶させることができるからである。は、T
iNを添加すると、結合相中におけるMoの固溶量を上
げつつTiの固溶量を抑えることができるということで
ある。この2点を行うことで周辺組織を構成する炭化物
である(Ti,W,Mo)Cを微細化させるという効果
をも有し、靱性向上に寄与するものと考えられる。これ
は炭化物粒子の接触(以下「スケルトン」と記す)を低
減するという効果を発揮し、靱性向上に寄与する。スケ
ルトンの低減によりクラックの伝播抵抗がよくなり靱性
の向上を図っている。
The cermet alloy of the present invention is characterized in that Mo, which is a binder phase strengthening element, is added not as a carbide (Mo 2 C) but as a metallic Mo. The amount of Ti and Mo dissolved in the binder phase is controlled by adding TiN. There are two points. This is because, as already described, the addition as metal Mo can form a larger amount of solid solution in the binder phase than the addition as carbide. Is T
By adding iN, it is possible to suppress the solid solution amount of Ti while increasing the solid solution amount of Mo in the binder phase. It is considered that performing these two points also has the effect of refining (Ti, W, Mo) C, which is a carbide forming the peripheral structure, and contributes to improvement in toughness. This exerts an effect of reducing contact of carbide particles (hereinafter referred to as “skeleton”), and contributes to improvement of toughness. By reducing the skeleton, the crack propagation resistance is improved and the toughness is improved.

【0013】金属Moとしては、純Moとして添加する
必要はなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲内で金属M
oを主体としつつ炭化物(Mo2C)を添加することも
許容される。そしてこの場合に従来にない新規なミクロ
組織を形成することを知見した。以下この点について説
明する。従来のTiCとWCを添加したサーメット合金
は、その硬質相において、TiCとWCはTiCの周り
をWCが取り囲むように存在していた。しかし、結合相
強化のために含まれるMoを金属Moで添加するととも
にTiCを固溶体(たとえばTiCN、または(Ti,
W)Cとして添加すると、TiCとWCは各々独立に存
在し、このような組織の場合に耐熱性が向上することが
判明した。
It is not necessary to add pure Mo as the metal Mo, and the metal M may be added within a range not departing from the gist of the present invention.
It is also permissible to add carbide (Mo 2 C) while mainly containing o. Then, it was found that in this case, a novel microstructure which was not existent in the past was formed. This point will be described below. In the conventional hard phase of the cermet alloy containing TiC and WC, TiC and WC were present such that WC surrounds TiC. However, Mo contained for strengthening the binder phase is added with metallic Mo, and TiC is added as a solid solution (for example, TiCN or (Ti,
It was found that when added as W) C, TiC and WC exist independently and the heat resistance is improved in the case of such a structure.

【0014】図5および図6はそれぞれ本発明にかかる
サーメット合金(後述の実施例2の試番12)および従
来のサーメット合金(後述の実施例2の試番16)のミ
クロ組織写真である。図5において、黒い粒子(1)は
TiCが富な粒子、白い粒(2)はWCが富な粒子、灰
色の部分(3)は(Ti,W,Mo)Cであり、TiC
が富な粒子とWCが富な粒子は各々独立して存在してい
ることがわかる。一方、図6において、黒い粒子(1)
はTiCが富な粒子、白い相(2)はWCが富な相、灰
色の部分(3)は(Ti,W,Mo)(C,N)であ
り、TiCが富な粒子をWCが富な相が取り囲んだ構造
となっている。本発明サーメット合金と従来のサーメッ
ト合金の組織が以上のように相違する理由は明らかでな
いが、結合相強化のために含まれるMoを金属Moで添
加するとともにTiCを固溶体(たとえばTiCN、ま
たは(Ti,W)C)として添加した場合にTiCが富
な粒子とWCが富な粒子は各々独立して存在することが
後述の実施例で示すように判明した。
5 and 6 are microstructure photographs of a cermet alloy according to the present invention (trial No. 12 of Example 2 described later) and a conventional cermet alloy (trial No. 16 of Example 2 described later), respectively. In FIG. 5, black particles (1) are TiC-rich particles, white particles (2) are WC-rich particles, and gray areas (3) are (Ti, W, Mo) C.
It can be seen that particles rich in WC and particles rich in WC exist independently. On the other hand, in FIG. 6, black particles (1)
Is a TiC-rich particle, the white phase (2) is a WC-rich phase, and the gray part (3) is (Ti, W, Mo) (C, N). It has a structure surrounded by various phases. Although the reason why the structures of the cermet alloy of the present invention and the conventional cermet alloy are different from each other as described above is not clear, Mo contained for strengthening the binder phase is added with metallic Mo and TiC is added as a solid solution (for example, TiCN or (Ti , W) C), TiC-rich particles and WC-rich particles exist independently of each other, as shown in Examples described later.

