JPS5823455B2 - 焼結硬質合金 - Google Patents
焼結硬質合金Info
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- JPS5823455B2 JPS5823455B2 JP6782877A JP6782877A JPS5823455B2 JP S5823455 B2 JPS5823455 B2 JP S5823455B2 JP 6782877 A JP6782877 A JP 6782877A JP 6782877 A JP6782877 A JP 6782877A JP S5823455 B2 JPS5823455 B2 JP S5823455B2
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- Japan
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- carbonitrides
- carbonitride
- alloy
- nitrides
- powder
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Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、高強度をもつと共に、耐摩耗性および耐熱
性にもすぐれ、特に切削工具、さらに熱間加工工具とし
て使用するのに適した焼結硬質合金に関するものである
。
性にもすぐれ、特に切削工具、さらに熱間加工工具とし
て使用するのに適した焼結硬質合金に関するものである
。
従来、一般に、例えば高速切削工具用焼結硬質合金とし
ては、Ti炭化物(以下Ticで示す)のもつすぐれた
耐摩耗性および耐熱性を生かし、このTicを主成分と
したTic基焼結硬質合金(サーメット)が主流を占め
ている。
ては、Ti炭化物(以下Ticで示す)のもつすぐれた
耐摩耗性および耐熱性を生かし、このTicを主成分と
したTic基焼結硬質合金(サーメット)が主流を占め
ている。
また重切削工具用焼結硬質合金としては、W炭化物(以
下WCで示す)のもつすぐれた耐衝撃性および耐塑性変
形性を生かし、このWCを主成分としたWC−Co系や
WC−T i c−T a c −C4の超硬合金が主
流を占めている。
下WCで示す)のもつすぐれた耐衝撃性および耐塑性変
形性を生かし、このWCを主成分としたWC−Co系や
WC−T i c−T a c −C4の超硬合金が主
流を占めている。
しかし、上記Tic基サーメットにおいては、Tie自
体が脆弱であるため、重切削に使用した場合に欠損を起
しやすく、さらに上記WCC超超硬合金おいては、WC
が十分な耐熱性をもっていないものであるため、200
m/minを越える切削速度での高速切削には適さない
ものであるなど、それぞれの合金には一長一短があり、
その用途が限定されがちであった。
体が脆弱であるため、重切削に使用した場合に欠損を起
しやすく、さらに上記WCC超超硬合金おいては、WC
が十分な耐熱性をもっていないものであるため、200
m/minを越える切削速度での高速切削には適さない
ものであるなど、それぞれの合金には一長一短があり、
その用途が限定されがちであった。
このようなことから、上記Tic基サーメットに関して
は、その靭性を改良するために、MO2Mo炭化物(以
下MO2C)、W、およびWCなとの成分を添加含有す
ることが行なわれているが、この場合これらの添加含有
された成分がTieの周囲をとり囲む、いわゆる中間相
となり、このようなTicが核となった2重組織におい
ては硬質相と結合相とのぬれ性は改善されたものになる
が、前記成分がTicに固溶していないのでTic自体
