JPS5913043A - 硬質合金及び製造法 - Google Patents
硬質合金及び製造法Info
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- JPS5913043A JPS5913043A JP58115462A JP11546283A JPS5913043A JP S5913043 A JPS5913043 A JP S5913043A JP 58115462 A JP58115462 A JP 58115462A JP 11546283 A JP11546283 A JP 11546283A JP S5913043 A JPS5913043 A JP S5913043A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
Ｔｉ 、Ｚｒ、Ｈｆ５Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ
の硬質炭化物を鉄族金属で結合したいわゆる超硬合金は
切削工具。
の硬質炭化物を鉄族金属で結合したいわゆる超硬合金は
切削工具。
ロールダイス等の耐摩工具に広く使われている。 □近
年炭化物のみならず窒化物あるいは炭窒化物が ・利用
されはじめている。
年炭化物のみならず窒化物あるいは炭窒化物が ・利用
されはじめている。
工具□として超硬合金に要求される特性は２種類に大別
されることが判っている。すなわち靭性と耐摩耗性とで
ある。このうち靭性に関しては発明者等の長年の研究に
より、さらに２種類に大別されることが判って来た。そ
れは機械的強度と熱疲労強度とである。
されることが判っている。すなわち靭性と耐摩耗性とで
ある。このうち靭性に関しては発明者等の長年の研究に
より、さらに２種類に大別されることが判って来た。そ
れは機械的強度と熱疲労強度とである。
機械的強度と耐摩耗性関係は上記超硬合金においては相
反する性質であり、鉄族結合金属（多くの場合Ｑｏ）を
増加させ、機械的強度を上昇させれば耐摩耗性は減少し
てしまう。
反する性質であり、鉄族結合金属（多くの場合Ｑｏ）を
増加させ、機械的強度を上昇させれば耐摩耗性は減少し
てしまう。
熱疲労強度の変化はかなり複雑である。ＣＯ量の増大に
とも−ない熱疲労強、度の増加が起るが、ＣＯ量が多す
ぎるとかえって塑性変形が起り、熱疲労強度の低下をま
ねく。従ってＣＯ量増による熱疲労強度向上にもおのず
から限界がある。
とも−ない熱疲労強、度の増加が起るが、ＣＯ量が多す
ぎるとかえって塑性変形が起り、熱疲労強度の低下をま
ねく。従ってＣＯ量増による熱疲労強度向上にもおのず
から限界がある。
一方、切削工具においては、その能率向上のため、切込
み、送りの大きな重切削に耐える耐熱疲労強度の高い工
具がますます要求されて来ている。
み、送りの大きな重切削に耐える耐熱疲労強度の高い工
具がますます要求されて来ている。
また耐摩工具の市場においても、モルガンロールに代表
される熱間塑性加工用としてきびしい熱サイクルに耐え
る工具が要求されて来ている。
される熱間塑性加工用としてきびしい熱サイクルに耐え
る工具が要求されて来ている。
しかるにすでに述べたように、これらの要求を満たすに
は現状の超硬合金ではおのずがら限界がある。
は現状の超硬合金ではおのずがら限界がある。
本発明はＷＣ＝Ｃｏ系合金では到達し得ない高温耐塑性
変形性と耐熱疲労靭性とを有する工具を提案することに
最大の特徴がある。以下にその考え方について述べる。
変形性と耐熱疲労靭性とを有する工具を提案することに
最大の特徴がある。以下にその考え方について述べる。
ＣＯを結合相とした従来？超硬合金においてはＣ。
相の軟化温度が低いため高温での耐塑性変形性実用切削
条件においてもすでに問題となっているし、耐熱疲労靭
性も以下に述べる材料に比べ低い。
条件においてもすでに問題となっているし、耐熱疲労靭