【0015】[0015]

【実施例】以下本発明を実施例に基づき詳細に説明す
る。
EXAMPLES The present invention will be described in detail below based on examples.

【0016】(実施例1)表1に示す配合組成となるよ
うにTiC,TiN,WC,Mo,Co,Ni粉末を準
備した。粉末の粒径は、平均粒径でTiC:1.5μm,T
iN:1.5μm, WC:1.5μm,Co:2.0μm, Ni:
2.5μm,Mo:3.0μmである。 これらの原料粉末を
変性アルコール中に入れ、アトライターを用いて4hr.混
合した。
(Example 1) TiC, TiN, WC, Mo, Co and Ni powders were prepared so as to have the composition shown in Table 1. The average particle size of the powder is TiC: 1.5 μm, T
iN: 1.5 μm, WC: 1.5 μm, Co: 2.0 μm, Ni:
2.5 μm and Mo: 3.0 μm. These raw material powders were put in denatured alcohol and mixed for 4 hr using an attritor.

【0017】なお、サーメットを作る場合の混合量は、
硬質相の成分であるTiC,WCを全体の60〜90wt.%と
し、結合相の成分であるCo,Niと単独添加のMoを
全体の10〜40wt.%とし、また、単独添加でTiNを全体
の0.5〜10wt.%になるようにした。
The mixing amount when making a cermet is
The hard phase components, TiC and WC, account for 60 to 90 wt.% Of the whole, the binder phase components, Co and Ni, and Mo added alone to the total of 10 to 40 wt.%, And TiN added alone. It was set to 0.5 to 10 wt.% Of the whole.

【0018】上記混合物に、成形助剤として可塑剤(パ
ラフィン)を約4wt.%添加、乾燥し、篩いにかけてSNGN1
20408R(SNGN432R)に成形後、1475〜1550℃で1hr.真空焼
結した。 この試料を用いビッカース硬度,靱性を表す
クラック抵抗(kg/mm),結合相中の元素の固溶量(結合
相中の溶解量を100%として求めたwt.% )を求めた。ビ
ッカース硬度は、JIS規格に準じダイアモンド圧子で30k
gの荷重をかけ、硬度換算表より求めた。
About 4 wt.% Of plasticizer (paraffin) was added to the above mixture as a molding aid, dried, and sieved to obtain SNGN1.
After molding into 20408R (SNGN432R), it was vacuum-sintered at 1475 to 1550 ° C for 1 hr. Using this sample, Vickers hardness, crack resistance (kg / mm) indicating toughness, and solid solution amount of elements in the binder phase (wt.% Determined with the dissolved amount in the binder phase as 100%) were determined. Vickers hardness is 30k with diamond indenter according to JIS standard
The load of g was applied and it calculated | required from the hardness conversion table.

【0019】[0019]

【表1】 [Table 1]

【0020】クラック抵抗(kg/mm)は、ビッカース硬度
と同じ様にダイアモンド圧子で50kgの荷重をかけ、図1
3に示すようにc,d,e,fの距離を計り、荷重/(c+d+e+f)
の式により求めた。結合相中の元素固溶量は、結合相を
混酸水溶液で溶解,抽出、ICP(inductivelycoupled plas
ma)発光分析によって結合相中の各元素を定量すること
により求めた。
The crack resistance (kg / mm) is as shown in Fig. 1 by applying a load of 50 kg with a diamond indenter like Vickers hardness.
As shown in 3, measure the distances of c, d, e, f, and load / (c + d + e + f)
It was calculated by the formula. The amount of elemental solid solution in the binder phase can be calculated by dissolving the binder phase in an aqueous mixed acid solution, extracting,
ma) It was determined by quantifying each element in the bonded phase by emission spectrometry.

【0021】表2にビッカース硬度、クラック抵抗(kg/
mm)、結合相中の各元素固溶量(wt.%)を示す。なお、表
1、表2において、○は本発明合金を、また△は従来合
金を示す。以下も同様である。
Table 2 shows Vickers hardness and crack resistance (kg /
mm), and the solid solution amount (wt.%) of each element in the binder phase. In Tables 1 and 2, ◯ indicates the alloy of the present invention, and Δ indicates the conventional alloy. The same applies to the following.