の強度改善はなされていないことになる。
は、その靭性を改良するために、MO2Mo炭化物(以
下MO2C)、W、およびWCなとの成分を添加含有す
ることが行なわれているが、この場合これらの添加含有
された成分がTieの周囲をとり囲む、いわゆる中間相
となり、このようなTicが核となった2重組織におい
ては硬質相と結合相とのぬれ性は改善されたものになる
が、前記成分がTicに固溶していないのでTic自体
の強度改善はなされていないことになる。
また、近年、遷移金属窒化物のうちでZr窒化物(Zr
N)とともに安定な窒化物として知られ、高い熱伝導率
をもち、耐熱衝撃性にもすぐれ、さらに焼結時に硬質相
の粒成長抑制効果のあるTi窒化物(以下TiNで示す
)を添加含有させて靭性向上をはかったTic基サーメ
ットが提案されているが、この場合TiNの添加含有量
が多すぎると結合相とのぬれ性が悪く、合金組織中にボ
ア(/JfL)や巣ができやすくなって合金強度が低下
し、一方その量が少なすぎると、主成分であるTieの
もつ脆弱さが露呈して合金強度の本質的改善がなされな
いなどの問題がある。
N)とともに安定な窒化物として知られ、高い熱伝導率
をもち、耐熱衝撃性にもすぐれ、さらに焼結時に硬質相
の粒成長抑制効果のあるTi窒化物(以下TiNで示す
)を添加含有させて靭性向上をはかったTic基サーメ
ットが提案されているが、この場合TiNの添加含有量
が多すぎると結合相とのぬれ性が悪く、合金組織中にボ
ア(/JfL)や巣ができやすくなって合金強度が低下
し、一方その量が少なすぎると、主成分であるTieの
もつ脆弱さが露呈して合金強度の本質的改善がなされな
いなどの問題がある。
さらに、Ti炭窒化物(以下T1CNで示す)を主成分
としたサーメットも提案されているが、この合金におい
ても、TiN添加含有のTic基サーメットと比較して
、その切削性能および合金特性にほとんど差がみられな
いことから判断しても、このT1CN基サーメットが本
質的に高強度をもつものであるとは云えず、靭性改良が
十分になされているとはいえないものである。
としたサーメットも提案されているが、この合金におい
ても、TiN添加含有のTic基サーメットと比較して
、その切削性能および合金特性にほとんど差がみられな
いことから判断しても、このT1CN基サーメットが本
質的に高強度をもつものであるとは云えず、靭性改良が
十分になされているとはいえないものである。
一方、WCC超超硬合金関しては、その耐摩耗性を改良
するために耐摩耗性の良好なTicを多量に添加含有さ
せて、その耐摩耗性を改良したJIS分類:POlおよ
びPIOのWCC超超硬合金高速切削用の主流となって
いるが、このPOIおよびPLOの工具材料では重切削
を満足に行なうこことはできず、またTicの量が少な
い合金では重切削は可能だが高速切削ができない。
するために耐摩耗性の良好なTicを多量に添加含有さ
せて、その耐摩耗性を改良したJIS分類:POlおよ
びPIOのWCC超超硬合金高速切削用の主流となって
いるが、このPOIおよびPLOの工具材料では重切削
を満足に行なうこことはできず、またTicの量が少な
い合金では重切削は可能だが高速切削ができない。
したがって重切削が可能で、しかも切削速度: 200
m/min以上の高速切削ができるWCC超超硬合金
現在のところ見当らないのが現状である。
m/min以上の高速切削ができるWCC超超硬合金
現在のところ見当らないのが現状である。
本発明者等は、上述の観点から、高強度をもつと共に、
耐摩耗性および耐熱性にすぐれ、特に高速切削や、高送
り切削および深切込み切削などの重切削に切削工具とし
て使用するのに適した焼結硬質合金を得るために、硬質
相自体の強度改善と結合相の耐熱性向上をはかるべく研
究を行なった結果、 (a)Ti%/W%の割合が10/90〜90/10、