性も以下に述べる材料に比べ低い。
従って、これを防ぐためにはｃｏのかわりにＷに代表さ
れる高融点金属を結合金属として用いればよいことにな
る。実際にこのような考えに基づいた合金の試作は２〜
３行われており、特公昭３／ −４７４１号にはＴｉ−
Ｗ−（ｌの共晶点を利用して（’Ｉ’ｉ。
れる高融点金属を結合金属として用いればよいことにな
る。実際にこのような考えに基づいた合金の試作は２〜
３行われており、特公昭３／ −４７４１号にはＴｉ−
Ｗ−（ｌの共晶点を利用して（’Ｉ’ｉ。
Ｗ） Ｏｉ７．Ｘ ＳＶの合金を２！；００００前後
の温度にカリ、熱、溶融し、これを鋳造するいわゆや溶
製法で作成することが提案されている。 。
の温度にカリ、熱、溶融し、これを鋳造するいわゆや溶
製法で作成することが提案されている。 。
この合金（以下鋳造合金と９．記す）の耐摩耗性や高温
での耐塑性変形性は該超硬合金に比ではるかに優れてい
るもの一１以下のような欠点があって広く使用されるに
、至らなかった。１第１に靭性、特に機械的強、度が著
しく劣っている。第２．にきわめて難研削材料であるに
もか＼わらず、鋳造、によって作られるため粉、末億金
法で製造される超硬合金のごとき複雑形状の製品を、、
安価に製造烹ることかできない。第３に鋳造湿度の関係
上融点や低い共晶組成付近に限定された合金しか得られ
ない。
での耐塑性変形性は該超硬合金に比ではるかに優れてい
るもの一１以下のような欠点があって広く使用されるに
、至らなかった。１第１に靭性、特に機械的強、度が著
しく劣っている。第２．にきわめて難研削材料であるに
もか＼わらず、鋳造、によって作られるため粉、末億金
法で製造される超硬合金のごとき複雑形状の製品を、、
安価に製造烹ることかできない。第３に鋳造湿度の関係
上融点や低い共晶組成付近に限定された合金しか得られ
ない。
また（Ｔｉ 、 ＷＸＣ！ 、 ０）−Ｗ鋳造合金の提
案（特開昭４’７−９６０３号）もあるが同じよ、うな
理由から実用には供され、ていない。
案（特開昭４’７−９６０３号）もあるが同じよ、うな
理由から実用には供され、ていない。
そこでこれ等の該鋳造合金の組成で粉末冶金法で製造で
きれば、前述の欠点の、うち第２Ｉ第３の。
きれば、前述の欠点の、うち第２Ｉ第３の。
２つの欠点をカバーできるということり当業者において
容易に考えつくところである。しかし、この試みは数々
行われながら実際に優れた合金は作成されていない。そ
の理由はこの組成の合金は炭化物やＭｏ 、 Ｗといっ
た高融点金属より成っているので焼結性は著しく悪く、
十分な強度が出ながったためである。 ・ ・本発明者等はこれ等の系の合金について、なかんずく
硬質相を形成する元素について詳細なる研究を行って驚
くべき知見を得るに至った。
容易に考えつくところである。しかし、この試みは数々
行われながら実際に優れた合金は作成されていない。そ
の理由はこの組成の合金は炭化物やＭｏ 、 Ｗといっ
た高融点金属より成っているので焼結性は著しく悪く、
十分な強度が出ながったためである。 ・ ・本発明者等はこれ等の系の合金について、なかんずく
硬質相を形成する元素について詳細なる研究を行って驚
くべき知見を得るに至った。
すな、わち、これまで硬質合金の常識では焼結を阻害す
るとされていた酸素を硬質相に入れることによって焼結
性が著しく向上し、さらには靭性の向上が・見られるこ
とを発見したのである。本発明 。
るとされていた酸素を硬質相に入れることによって焼結
性が著しく向上し、さらには靭性の向上が・見られるこ
とを発見したのである。本発明 。
はこの知見をもとに靭性に優れた高融点金属バインダー
硬質、合金を、近年の高能率化に応える工具として提案
す、るものである。
硬質、合金を、近年の高能率化に応える工具として提案
す、るものである。
本発明緯酸素及び窒素を硬質相に積極的に投入すること
に最大の特徴があるが、この合金においては酸素は硬質