【0022】[0022]

【表2】 [Table 2]

【0023】本発明合金は、いずれも硬さHv1600
以上、およびクラック抵抗50(kg/mm)以上という試番
8,9,(従来合金)では得られない特性をクリアして
いる。
The alloys of the present invention all have hardness Hv1600.
The above, and the crack resistance of 50 (kg / mm) or more, which is not obtained by the trial Nos. 8 and 9 (conventional alloy), have been cleared.

【0024】図1に、表2におけるMo添加量と硬度、
クラック抵抗の関係を示すが、Mo添加量を増やすこと
で硬度は一定値を示した後低下するが、クラック抵抗は
逆に直線的に上昇する。図2に表2におけるMo添加量
と結合相中のTi,W,Mo量を示す。図2よりMo添
加量が増えるにつれてTi,Mo量が増えることがわか
る。
FIG. 1 shows the Mo addition amount and hardness in Table 2,
Although the relationship of crack resistance is shown, the hardness shows a constant value and then decreases as the amount of Mo added increases, but the crack resistance increases linearly. FIG. 2 shows the amounts of Mo added and the amounts of Ti, W, and Mo in the binder phase in Table 2. It can be seen from FIG. 2 that the amounts of Ti and Mo increase as the amount of Mo added increases.

【0025】図3は表2におけるMo/Tiを示してい
るが、Mo添加量を過剰にするとMo/Tiが低下する
傾向にあり、図1よりクラック抵抗の改善効果をほとん
どなくなる。
FIG. 3 shows Mo / Ti in Table 2. However, when the amount of Mo added is excessive, Mo / Ti tends to decrease, and the effect of improving crack resistance is almost lost from FIG.

【0026】図4に表2の試番3の金属ミクロ組織写真
(2400倍)を示す。図4において1,5の部分はT
iC+TiNがrichで2,3,4,6の部分は(Ti,
W)(C,N)がrichでMoおよびCo,Niを微量含
んだ組織となっていることが確認された。
FIG. 4 shows a photograph (2400 times) of the metal microstructure of trial No. 3 in Table 2. In FIG. 4, 1 and 5 are T
iC + TiN is rich and 2,3,4,6 parts are (Ti,
It was confirmed that W) (C, N) was rich and had a structure containing trace amounts of Mo, Co, and Ni.

【0027】(実施例2)表3に示す配合組成となるよ
うに、TiC、TaC、NbC、Mo2C、WC、M
o、Co、Ni、WC/TiC(重量比でWC50%、
TiC50%の固溶体炭化物)、Ti(C0.50.5)粉
末を準備した。粉末の粒度は平均粒径でTiC:1.5μ
m、WC:1.5 μm 、TaC:1.5 μm 、NbC:1.5μ
m、Mo2C:1.5 μm 、Co:2.0μm 、Ni:2.5μm
、Mo:3.0μm 、WC/TiC(50/50):1.0μm 、T
i(C0.50.5):1.0μm である。
(Example 2) TiC, TaC, NbC, Mo 2 C, WC, and M so as to have the composition shown in Table 3.
o, Co, Ni, WC / TiC (WC 50% by weight,
TiC 50% solid solution carbide) and Ti (C 0.5 N 0.5 ) powder were prepared. The average particle size of the powder is TiC: 1.5μ
m, WC: 1.5 μm, TaC: 1.5 μm, NbC: 1.5 μm
m, Mo 2 C: 1.5 μm, Co: 2.0 μm, Ni: 2.5 μm
, Mo: 3.0 μm, WC / TiC (50/50): 1.0 μm, T
i (C 0.5 N 0.5 ): 1.0 μm.

【0028】これらの原料粉末を変性アルコ−ル中に入
れ、アトライタ−を用い4hr.混合して、表3に示す配
合組成の混合粉末を得た。なお、サ−メットを作る場合
の混合量は、硬質相の成分であるTiC、WCまたはW
C/TiC(50/50)、Ti(C0.50.5)を全体の60
〜90Wt%とし、結合相の成分であるCo、Niと単独
添加のMoを全体の10〜40Wt%なるように配合し
た。
These raw material powders were put into a modified alcohol and mixed for 4 hours with an attritor to obtain a mixed powder having a blending composition shown in Table 3. In addition, the mixing amount when making the cermet is TiC, WC or W which is a component of the hard phase.
C / TiC (50/50), Ti (C 0.5 N 0.5 ) 60 %
˜90 Wt%, and Co and Ni as the components of the binder phase and Mo added alone were blended so as to be 10 to 40 Wt% of the whole.