N%/C%の割合が10/90〜50150(%はいず
れも重量%を示す)の組成をもったTiおよびWを基本
成分とする複数炭窒化物〔以下(Ti、W)CNで示す
〕を主成分とする合金は、Ticによるすぐれた耐摩耗
性および耐熱性、WCによるすぐれた耐衝撃性および耐
塑性変形性、並びに窒化物によるすぐれた耐溶着性およ
び耐熱衝撃性を兼ね備えていること。
耐摩耗性および耐熱性にすぐれ、特に高速切削や、高送
り切削および深切込み切削などの重切削に切削工具とし
て使用するのに適した焼結硬質合金を得るために、硬質
相自体の強度改善と結合相の耐熱性向上をはかるべく研
究を行なった結果、 (a)Ti%/W%の割合が10/90〜90/10、
N%/C%の割合が10/90〜50150(%はいず
れも重量%を示す)の組成をもったTiおよびWを基本
成分とする複数炭窒化物〔以下(Ti、W)CNで示す
〕を主成分とする合金は、Ticによるすぐれた耐摩耗
性および耐熱性、WCによるすぐれた耐衝撃性および耐
塑性変形性、並びに窒化物によるすぐれた耐溶着性およ
び耐熱衝撃性を兼ね備えていること。
(b) 上記(Ti、W)CNにおいて、いずれも1
−50モル%の範囲で、Tiの1部をTa 、Nb 、
Zr 。
−50モル%の範囲で、Tiの1部をTa 、Nb 、
Zr 。
および■のうちの1種または2種以上で置換すると、合
金の耐衝撃性および耐塑性変形性が一層向上し、またW
の1部を前記成分で置換した場合には耐摩耗性および耐
熱性が一段と向上すること。
金の耐衝撃性および耐塑性変形性が一層向上し、またW
の1部を前記成分で置換した場合には耐摩耗性および耐
熱性が一段と向上すること。
(C) 上記(Ti、W)CNに対して、TiN、Z
rN。
rN。
T aN 、 NbN 、およびVNのうちの1種また
は2種以上を共存させると、前記(Ti、W)CNは均
一微細な硬質相を形成するようになると共に、結合相が
強化され、合金の耐熱性が向上すること。
は2種以上を共存させると、前記(Ti、W)CNは均
一微細な硬質相を形成するようになると共に、結合相が
強化され、合金の耐熱性が向上すること。
(d) 結合相中にA7を含有させると、N igk
t型の微細析出粒子が析出して前記結合相を析出硬化さ
せ、前記結合相の耐熱性が一層向上したものになること
。
t型の微細析出粒子が析出して前記結合相を析出硬化さ
せ、前記結合相の耐熱性が一層向上したものになること
。
以上(a)〜(a)に示される知見を得たのである。
したがって、この発明の焼結硬質合金は上記知見に基づ
いてなされたもので、合金成分組成を、鉄族金属のうち
の1種または2種以上=5〜40%、必要に応じて At:0.01〜3%、 クロム族金属のうち1種または2種以上二上記鉄族金属
との合計量で5〜40%、 のいずれか、または両方を含有させ、 TiN、ZrN、TaN、NbN、およびVNのうちの
1種または2種以上:10〜30%、 Ti%/W%−10/90〜90/10、N%/C%=
10/90〜50150の組成割合をもち、必要に応じ
てTiおよびWのいずれかを1〜50モル%の範囲でT
a、Nb、Zr、およびVのうちの1種または2種以上
で置換した(Ti、W)CN。
いてなされたもので、合金成分組成を、鉄族金属のうち
の1種または2種以上=5〜40%、必要に応じて At:0.01〜3%、 クロム族金属のうち1種または2種以上二上記鉄族金属
との合計量で5〜40%、 のいずれか、または両方を含有させ、 TiN、ZrN、TaN、NbN、およびVNのうちの
1種または2種以上:10〜30%、 Ti%/W%−10/90〜90/10、N%/C%=
10/90〜50150の組成割合をもち、必要に応じ
てTiおよびWのいずれかを1〜50モル%の範囲でT