相以外にはほとんどはいらず、硬質相は（Ｍｌ１Ｍ２
、）（０、Ｎ、 Ｏ）といった組成となる。
に最大の特徴があるが、この合金においては酸素は硬質
相以外にはほとんどはいらず、硬質相は（Ｍｌ１Ｍ２
、）（０、Ｎ、 Ｏ）といった組成となる。
Ｍ］は周期律表ｆＶａ族金属である’Ｉ’ｉ 、 Ｚｒ
、 Ｉ（ｆより選ばれた７種又は２装置」―の金属で
あり、Ｍ２は■ａａ金属であるＣｒ、Ｍｏ、Ｗより選ば
れた７種又は２種以上の金属である。このことは第１図
に示すＸ線回折により明らかである。この図はＷｊＯ原
子％、’Ｉ’ｉ２５原子％、Ｃ２０原子％、０３原子％
の組成の合金のＸ線回折パターンであるが、ＷとＴｉＣ
相のみ観察される。図中１はＷのピーク、２はＴｉＣ相
のピークを１示している。このようなことはＮを含有す
る合金においても同じである。
、 Ｉ（ｆより選ばれた７種又は２装置」―の金属で
あり、Ｍ２は■ａａ金属であるＣｒ、Ｍｏ、Ｗより選ば
れた７種又は２種以上の金属である。このことは第１図
に示すＸ線回折により明らかである。この図はＷｊＯ原
子％、’Ｉ’ｉ２５原子％、Ｃ２０原子％、０３原子％
の組成の合金のＸ線回折パターンであるが、ＷとＴｉＣ
相のみ観察される。図中１はＷのピーク、２はＴｉＣ相
のピークを１示している。このようなことはＮを含有す
る合金においても同じである。
こ＼で本発明合金の限定条件について説明する。
゛まず、酸素の含有量であるＸは余り少ないとその効果
は表われず、又あまり多いと焼結性を悪くする。一般に
酸化物と金属の混合体の焼結性が劣るのはそれ等の界面
のぬれが悪いためであるが、本発明の合金についても同
じことが考えられる。
は表われず、又あまり多いと焼結性を悪くする。一般に
酸化物と金属の混合体の焼結性が劣るのはそれ等の界面
のぬれが悪いためであるが、本発明の合金についても同
じことが考えられる。
θＯｊ≦Ｘ≦θｊの範囲であれば酸素の添加効果を損う
ことなく強度の高い合金が得られる。
ことなく強度の高い合金が得られる。
窒素についても酸素と同様のことが言えるが、耐摩耗性
を最下限に要求される場合は窒素は望ましくない場合が
あるので０００ｊ≦ｙ≦０３；が適当と考えられる。Ｍ
ｌ及びＭ２の比率については、ａ〈０／であれば硬質相
の量が少なく硬質合金として適当でない。一方、ａ ＞
０７となると高融点金属相が少なくなり脆くて実用性
がない。
を最下限に要求される場合は窒素は望ましくない場合が
あるので０００ｊ≦ｙ≦０３；が適当と考えられる。Ｍ
ｌ及びＭ２の比率については、ａ〈０／であれば硬質相
の量が少なく硬質合金として適当でない。一方、ａ ＞
０７となると高融点金属相が少なくなり脆くて実用性
がない。
さらにＮとＯの合計ｘ ＋ ｙも限度以上になると焼結
性を損う。０が００５以上含有することを要するので下
限も定まってａＯ夕≦ｘ 十ｙ≦０乙であることが望ま
しい。
性を損う。０が００５以上含有することを要するので下
限も定まってａＯ夕≦ｘ 十ｙ≦０乙であることが望ま
しい。
化学量論定数（金属に対するＯ、Ｎ、Ｏ合計のモル比率
）２についてはａ５を越えると硬質相と炭素の共存域で
あり本発明の範囲ではない。又θ／以下では硬質相が少
なすぎて硬度が足りないため切削工具や耐摩耗材料どし
ての本発明の目的からはずれる。このため０／≦２≦０
．５であることを要する。
）２についてはａ５を越えると硬質相と炭素の共存域で
あり本発明の範囲ではない。又θ／以下では硬質相が少
なすぎて硬度が足りないため切削工具や耐摩耗材料どし
ての本発明の目的からはずれる。このため０／≦２≦０
．５であることを要する。
ＩＶａＶａ族元素部をＶ、Ｎｂ、’Ｉ’ａのＶａ族元素
によって置換することは靭性の向上に効果がある。しか
し多量に添加するとＩＶａ族、■ａ族嵩高融点元素組合
わせによって特徴的に表われるＭｅ（０，Ｎ、Ｏ）と高
融点金属相の共存という組織からはずれやすくなる。