【0029】[0029]

【表3】 [Table 3]

【0030】上記混合物に、成形助剤として可塑剤(パ
ラフィン)を約4Wt%添加、乾燥し、篩いにかけてSNP
432(SNGN120408)に成形後、1500〜1
550℃で1hr.真空焼結した。得られた合金の、ビ
ッカ−ス硬度、靱性を表すクラック抵抗(kg/m
m)、結合相中の元素の固溶量(結合相の溶解量を10
0%として求めたwt.%)を求めた。結合相中の元素
固溶量は、結合相を混酸水溶液で溶解、抽出、ICP
(in−ductively coupled plas
ma)発光分析によって結合相中の各元素を定量するこ
とにより求めた。
About 4 Wt% of a plasticizer (paraffin) as a molding aid was added to the above mixture, dried, and sieved to obtain SNP.
After molding to 432 (SNGN120408), 1500 to 1
Vacuum sintering was performed at 550 ° C. for 1 hr. Crack resistance (kg / m) showing Vickers hardness and toughness of the obtained alloy.
m), the solid solution amount of the element in the binder phase (the dissolved amount of the binder phase is 10
Wt.% Determined as 0%) was determined. The solid solution amount of elements in the binder phase is determined by dissolving the binder phase in an aqueous mixed acid solution, extracting, ICP.
(In-ductively coupled plus
ma) It was determined by quantifying each element in the binder phase by emission analysis.

【0031】表4にビッカ−ス硬度、靱性を表すクラッ
ク抵抗(kg/mm)、結合相中のTi+Mo量(Wt.
%)、Ti+W+Mo量(Wt.%)、Mo(Wt.%)
/Ti(Wt.%)を示す。
Table 4 shows Vickers hardness, crack resistance (kg / mm) indicating toughness, and Ti + Mo content (Wt.
%), Ti + W + Mo amount (Wt.%), Mo (Wt.%)
/ Ti (Wt.%).

【0032】[0032]

【表4】 [Table 4]

【0033】得られた焼結体のうち、試番12、14、
16および17のミクロ組織写真をそれぞれ図5〜図8
に示す。なお、試番12および14はTi炭化物を固溶
体であるTiCNおよびWC/TiCとして添加すると
ともにMoを金属Moで添加した本発明合金、試番16
はMoを金属Moで添加しているがTi炭化物をTiC
として添加した従来合金、試番17はTi炭化物を固溶
体であるTiCNとして添加しているがMoを炭化物で
あるMo2Cで添加した従来合金である。
Of the obtained sintered bodies, trial numbers 12, 14 and
The microstructure photographs of 16 and 17 are shown in FIGS.
Shown in Test Nos. 12 and 14 are alloys of the present invention in which Ti carbide is added as solid solution TiCN and WC / TiC and Mo is added as metallic Mo, Test No. 16
Added Mo with metallic Mo, but Ti carbide was TiC
No. 17 is a conventional alloy in which Ti carbide is added as TiCN which is a solid solution, but Mo is added as Mo 2 C which is a carbide.