a、Nb、Zr、およびVのうちの1種または2種以上
で置換した(Ti、W)CN。
および不可避不純物:残り、(以上重量%)で構成する
と、上記成分組成範囲をもった焼結硬質合金は、常温特
性は云うに及ばず、特に高温においてすぐれた耐クリー
プ性、耐熱性、耐塑性変形性、および耐衝撃性を示し、
したがって熱発生の大きい高速切削や、高送り切削およ
び深切込み切削などの重切削に切削工具として、さらに
熱間加工用型材および熱間圧延用ロール材などの熱間加
工工具として使用するのに適した特性を備えることに特
徴を有するものである。
と、上記成分組成範囲をもった焼結硬質合金は、常温特
性は云うに及ばず、特に高温においてすぐれた耐クリー
プ性、耐熱性、耐塑性変形性、および耐衝撃性を示し、
したがって熱発生の大きい高速切削や、高送り切削およ
び深切込み切削などの重切削に切削工具として、さらに
熱間加工用型材および熱間圧延用ロール材などの熱間加
工工具として使用するのに適した特性を備えることに特
徴を有するものである。
ついで、この発明の焼結硬質合金において、上述のよう
に数値限定した理由を説明する。
に数値限定した理由を説明する。
(1) (Ti、W)CN
■ Ti%/W%
Ti%/W%の割合が10790未満では、相対的にW
に対するTiの量が少なくなりすぎて合金の耐摩耗性お
よび耐熱性が低下するようになり、一方、90/10を
越えると相対的にWの量が少なくなりすぎて合金の耐衝
撃性および耐塑性変形性が低下するようになることから
1その組成割合を10/90〜90/10と定めた。
に対するTiの量が少なくなりすぎて合金の耐摩耗性お
よび耐熱性が低下するようになり、一方、90/10を
越えると相対的にWの量が少なくなりすぎて合金の耐衝
撃性および耐塑性変形性が低下するようになることから
1その組成割合を10/90〜90/10と定めた。
■ N%/C%
N%/C%の割合が10790未満では、Cに対するN
の量がすぎて窒化物のもつすぐれた耐溶着性および耐熱
衝撃性を十分に合金に付与することができず、一方50
150を越えると窒化物の量が多くなりすぎて合金中に
ボアや巣ができやすくなって合金強度が低下するように
なることから、その組成割合を10/90〜50150
と定めた。
の量がすぎて窒化物のもつすぐれた耐溶着性および耐熱
衝撃性を十分に合金に付与することができず、一方50
150を越えると窒化物の量が多くなりすぎて合金中に
ボアや巣ができやすくなって合金強度が低下するように
なることから、その組成割合を10/90〜50150
と定めた。
■ Ta、Nb、Zr、およびVによる置換(T i
、W) CNにおけるTiのこれらの成分による置換量
が1モル%未満では所望の耐衝撃性および耐塑性変形性
の向上効果が得られず、一方50モル%を越えて置換す
ると、合金の耐摩耗性および耐熱性が低下するようにな
り、またWのこれらの成分による置換量が1モル%未満
では所望の耐摩耗性および耐熱性の向上効果が得られず
、一方同じく50モル%を越えて置換すると、合金の耐
衝撃性および耐塑性変形性が低下するようになることが
らTiまたはWの前記成分による置換量を1〜50モル
%と定めた。
、W) CNにおけるTiのこれらの成分による置換量
が1モル%未満では所望の耐衝撃性および耐塑性変形性
の向上効果が得られず、一方50モル%を越えて置換す
ると、合金の耐摩耗性および耐熱性が低下するようにな
り、またWのこれらの成分による置換量が1モル%未満
では所望の耐摩耗性および耐熱性の向上効果が得られず
、一方同じく50モル%を越えて置換すると、合金の耐
衝撃性および耐塑性変形性が低下するようになることが
らTiまたはWの前記成分による置換量を1〜50モル
%と定めた。
(2)TiN、ZrN、TaN、NbN、およびVNそ
の含有量が10%未満では(Ti、W)CNの粒度分布