によって置換することは靭性の向上に効果がある。しか
し多量に添加するとＩＶａ族、■ａ族嵩高融点元素組合
わせによって特徴的に表われるＭｅ（０，Ｎ、Ｏ）と高
融点金属相の共存という組織からはずれやすくなる。
（Ｍｌａ 、 Ｍ２ｂ ）（Ｃ／−Ｘ−、ｙ ＋ Ｎｙ
ｒ Ｏｒ）、と表わすと（Ｍｌ：■ａ族元素、 Ｍ２
Ｓ Ｖｉａ族元素）ａは前述のごと＜■ａａ元素の量
の範囲であることが望ましくθｌから０７の間であるこ
とが望ましい。
ｒ Ｏｒ）、と表わすと（Ｍｌ：■ａ族元素、 Ｍ２
Ｓ Ｖｉａ族元素）ａは前述のごと＜■ａａ元素の量
の範囲であることが望ましくθｌから０７の間であるこ
とが望ましい。
又ａ 十ｂ ＝ ／であり、従って０．０７≦ａ≦０７
．θ３≦ｂ≦０．９となる。
．θ３≦ｂ≦０．９となる。
本発明の如き酸素を含有した合金を製造するには２つの
方法が考えられる。ひとつは酸素の入ったＢｌ型硬質相
を作り、これと高融点金属を混合して焼結する方法であ
り、他のひとつは焼結中に雰囲気から酸素を入れる方法
である。
方法が考えられる。ひとつは酸素の入ったＢｌ型硬質相
を作り、これと高融点金属を混合して焼結する方法であ
り、他のひとつは焼結中に雰囲気から酸素を入れる方法
である。
前者は本発明合金においては焼結性が劣り強靭な合金と
することがむつかしい上に含有酸素量の厳密な調節もむ
つかしい。
することがむつかしい上に含有酸素量の厳密な調節もむ
つかしい。
一方後者においては気相との反応により硬質相の組成が
次第に変化してゆくことによって焼結は促進される。さ
らに雰囲気の圧力調節によって上記反応の制御が可能で
あるので含有酸素量の調節も可能である。
次第に変化してゆくことによって焼結は促進される。さ
らに雰囲気の圧力調節によって上記反応の制御が可能で
あるので含有酸素量の調節も可能である。
ところで酸素を硬質相に導入するにはＣＯガス雰囲気が
最も優れている。これに関して発明者は詳細に研究した
結果ＣＯガス雰囲気中で１０００°Ｃ付近に保持すると
、１３１型固溶体の炭化物、炭窒化物中に０が浸入する
ことがわかった。この反応を利用してＣＯ雰囲気中で昇
温すればよいと考え、実施例／に示すような焼結方法で
焼結したところ良好なる合金を作ることができた。ＣＯ
ガスは低温では（３）式の分解反応をおこして炭素を析
出する。
最も優れている。これに関して発明者は詳細に研究した
結果ＣＯガス雰囲気中で１０００°Ｃ付近に保持すると
、１３１型固溶体の炭化物、炭窒化物中に０が浸入する
ことがわかった。この反応を利用してＣＯ雰囲気中で昇
温すればよいと考え、実施例／に示すような焼結方法で
焼結したところ良好なる合金を作ることができた。ＣＯ
ガスは低温では（３）式の分解反応をおこして炭素を析
出する。
２００→Ｃ０ＪＬ十Ｇ ・ ・ ・ ・（３）この
ため昇温過程の最初からＣＯ雰囲気とすることは好まし
くない。
ため昇温過程の最初からＣＯ雰囲気とすることは好まし
くない。
又窒素を含有させる目的で００分圧と同時もしくは単独
にＮＺ分圧をかけた雰囲気で昇温することもよい方法で
ある。この場合は原料にＮを含有する物質（例えばＴｉ
Ｎ、 Ｔｉ （０，０）等）を使って真空焼結を行って
も必ずしも焼結性が悪くなるわけではない。
にＮＺ分圧をかけた雰囲気で昇温することもよい方法で
ある。この場合は原料にＮを含有する物質（例えばＴｉ
Ｎ、 Ｔｉ （０，０）等）を使って真空焼結を行って
も必ずしも焼結性が悪くなるわけではない。
しかし０．Ｎを必ずしも気相からだけ取り入れるばかり
でなく、酸素あるいは窒素又はその両者を含有した１３
１型固溶体を原料に使って００分圧あるいは当分圧のか
かったあるいは両者を利用した雰囲気で焼結することは
空孔もなく酸素、窒素の調節も厳密にできて好ましい結
果を得られる。これ等については実施例２に示す。
でなく、酸素あるいは窒素又はその両者を含有した１３