【0034】図5および図6において、黒い粒子(1)
はTiCの富な粒子、白い粒子(2)はWCの富な粒
子、灰色の相(3)は(Ti,W,Mo)Cであり、T
iCの富な粒子とWCの富な粒子が各々独立して存在し
ていることが確認された。黒い粒子(1)の組成は9割
がTiCで残りを(W,Mo)Cで構成され、白い粒子
(2)は7割がWCで残りをTiCで構成されている。
灰色の相(3)はTiC,WCに富み若干のMo,C
o,Niが含まれた炭化物である。以上の様な元素粒子
で構成されていてWCが富な粒子が存在している。しか
し、従来材(図7)は上記の様な単独でWCが富な粒子
は存在していない。図5および図6を比較すると、Ti
CN(窒素)量の違いにより白い相が増えることがわか
る。この様にTiCN(窒素)量が増えると白い相が増
えるが、これは(W,Ti,Mo)(C,N)として存
在しているものと考えられる。しかし、図4の様に若干
のTiCN添加した場合では、WCとして存在すること
が確認された。以上の様な組織構成は従来材にない組織
である。一方、図7および図8をみると、TiCの富な
黒い粒子(1)の周りをWCの富な白い粒子(2)が取
り囲み、さらに灰色の相(3)である(Ti,W,M
o)Cでそれらを覆った組織となっており、TiCの富
な粒子とWCの富な粒子は各々独立して存在していない
ことが確認された。以上の確認事項より、Ti炭化物を
固溶体として添加するとともにMoを金属Moで添加す
ることにより、TiCの富な粒子とWCの富な粒子が各
々独立して存在するものと推測される。なお、試番1
0、11、13および15の合金も試番12および14
と同様に、TiCの富な粒子とWCの富な粒子が各々独
立して存在していることを確認した。
In FIGS. 5 and 6, black particles (1)
Are TiC-rich particles, white particles (2) are WC-rich particles, gray phase (3) is (Ti, W, Mo) C, T
It was confirmed that iC-rich particles and WC-rich particles exist independently. The composition of the black particles (1) is such that 90% is TiC and the rest is (W, Mo) C, and 70% of the white particles (2) is WC and the rest is TiC.
The gray phase (3) is rich in TiC and WC, and contains a small amount of Mo and C.
It is a carbide containing o and Ni. There are WC-rich particles composed of the above-described elemental particles. However, the conventional material (FIG. 7) does not have the WC-rich particles alone as described above. Comparing FIG. 5 and FIG. 6, Ti
It can be seen that the white phase increases due to the difference in the amount of CN (nitrogen). In this way, when the TiCN (nitrogen) content increases, the white phase increases, which is considered to exist as (W, Ti, Mo) (C, N). However, it was confirmed that WC was present when a small amount of TiCN was added as shown in FIG. The structure as described above is a structure that is not available in conventional materials. On the other hand, referring to FIGS. 7 and 8, black particles rich in TiC (1) are surrounded by white particles rich in WC (2), and a gray phase (3) is formed (Ti, W, M).
o) The structure covered them with C, and it was confirmed that the TiC-rich particles and the WC-rich particles did not exist independently. From the above-mentioned items to be confirmed, it is presumed that TiC-rich particles and WC-rich particles are independently present by adding Ti carbide as a solid solution and adding Mo by metallic Mo. In addition, trial number 1
Alloys 0, 11, 13 and 15 also have trial numbers 12 and 14
Similarly, it was confirmed that TiC-rich particles and WC-rich particles exist independently.

【0035】試番12、14、17および後述の試番1
9の合金の組織中に占めるTiCの富な炭化物およびW
Cの富な炭化物の面積の比率を求めた。結果を表5に示
す。
Trial Nos. 12, 14, 17 and Trial No. 1 described later
Ti alloy rich carbides and W in the structure of alloy No. 9
The area ratio of C-rich carbides was determined. The results are shown in Table 5.

【表5】 表5より、従来材である試番17はWCが富な炭化物よ
りもTiCが富な炭化物の量が多いのに対し、本発明合
金である試番12、14、19はWCが富な炭化物のほ
うがTiCが富な炭化物よりも多いことがわかる。
[Table 5] From Table 5, it can be seen that the conventional material, Trial No. 17, has more TiC-rich carbides than the WC-rich carbides, whereas the alloys of the present invention, Trial Nos. 12, 14, and 19 are WC-rich carbides. It can be seen that there is more TiC than the carbide rich in TiC.

【0036】つぎに、以上の合金を用いて湿式切削をお
こなった。湿式切削は、切削による工具温度上昇と、切
削液による工具温度下降をともなうため、その切削寿命
を工具材料の耐熱性評価の一指標として用いることがで
きる。切削条件は下記の通りである。 切削速度 V=220m/min 切削送り f=0.35mm/rev 切込み量 d=2.0mm 工具形状 TNGG160408R 被 削 材 S53C
Next, wet cutting was performed using the above alloys. Since wet cutting is accompanied by a rise in tool temperature due to cutting and a drop in tool temperature due to cutting fluid, its cutting life can be used as an index for evaluating the heat resistance of the tool material. The cutting conditions are as follows. Cutting speed V = 220 m / min Cutting feed f = 0.35 mm / rev Depth of cut d = 2.0 mm Tool shape TNGG160408R Work material S53C

【0037】以上の切削条件で、工具に欠損が生じるま
での時間を測定した。その結果を図9に示す。本発明に
かる試番10〜15は、従来合金である試番16〜18
に比べ、長い切削寿命を示し、耐熱性が高いことが確認
された。本発明合金がこのように優れた耐熱性を示す理
由は明かでないが、後述のように硬さおよび靱性の面で
は従来合金と優位性を示していないことから、TiCの
富な粒子とWCの富な粒子が各々独立して存在している
ことが関係しているものと推察される。
Under the above cutting conditions, the time required for the tool to be chipped was measured. The result is shown in FIG. The trial numbers 10 to 15 according to the present invention are trial numbers 16 to 18 which are conventional alloys.
It was confirmed that it showed a longer cutting life and higher heat resistance than that of No. Although the reason why the alloy of the present invention exhibits such excellent heat resistance is not clear, it is not superior to the conventional alloy in terms of hardness and toughness as will be described later. It is inferred that the existence of rich particles independently of each other is related.