が大きくなるばかりでなく、合金の耐熱性向上が不十分
であり、一方30%を越えて含有させると合金中にボア
や巣ができやすくなって合金強度が低下するようになる
ことから、その含有量を10〜30%と定めた。
の含有量が10%未満では(Ti、W)CNの粒度分布
が大きくなるばかりでなく、合金の耐熱性向上が不十分
であり、一方30%を越えて含有させると合金中にボア
や巣ができやすくなって合金強度が低下するようになる
ことから、その含有量を10〜30%と定めた。
(3)鉄族金属
その含有量が5%未満では相対的に硬質相の量が多くな
りすぎて、合金強度が低下するようになり、一方40%
を越えて含有させると相対的に硬質相の量が少なくなっ
て合金の耐摩耗性が低下するようになることから、その
含有量を5〜40%と定めた。
りすぎて、合金強度が低下するようになり、一方40%
を越えて含有させると相対的に硬質相の量が少なくなっ
て合金の耐摩耗性が低下するようになることから、その
含有量を5〜40%と定めた。
なお、クロム族金属を上記鉄族金属との合量で5〜40
%の範囲で含有させると合金、特に結合相の耐熱性が一
層向上するようになる。
%の範囲で含有させると合金、特に結合相の耐熱性が一
層向上するようになる。
(4) A7
AJa成分は合金、特に結合相の耐熱性を一層向上させ
るために含有されるが、その含有量が0.01%未満で
は所望の耐熱性向上が確保できず、一方3%を越えて含
有させると合金強度が低下するようになることから、そ
の含有量を0.01〜3%と定めた。
るために含有されるが、その含有量が0.01%未満で
は所望の耐熱性向上が確保できず、一方3%を越えて含
有させると合金強度が低下するようになることから、そ
の含有量を0.01〜3%と定めた。
つぎに、この発明の焼結硬質合金を実施例により具体的
に説明する。
に説明する。
実施例
原料粉末として、それぞれ平均粒径:1〜2μmをもっ
た、(Ti50W50 ) Cso N20粉末、(T
12oWso)C6oN4o粉末、(T igo W
to ) Cao N40粉末、(T i46W30
Ta 30 ) C70N30粉末、(T 14oW3
o Nb5o )C7oN3o粉末、(Ti60W35
Zr5) CgoN1o粉末、(Ti60W35V5
) CgoNto粉末、(T t 40 W46 Ta
xllZrlo ) C3ON20粉末s (T 1
4oW4o Nbto Vto )C8ON20粉末s
(Ti50W35TalOZr3 v2) Cs。
た、(Ti50W50 ) Cso N20粉末、(T
12oWso)C6oN4o粉末、(T igo W
to ) Cao N40粉末、(T i46W30
Ta 30 ) C70N30粉末、(T 14oW3
o Nb5o )C7oN3o粉末、(Ti60W35
Zr5) CgoN1o粉末、(Ti60W35V5
) CgoNto粉末、(T t 40 W46 Ta
xllZrlo ) C3ON20粉末s (T 1
4oW4o Nbto Vto )C8ON20粉末s
(Ti50W35TalOZr3 v2) Cs。
N20粉末、Tic粉末、T1CN粉末、TiN粉末、
TaN粉末、NbN粉末、および■粉末、さらにそれぞ
れ同0.5〜1.0 μmのCr粉末、Mo粉末、およ
びW粉末、同じく1〜3μmの平均粒径を有するCo粉
末、Ni粉末、Fe粉末、およびNi−At合金粉末を
用意し、これら原料粉末をそれぞれ第1表に示される配
合組成に配合し、この配合粉末をボールミル中で粉砕混
合した後、圧粉体に成形し、ついでこの圧粉体を、真空
中、温度:1400℃に1時間保持の条件で焼結するこ
とによって、実質的に配合組成と同一の成分組成をもっ
た本発明焼結合金1〜37および従来焼結合金1,2を
それぞれ製造した。