１型固溶体を原料に使って００分圧あるいは当分圧のか
かったあるいは両者を利用した雰囲気で焼結することは
空孔もなく酸素、窒素の調節も厳密にできて好ましい結
果を得られる。これ等については実施例２に示す。
さて、本発明の硬質合金が特に切削工具として良い性質
を示すことは以下の実施例によって明らかにする。超硬
合金において粒度等の調節のためしばしば用いられるＢ
、ＡＩ、Ｓｉ、Ｐ等を微量添加することも本発明の範囲
である。
を示すことは以下の実施例によって明らかにする。超硬
合金において粒度等の調節のためしばしば用いられるＢ
、ＡＩ、Ｓｉ、Ｐ等を微量添加することも本発明の範囲
である。
又Ｖｉａ族金属中Ｃｒは必ずしも高融点とは言いがたい
が、Ｏｒを添加した合金は特に高い耐食性を示すので目
的によっては好ましい合金となる。
が、Ｏｒを添加した合金は特に高い耐食性を示すので目
的によっては好ましい合金となる。
以下実施例を示すが、本発明範囲が以下の実施例に限ら
れるものではない。
れるものではない。
実施例／
市販の平均粒度／、！；、１ｔのＷｌｒ！；重量％と平
均粒度／μのＴｉＯ／／ｊ重量％及びＴｉＮＪＪ重量％
秤取し、これをアトライターでＳ時間湿式混合後、乾燥
型押工程を経て、ＷもＴｉ２ｒ ０２ｅ’ Ｎｊ（原子
％で表示した）の組成の原料粉を作成した。これを以下
の２種の焼結方法で試料を作成した。
均粒度／μのＴｉＯ／／ｊ重量％及びＴｉＮＪＪ重量％
秤取し、これをアトライターでＳ時間湿式混合後、乾燥
型押工程を経て、ＷもＴｉ２ｒ ０２ｅ’ Ｎｊ（原子
％で表示した）の組成の原料粉を作成した。これを以下
の２種の焼結方法で試料を作成した。
（ん真空焼結 １０ Ｔｏｒｒ以下 ／８００°
ＯＸ／ｈｒ（Ｂ本 発 明 常温〜１００００Ｃ真空
１０ Ｔｏｒｒ以下１以下１００一００〜７ 昇温速度は１０°Ｃ／＃ＩＩＩ＋であり、冷却は１０Ｔ
ｏｒｒ以下の真空中で行った。得られた試料の炭素と酸
素の分析結果は表／に示すとおりである。
ＯＸ／ｈｒ（Ｂ本 発 明 常温〜１００００Ｃ真空
１０ Ｔｏｒｒ以下１以下１００一００〜７ 昇温速度は１０°Ｃ／＃ＩＩＩ＋であり、冷却は１０Ｔ
ｏｒｒ以下の真空中で行った。得られた試料の炭素と酸
素の分析結果は表／に示すとおりである。
従って最終組成の概略は次のように表わされる。
（Ａ） Ｗ’ゴＴＩキｄ−Ｎ−０９′又は（ Ｔ ’
，ｐ， 、Ｗ６．６？ ）（ｑ．＆， ｌ Ｎ６，ｏＦ
ｌ Ｏａ．ρ０，３。
，ｐ， 、Ｗ６．６？ ）（ｑ．＆， ｌ Ｎ６，ｏＦ
ｌ Ｏａ．ρ０，３。
また上記の原料粉の焼結条件を次のように一部変えたも
のを試験した。
のを試験した。
常温〜１ＯＯＯ０Ｃ 真空１０ Ｔｏｒｒ以下
１ＯＯＯ０Ｃ〜／１ＯＯ０ＣＣＯ雰囲気３０Ｔｏｒｒ
。
１ＯＯＯ０Ｃ〜／１ＯＯ０ＣＣＯ雰囲気３０Ｔｏｒｒ
。
／ｌ０００Ｃｊ Ｘ ／ ｈｒ Ｎ，雰囲気Ｑ
Ｔｏｒｒ 。
Ｔｏｒｒ 。
なおこれの最終組成は 。
、ｒａ゛ｏ Ｔ，ＪＬ６ 、！ｔｔＩ Ｎｊ６ ｏ／．
ｌｊ組成を持つ該鋳造合金のび者で切削性能の比較をも
った。切削条件は表２に示すごとくであった。
ｌｊ組成を持つ該鋳造合金のび者で切削性能の比較をも
った。切削条件は表２に示すごとくであった。
この試験の結果は表３のとおりである。
Ｃ以下余白）
表 ３ 表中下記の（※）は切削時間７分この例から明
らかなごとく、Ｗをバインダーとする合金では刃先後退
量のデータが示すごとく、耐塑性変形性はすぐれている
。しかし、酸素を含有しない（４）や市販鋳造合金はフ
ライス切削のごとき断続切削ではチッピングをおこして
実用には使用できない。 。
らかなごとく、Ｗをバインダーとする合金では刃先後退
量のデータが示すごとく、耐塑性変形性はすぐれている
。しかし、酸素を含有しない（４）や市販鋳造合金はフ
ライス切削のごとき断続切削ではチッピングをおこして
実用には使用できない。 。
従来品である超硬合金Ｐ３０は刃先後退量が著しく１．