【0038】次に、試番12、16、18の合金を用い
て耐摩耗性の評価を行った。結果を図10に示す。切削
条件は下記の通りである。なお、耐摩耗性においても耐
熱性評価の観点から湿式で切削を行った。 切削速度 V=220m/min 切削送り f=0.15mm/rev 切込み量 d=2.0mm 工具形状 TNGG160408R 被 削 材 S53C 試番16は切削初期で欠損してしまうが、試番12およ
び18は欠損しなかった。しかし、試番18は逃げ面摩
耗量が多い。
Next, the wear resistance was evaluated using the alloys of trial numbers 12, 16 and 18. The results are shown in Fig. 10. The cutting conditions are as follows. Also in terms of wear resistance, wet cutting was performed from the viewpoint of heat resistance evaluation. Cutting speed V = 220m / min Cutting feed f = 0.15mm / rev Depth of cut d = 2.0mm Tool shape TNGG160408R Work material S53C Trial No. 16 is missing at the initial cutting stage, but Trial Nos. 12 and 18 are missing I didn't. However, trial No. 18 has a large amount of flank wear.

【0039】(実施例3)実施例2の試番12をベース
に結合相量を変えた材料を実施例1と同様に作成した。
配合組成を表6に示す。
(Example 3) A material was prepared in the same manner as in Example 1 except that the binder phase amount was changed based on the sample No. 12 of Example 2.
The compounding composition is shown in Table 6.

【0040】[0040]

【表6】 [Table 6]

【0041】表7に試番12、19、20の硬さ、クラ
ック抵抗を示すが、Co+Ni量を増やすことで硬さは
減少しクラック抵抗は増加する。クラック抵抗は、Co
+Niの添加量を1vol%増やすことで約10kg/
mm向上する。
Table 7 shows the hardness and crack resistance of trial Nos. 12, 19, and 20, and the hardness decreases and the crack resistance increases by increasing the amount of Co + Ni. Crack resistance is Co
Approximately 10 kg / by increasing the addition amount of + Ni by 1 vol%
mm improvement.

【0042】[0042]

【表7】 図11にCo+Ni量と結合相中のTi、W、Mo量お
よびTi+W+Mo量の 係を示す。Co+Ni量を変
えても結合相中に固溶するTi、W、Mo量に大きな変
化は見られなかった。特に、Mo固溶量はほぼ一定して
いる。また図12に、Co+Ni量とMo/Tiとの関
係を示す。いずれもMo/Tiが1以上と高い値にある
が、Co+Ni量の増加に伴いMo/Tiは低下する傾
向がある。
[Table 7] FIG. 11 shows the relationship between the amount of Co + Ni and the amounts of Ti, W, Mo and Ti + W + Mo in the binder phase. Even if the amount of Co + Ni was changed, no significant change was observed in the amounts of Ti, W, and Mo dissolved in the binder phase. In particular, the amount of Mo solid solution is almost constant. Further, FIG. 12 shows the relationship between the amount of Co + Ni and Mo / Ti. Both have a high Mo / Ti value of 1 or more, but the Mo / Ti tends to decrease with an increase in the amount of Co + Ni.

【0043】表7の試番12、19、20および表4の
試番17、18の材料を用いて断続切削による耐欠損性
および連続切削による耐摩耗性の評価を行った。切削条
件は下記の通りである。 断続切削 切削速度 v=220m/min 切削送り f=0.35mm/rev 切込み量 d=1.0mm 工具形状 TNGG160408R 被 削 材 SCM435 連続切削 切削速度 v=220m/min 切削送り f=0.15mm/rev 切込み量 1.0mm 工具形状 TNGG160408R 被 削 材 S53C 表8に評価結果を示す。表8から、Co+Ni量が9.
8vol%の試番19が耐欠損性、耐摩耗性ともに優れ
ていることがわかる。
Using the materials of trial Nos. 12, 19, 20 in Table 7 and trial Nos. 17, 18 in Table 4, the fracture resistance by intermittent cutting and the wear resistance by continuous cutting were evaluated. The cutting conditions are as follows. Intermittent cutting Cutting speed v = 220m / min Cutting feed f = 0.35mm / rev Depth of cut d = 1.0mm Tool shape TNGG160408R Work material SCM435 Continuous cutting Cutting speed v = 220m / min Cutting feed f = 0.15mm / rev Depth of cut 1.0 mm Tool shape TNGG160408R Work material S53C Table 8 shows the evaluation results. From Table 8, the amount of Co + Ni is 9.
It can be seen that 8 vol% of the sample No. 19 has excellent fracture resistance and wear resistance.