TaN粉末、NbN粉末、および■粉末、さらにそれぞ
れ同0.5〜1.0 μmのCr粉末、Mo粉末、およ
びW粉末、同じく1〜3μmの平均粒径を有するCo粉
末、Ni粉末、Fe粉末、およびNi−At合金粉末を
用意し、これら原料粉末をそれぞれ第1表に示される配
合組成に配合し、この配合粉末をボールミル中で粉砕混
合した後、圧粉体に成形し、ついでこの圧粉体を、真空
中、温度:1400℃に1時間保持の条件で焼結するこ
とによって、実質的に配合組成と同一の成分組成をもっ
た本発明焼結合金1〜37および従来焼結合金1,2を
それぞれ製造した。
なお、上記本発明焼結合金1〜37の製造に際して、原
料粉末として使用した上記の各種のTiとWの炭窒化物
粉末は、例えば、 ■ Tiおよび/またはTio2粉末と、Wと粉末およ
び/またはWo3粉末と、炭素粉末とを混合し、さらに
必要に応じてTa、Ta2o5.Nb。
料粉末として使用した上記の各種のTiとWの炭窒化物
粉末は、例えば、 ■ Tiおよび/またはTio2粉末と、Wと粉末およ
び/またはWo3粉末と、炭素粉末とを混合し、さらに
必要に応じてTa、Ta2o5.Nb。
Nb2o5.Zr、Zro2 、V、および■205の
粉末のうち1種または2種以上を混合して、窒素雰囲気
中、温度1000〜18000℃で炭窒化する方法。
粉末のうち1種または2種以上を混合して、窒素雰囲気
中、温度1000〜18000℃で炭窒化する方法。
■ 必要に応じてTaC,TaN、NbC,NbN、Z
rCZrN、VC,およびVNの粉末のうちの1種また
は2種以上を混合した、TiC粉末、TiN粉末、およ
びWC粉末からなる混合物を、不活性ガス雰囲気中ある
いは低真空中、温度1400〜2000℃で炭窒化する
方法。
rCZrN、VC,およびVNの粉末のうちの1種また
は2種以上を混合した、TiC粉末、TiN粉末、およ
びWC粉末からなる混合物を、不活性ガス雰囲気中ある
いは低真空中、温度1400〜2000℃で炭窒化する
方法。
■ 必要に応じてTaC,NbC,ZrC,およびVC
の粉末のうちの1種または2種以上を混合した、TiC
粉末とWC粉末とからなる混合物を、窒素雰囲気中、温
度」000〜1800℃で窒化する方法。
の粉末のうちの1種または2種以上を混合した、TiC
粉末とWC粉末とからなる混合物を、窒素雰囲気中、温
度」000〜1800℃で窒化する方法。
などの方法によって製造される。
ついで、上記本発明焼結合金1〜37および従来焼結合
金1,2について、ロックウェル硬す(Aスケール)お
よび抗折力を測定すると共に、さらに比較の目的でJ
IS : P20WC基超硬合全超硬下従来焼結合金3
という)を加えて、以下に示す条件で乾式連続切削試験
および乾式断続切削試験を行ない、前者試験では切刃の
フランク摩耗幅およびクレータ−摩耗深さをそれぞれ測
定し、一方後者試験では10個の試験切刃のうちの欠損
切刃数を測定した。
金1,2について、ロックウェル硬す(Aスケール)お
よび抗折力を測定すると共に、さらに比較の目的でJ
IS : P20WC基超硬合全超硬下従来焼結合金3
という)を加えて、以下に示す条件で乾式連続切削試験
および乾式断続切削試験を行ない、前者試験では切刃の
フランク摩耗幅およびクレータ−摩耗深さをそれぞれ測
定し、一方後者試験では10個の試験切刃のうちの欠損
切刃数を測定した。
なお、本発明焼結合金は、その全部について切削試験を
行なわず、第2表に測定結果が示されるものについての
み行なった。
行なわず、第2表に測定結果が示されるものについての
み行なった。
・乾式連続切削条件
被削材: J IS −SNCM−8、
切削速度:200m/min
送り: 0.3mm/rev。
切込み:3.0mm1
切削時間:10m1n
チップ形状:JIS−8NP432(ホーニング:0.