、この試験／のごとき高能率切削には耐えられない。本
発明（）１は旋削，フライス切削共に良好であり摩耗も
少ないすぐれた合金であることが明らかである。
、この試験／のごとき高能率切削には耐えられない。本
発明（）１は旋削，フライス切削共に良好であり摩耗も
少ないすぐれた合金であることが明らかである。
実施例２
表ｔに示す組成の合金を実施例／と同様の方法で作成し
た。これらの合金は８ＰＶ ｇｓｔｉの形状に仕上げら
れ、これを前すくい角Ｏ１２横すくい角乙０で下記の条
件で切削試験を行い性能を比較した。
た。これらの合金は８ＰＶ ｇｓｔｉの形状に仕上げら
れ、これを前すくい角Ｏ１２横すくい角乙０で下記の条
件で切削試験を行い性能を比較した。
被削材 Ｓ Ｉｔｓ Ｏ（Ｈ，２１１０＞速 度
１０ｍ／順 送 リ ／、２ｍｍ／
ｒｅｖ切り込み ｊ〜／３關 この被削材は鍛造品で凹凸が厳しいので切り込みはＳ〜
／３朋の間で変動した。被削材のばらつきを考慮して！
〜を回のくり返し試験を行い、表１のごとき平均寿命を
示した。
１０ｍ／順 送 リ ／、２ｍｍ／
ｒｅｖ切り込み ｊ〜／３關 この被削材は鍛造品で凹凸が厳しいので切り込みはＳ〜
／３朋の間で変動した。被削材のばらつきを考慮して！
〜を回のくり返し試験を行い、表１のごとき平均寿命を
示した。
本発明品は従来の超硬合金に比べ３〜ｊ倍の性能を持っ
ている。又、市販鋳造合金に比しても、良い性質を有す
る組成を有する場合が多く、最もよいものは１０％程性
能の向上がみられる。
ている。又、市販鋳造合金に比しても、良い性質を有す
る組成を有する場合が多く、最もよいものは１０％程性
能の向上がみられる。
さらに本発明がより広い用途を持っていることを次の実
施例に示す。
施例に示す。
（以下余白）
表 を
実施例３
実施例／、２と同様にして作成した合金をフライス切削
を行って比較した。この場合の工具形態はチャンファ−
ホーニングθ４ＺｌｌｆｉＸ −７５’をつけたチップ
をアキシャルレーキ十に０．ラジアルレーキＯ０で７０
インチのカッターにつけて湿式フライス切削を行った。
を行って比較した。この場合の工具形態はチャンファ−
ホーニングθ４ＺｌｌｆｉＸ −７５’をつけたチップ
をアキシャルレーキ十に０．ラジアルレーキＯ０で７０
インチのカッターにつけて湿式フライス切削を行った。
被削材 Ｓ ｊｊ Ｃ（Ｈ８２７０）速 度
／２０ｍ／Ｍｍ送 リ
０夕朋／刃 切り込み １０闘 表５にこの試験の結果を記す。
／２０ｍ／Ｍｍ送 リ
０夕朋／刃 切り込み １０闘 表５にこの試験の結果を記す。
本発明は従来品の■５ＯＰ３０に比して２倍もの性能を
示している。市販鋳造合金が全く使用できないフライス
切削で高送りの要求に十分応えられる工具である。
示している。市販鋳造合金が全く使用できないフライス
切削で高送りの要求に十分応えられる工具である。
実施例２．３によって本発明が広い汎用性を持っている
ことも明らかである。
ことも明らかである。
上記実施例では、原料としてＴｉｅ 、 ＴｉＮ 、
Ｗを使用しているが、更にＴｉＯ等の酸化物や、炭化物
。
Ｗを使用しているが、更にＴｉＯ等の酸化物や、炭化物
。
表 ５
窒化物、酸化物からなる化合物の粉末を利用しても同様
の結果が得られた。
の結果が得られた。
第１図はＷ” Ｔ ｉ ”−０” Ｏ’（Ｄ組成を持つ
本発明合金のｘｍ回折パターンを示す。 １゛・・・Ｗのピーク、２・・・ＴｉＣ相のピーク。 代理人 弁理士 浦田清−
本発明合金のｘｍ回折パターンを示す。 １゛・・・Ｗのピーク、２・・・ＴｉＣ相のピーク。 代理人 弁理士 浦田清−
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、 周期律表１’／ａ ） ■ａ族金属の炭酸窒化物
からなる硬質相と高融点金属相より成り、合金の全組成
が式（１１で表わされることを特徴とする硬質合金。 ＣＭｌａ ｒ Ｍ２ｂＸ ０７−ｘ−７’ ｒ Ｎｙｓ