【0044】[0044]

【表8】 [Table 8]

【0045】以上のように、金属Mo添加およびTi固
溶体の適切な添加により組織制御を行うことにより、従
来にない耐熱性を有するサーメット合金が得られる。
As described above, a cermet alloy having a heat resistance which has not been hitherto obtained can be obtained by controlling the structure by adding metallic Mo and appropriately adding a Ti solid solution.

【0046】[0046]

【発明の効果】本発明によると、高硬度および高靱性を
有するサーメット合金が提供される。また、湿式切削に
おける耐熱性に富んだサーメット合金を得ることができ
る。
According to the present invention, a cermet alloy having high hardness and high toughness is provided. Further, it is possible to obtain a cermet alloy having excellent heat resistance in wet cutting.

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

【図1】実施例1におけるTiN5vol%添加時のM
o添加量と硬さおよびクラック抵抗の関係を示すグラフ
である。
FIG. 1 shows M when TiN 5 vol% was added in Example 1.
It is a graph which shows the relationship between the addition amount of o, hardness, and crack resistance.

【図2】実施例1におけるTiN5vol%添加時のM
o添加量と結合相中のTi+W+Mo量および結合相中
のTi,W,Mo固溶量の関係を示すグラフである。
FIG. 2 shows M when TiN 5 vol% was added in Example 1.
It is a graph which shows the relationship of the addition amount of o, the amount of Ti + W + Mo in a binder phase, and the amount of Ti, W, and Mo solid solution in a binder phase.

【図3】実施例1におけるTiN5vol%添加時のM
o添加量と結合相中のMo/Tiの関係を示すグラフで
ある。
FIG. 3 shows M when TiN 5 vol% was added in Example 1.
3 is a graph showing the relationship between the amount of o added and Mo / Ti in the binder phase.

【図4】本発明サーメット合金の金属ミクロ組織写真
(2400倍)である。
FIG. 4 is a photograph (2400 times) of a metal microstructure of the cermet alloy of the present invention.

【図5】実施例2における試番3の金属ミクロ組織写真
(2400倍)である。
5 is a photograph (2400 times) of a metal microstructure of trial number 3 in Example 2. FIG.

【図6】実施例2における試番5の金属ミクロ組織写真
(2400倍)である。
6 is a photograph (2400 times) of a metal microstructure of trial No. 5 in Example 2. FIG.

【図7】実施例2における試番7の金属ミクロ組織写真
(2400倍)である。
7 is a photograph (2400 times) of a metal microstructure of trial No. 7 in Example 2. FIG.

【図8】実施例2における試番8の金属ミクロ組織写真
(2400倍)である。
8 is a photograph (2400 times) of a metal microstructure of trial No. 8 in Example 2. FIG.

【図9】実施例2における湿式切削の評価結果を示すグ
ラフである。
FIG. 9 is a graph showing evaluation results of wet cutting in Example 2.

【図10】実施例2における耐摩耗性評価結果を示すグ
ラフである。
10 is a graph showing the results of evaluation of wear resistance in Example 2. FIG.

【図11】実施例3におけるCo+Ni量と結合相中の
Ti、W、Mo固溶量との関係を示すグラフである。
11 is a graph showing the relationship between the amount of Co + Ni and the amount of solid solution of Ti, W, and Mo in the binder phase in Example 3. FIG.

【図12】実施例3におけるCo+Ni量と結合相中の
Mo/Tiとの関係を示すグラフである。
12 is a graph showing the relationship between the amount of Co + Ni and Mo / Ti in the binder phase in Example 3. FIG.

【図13】クラック抵抗の測定法を示す図である。FIG. 13 is a diagram showing a method for measuring crack resistance.