lX25°)。
lX25°)。
・乾式断続切削条件
ン 被削材: J I S −SNCM−8切削速
度: 100 ml min。
度: 100 ml min。
送り: 0.3 rran/ r ev 、、切込み:
1.5mm。
1.5mm。
切削時間:5m1n
チップ形状:JIS−8NCM−432
(ホーニング:0.lX25°)。
これらの測定結果が第2表に示されている。
第1表および第2表に示される結果から、本発明焼結合
金は、いずれもT1CN基サーメットたる従来焼結合金
1およびTic基サーメットたる従来焼結合金2に比し
て高強度(抗折力)をもつと共に、切削に際してはすぐ
れた耐衝撃性を示し、また本発明焼結合金はJIS−P
2OのWCC超超硬合金る従来焼結合金3さの比較にお
いてもすぐれた耐摩耗性を示すこさが明らかである。
金は、いずれもT1CN基サーメットたる従来焼結合金
1およびTic基サーメットたる従来焼結合金2に比し
て高強度(抗折力)をもつと共に、切削に際してはすぐ
れた耐衝撃性を示し、また本発明焼結合金はJIS−P
2OのWCC超超硬合金る従来焼結合金3さの比較にお
いてもすぐれた耐摩耗性を示すこさが明らかである。
上述のように、この発明の焼結硬質合金は、高強度を有
し、さらに耐摩耗性および耐衝撃性にもすぐれているの
で、これらの特性が要求される高速切削や重切削などの
切削工具として、また熱間加工工具として使用した場合
に著しく長期に亘ってすぐれた性能を発揮するのである
。
し、さらに耐摩耗性および耐衝撃性にもすぐれているの
で、これらの特性が要求される高速切削や重切削などの
切削工具として、また熱間加工工具として使用した場合
に著しく長期に亘ってすぐれた性能を発揮するのである
。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 鉄族金属のうちの1種または2種以上=5〜40%
、 Ti、Zr、Ta、Nb、および■の窒化物のうちの1
種または2種以上二10〜30%、 TiおよびWの炭窒化物、および不可避不純物:残り、 からなり、上記鉄族金属で結合相が、上記窒化物および
炭窒化物で硬質相が形成され、しかも上記TiおよびW
の炭窒化物は、Ti%/W%=10/90〜90/10
、N%/C%−10/90〜50150を満足する組成
(以上重量%)をもつことを特徴とする焼結硬質合金。 2 鉄族金属のうちの1種または2種以上と、クロム族
金属のうちの1種または2種以上=5〜40%、 Ti、Zr、Ta、Nb、および■の窒化物のうちの1
種または2種以上:10〜30%、 TiおよびWの炭窒化物、および不可避不純物:残り、 からなり、上記鉄族金属およびクロム族金属で結合相が
、上記窒化物および炭窒化物で硬質相が形成され、しか
も上記TiおよびWの炭窒化物は、Ti%/W%=10
/90〜90/10、N%/C%−10/90〜501
50を満足する組成(以上重量%)をもつことを特徴と
する焼結硬質合金。 3 鉄族金属のうちの1種または2種以上:5〜40%
、 Ti 、Zr、Ta、Nb、および■の窒化物のうちの
1種または2種以上=10〜30%、 TiおよびWのいずれかを1〜50モル%の範囲でTa
、Nb、Zr、および■のうちの1種または2種以上で
置換したTiおよびWの炭窒化物、および不可避不純物
:残り、 からなり、上記鉄族金属で結合相が、上記窒化物および
炭窒化物で硬質相が形成され、しかも上記TiおよびW
の炭窒化物は、Ti%/W%=10/90〜90/10
、N%/C%−10/90〜50150を満足する組成
(以上重量%)をもつことを特徴とする焼結硬質合金。 4 鉄族金属のうちの1種または2種以上と、クロム族
金属のうちの1種または2種以上=5〜40%、 Ti、Zr、Ta、Nb、およびVの窒化物のうちの1
種または2種以上:10〜30%、 TiおよびWのいずれかを1〜50モル%の範囲でTa
、Nb 、 Zr 、および■のうちの1種または2
種以上で置換したTiおよびWの炭窒化物、および不可
避不純物:残り、 からなり、上記鉄族金属およびクロム族金属で結合相が
、上記窒化物および炭窒化物で硬質相が形成され、しか
も上記TiおよびWの炭窒化物は、Ti%/W%=10
/90〜90/10、N%/C%−10/90〜501
50を満足する組成(以上重量%)をもつことを特徴と
する焼結硬質合金。 5At:0.01〜3%、 鉄族金属のうちの1種または2種以上:5〜40%、 T it Z r + T a 、N b 、およびV
の窒化物のうちの1種または2種以上310〜30%、 TiおよびWの炭窒化物、および不可避不純物:残り、 からなり、上記Atおよび鉄族金属で結合相が、上記窒
化物および炭窒化物で硬質相が形成され、しかも上記T
iおよびWの炭窒化物は、Ti%/W%=10/90〜
90/10、N%/C%−10/90〜50150を満
足する組成(以上重量%)をもつことを特徴とする焼結
硬質合金。 (3A7:0.01〜3%、 鉄族金属のうちの1種または2種以上と、クロム族金属
のうちの1種または2種以上:5〜40爪 Ti 、Zr、Ta、Nb、および■の窒化物のうちの
1種または2種以上:10〜30%、 TiおよびWの炭窒化物、および不可避不純物:残り、 からなり、上記At1鉄族金属およびクロム族金属で結