０ｘ）Ｘ’ −、［１１但し、ＭｌはｌＶａ族金属
の７種または２種以上。 Ｍ２はＶｉａ族金属の７種または２種以上であり、ａ
＋ ｂ ＝ ／で、０／≦ａ≦０７．、 ．０
．３≦ｂ≦θｑであり、更に０θｊ≦ｘ ＋ ｙ≦θ乙
、θＯｊ≦Ｘ≦ｏ、ｓ 、 ｏ、ｏｏｓ≦ｙ≦θＳ、θ
／≦２≦ｏ、ｓ−ｃある。 又、ａ Ｈｂ ＋ Ｘ＊ ’Ｉはモル分率、２は金属に
対するＣ、Ｎ、０合計のモル比率である。 ２、周期律表ＩＶａ 、 Ｖｉａ族金属の炭酸窒化物か
らなる硬質相と高融点結合相より成り、合金の全・ 組
成が式（２）で表わされる硬質合金を製造するに際し、 （Ｍｌａ、Ｍ２ｊｉＸＣ！！−２−７ｔＮｙｓｏｘ’）
Ｚ ・・・ｆ２１但し、ＭｌはＩＶａ族金属の７種
または２種以上。 Ｍ２はＶｉａ族金属の７種または２種以上であり、ａ
＋ ｂ ＝ ／で、θ／≦ａ≦θ７１＋、、θ３≦ｂ≦
θりであり、更にθＯｊ≦ｘ ＋ ｙ≦θｇ、θ０５≦
Ｘ≦Ｏｊ、θｏ’ｏｓ≦ｙ≦θ！；、０．／≦２≦ｏ、
ｓ−ｃある。 又、ａｙ ｂ ＋ Ｘ＋ Ｙはモル分率、２は金属に対
するＣ、Ｎ、Ｏ合計のモル比率である。 （２）式の構成成分となる高融点金属、炭化物。 窒化物、酸化物及びこれらの化合物の粉末状原料を混合
、型押し、焼結により成るいわゆる粉末冶金法により製
造し、焼結工程の昇温過程の一部を一酸化炭素分圧０．
夕Ｔｏｒｒ以上の雰囲気とすることにより合金に酸素を
富化することを特徴とする硬質合金の製造法。 ６、特許請求の範囲第２項において、昇温過程の一部又
は全部を窒素分圧／ Ｔｏｒｒ以上の雰囲気とすること
を特徴とする硬質合金の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP58115462A JPS5913043A (ja) | 1983-06-27 | 1983-06-27 | 硬質合金及び製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP58115462A JPS5913043A (ja) | 1983-06-27 | 1983-06-27 | 硬質合金及び製造法 |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP56116615A Division JPS5933658B2 (ja) | 1981-07-26 | 1981-07-26 | 硬質合金及び製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5913043A true JPS5913043A (ja) | 1984-01-23 |
| JPS6147214B2 JPS6147214B2 (ja) | 1986-10-17 |
Family
ID=14663136
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP58115462A Granted JPS5913043A (ja) | 1983-06-27 | 1983-06-27 | 硬質合金及び製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5913043A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH058801Y2 (ja) * | 1986-10-15 | 1993-03-04 |
-
1983
- 1983-06-27 JP JP58115462A patent/JPS5913043A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6147214B2 (ja) | 1986-10-17 |
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