Claims (9)

【特許請求の範囲】[Claims] 【請求項1】 硬質相および結合相からなるサーメット
合金において、 硬質相は炭化チタンおよび窒化チタン、または炭窒化チ
タンを含み、 結合相はCoまたはNiの1種または2種を主体とし、 結合相中のTiおよびMoの含有量が1.0≦Mo(wt
%)/ Ti(wt%)、6(wt%)≦Ti+Moの条件を満足す
ることを特徴とするサーメット合金。
1. A cermet alloy comprising a hard phase and a binder phase, wherein the hard phase contains titanium carbide and titanium nitride, or titanium carbonitride, and the binder phase is mainly composed of one or two kinds of Co or Ni, and the binder phase The content of Ti and Mo in the alloy is 1.0 ≦ Mo (wt
%) / Ti (wt%), 6 (wt%) ≦ Ti + Mo, which is a cermet alloy.
【請求項2】 硬質相および結合相からなるサーメット
合金において、 硬質相は炭化チタンおよび窒化チタン、または炭窒化チ
タンを含み、 結合相はCoまたはNiの1種または2種を主体とし、 結合相中のTiおよびMoの含有量が1.0≦Mo(wt
%)/ Ti(wt%)、7(wt%)≦Ti+Mo+Wの条件を満
足することを特徴とするサーメット合金。
2. A cermet alloy comprising a hard phase and a binder phase, wherein the hard phase contains titanium carbide and titanium nitride, or titanium carbonitride, and the binder phase is mainly composed of one or two kinds of Co or Ni, and the binder phase The content of Ti and Mo in the alloy is 1.0 ≦ Mo (wt
%) / Ti (wt%), 7 (wt%) ≦ Ti + Mo + W, which is a cermet alloy.
【請求項3】 1.2≦Mo(wt%)/ Ti(wt%)である
請求項1または請求項2に記載のサーメット合金。
3. The cermet alloy according to claim 1, wherein 1.2 ≦ Mo (wt%) / Ti (wt%).
【請求項4】 20(wt%)≦Ti+Moである請求項
1〜請求項3のいずれかに記載のサーメット合金。
4. The cermet alloy according to claim 1, wherein 20 (wt%) ≦ Ti + Mo.
【請求項5】 硬質相が、TiCが富な炭化物粒、WC
が富な炭化物粒、および(Ti,W,Mo)Cとからな
る請求項2〜請求項4のいずれかに記載のサーメット合
金。
5. The hard phase is TiC-rich carbide grains, WC
The cermet alloy according to any one of claims 2 to 4, wherein the cermet alloy is composed of rich carbide grains and (Ti, W, Mo) C.
【請求項6】 硬質相が、TiCが富である炭化物粒、
WCが富である炭化物粒、および(Ti,W,Mo)
(C,N)とからなる請求項2〜請求項4のいずれかに
記載のサーメット合金。
6. The hard phase is a TiC-rich carbide grain,
Carbide grains rich in WC, and (Ti, W, Mo)
The cermet alloy according to any one of claims 2 to 4, which comprises (C, N).
【請求項7】 硬質相および結合相からなるサーメット
合金において、 硬質相はTiCが富な炭化物粒、WCが富な炭化物粒、
および(Ti,W,Mo)Cとからなり、 結合相はCoまたはNiの1種または2種を主体とする
ことを特徴とするサーメット合金。
7. A cermet alloy comprising a hard phase and a binder phase, wherein the hard phase is TiC-rich carbide grains, WC-rich carbide grains,
And (Ti, W, Mo) C, and the cermet alloy is characterized in that the binder phase is mainly composed of one or two of Co or Ni.
【請求項8】 硬質相および結合相からなるサーメット
合金において、 硬質相はTiCが富な炭化物粒、WCが富な炭化物粒、
および(Ti,W,Mo)(C,N)とからなり、 結合相はCoまたはNiの1種または2種を主体とする
ことを特徴とするサーメット合金。
8. A cermet alloy comprising a hard phase and a binder phase, wherein the hard phase is TiC-rich carbide grains, WC-rich carbide grains,
And (Ti, W, Mo) (C, N), and the binder phase is mainly composed of one or two kinds of Co or Ni.
【請求項9】 TiCが富な炭化物粒、WCが富な炭化
物粒が各々独立して存在する請求項5〜請求項7に記載
のサーメット合金。
9. The cermet alloy according to claim 5, wherein the TiC-rich carbide grains and the WC-rich carbide grains are independently present.
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JP2000328169A (en) * 1999-05-03 2000-11-28 Sandvik Ab Titanium base carbonitride alloy
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