合相が、上記窒化物および炭窒化物で硬質相が形成され
、しかも上記TiおよびWの炭窒化物は、Ti%/W%
−10/90〜90/10、N%/C%=10/90〜
50150を満足する組成(以上重量%)をもつことを
特徴とする焼結硬質合金。 7A7:0.01〜3%、 鉄族金属のうちの1種または2種以上:5〜40%、 Ti 、Zr 、Ta 、Nb 、および■の窒化物の
うちの1種才たは2種以上:10〜30%、 TiおよびWのいずれかを1〜50モル%の範囲でTa
、Nb、Zr、および■のうちの1種または2種以上で
置換したTiおよびWの炭窒化物、および不可避不純物
:残り、 からなり、上記Atおよび鉄族金属で結合相が、上記窒
化物および炭窒化物で硬質相が形成され、しかも上記T
iおよびWの炭窒化物は、Ti%/W%−10/90〜
90/10、N%/C%−10/90〜50150を満
足する組成(以上重量%)をもつことを特徴とする焼結
硬質合金。 8 A7:0.01〜3%、 鉄族金属のうちの1種または2種以上と、クロム族金属
のうちの1種または2種以上:5〜40%、 Ti、Zr、Ta、Nb、および■の窒化物のうちの1
種または2種以上=10〜30%、 TiおよびWのいずれかを1〜50モル%の範囲でTa
、Nb 、 Zr 、および■のうちの1種または2
種以上で置換したTiおよびWの炭窒化物、および不可
避不純物:残り、 からなり、上記A7および鉄族金属およびクロム族金属
で結合相が、上記窒化物および炭窒化物で硬質相が形成
され、しかも上記TiおよびWの炭窒化物は、Ti%/
W%−10/90〜90/10゜N%/C%= 10/
90〜50150を満足する組成(以上重量%)をもつ
ことを特徴とする焼結硬質合金。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP6782877A JPS5823455B2 (ja) | 1977-06-10 | 1977-06-10 | 焼結硬質合金 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP6782877A JPS5823455B2 (ja) | 1977-06-10 | 1977-06-10 | 焼結硬質合金 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS542912A JPS542912A (en) | 1979-01-10 |
JPS5823455B2 true JPS5823455B2 (ja) | 1983-05-16 |
Family
ID=13356189
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP6782877A Expired JPS5823455B2 (ja) | 1977-06-10 | 1977-06-10 | 焼結硬質合金 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS5823455B2 (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS59149771U (ja) * | 1983-03-25 | 1984-10-06 | 株式会社日立製作所 | プリンタ−印字制御装置 |
JPH02209072A (ja) * | 1989-02-09 | 1990-08-20 | Canon Inc | ファクシミリ装置 |
Families Citing this family (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS61143550A (ja) * | 1984-12-13 | 1986-07-01 | Hitachi Choko Kk | サ−メツト製ドツトワイヤ− |
JPH02131803A (ja) * | 1988-11-11 | 1990-05-21 | Mitsubishi Metal Corp | 耐欠損性のすぐれた耐摩耗性サーメット製切削工具 |
JP3352494B2 (ja) | 1993-03-25 | 2002-12-03 | 三井鉱山株式会社 | 窒素酸化物分解触媒及びそれを用いた脱硝方法 |
-
1977
- 1977-06-10 JP JP6782877A patent/JPS5823455B2/ja not_active Expired
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS59149771U (ja) * | 1983-03-25 | 1984-10-06 | 株式会社日立製作所 | プリンタ−印字制御装置 |
JPH02209072A (ja) * | 1989-02-09 | 1990-08-20 | Canon Inc | ファクシミリ装置 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS542912A (en) | 1979-01-10 |
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