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WO2006104004A1 - 超硬合金および切削工具 - Google Patents

超硬合金および切削工具 Download PDF

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WO2006104004A1
WO2006104004A1 PCT/JP2006/305803 JP2006305803W WO2006104004A1 WO 2006104004 A1 WO2006104004 A1 WO 2006104004A1 JP 2006305803 W JP2006305803 W JP 2006305803W WO 2006104004 A1 WO2006104004 A1 WO 2006104004A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
cemented carbide
carbide
cutting
phase
mass
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.)
Ceased
Application number
PCT/JP2006/305803
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Asako Fujino
Takashi Tokunaga
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Kyocera Corp
Original Assignee
Kyocera Corp
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=37053262&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=WO2006104004(A1) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by Kyocera Corp filed Critical Kyocera Corp
Priority to JP2007510428A priority Critical patent/JP5221951B2/ja
Priority to CN2006800098874A priority patent/CN101151386B/zh
Priority to US11/909,710 priority patent/US7972409B2/en
Priority to DE112006000769.6T priority patent/DE112006000769C5/de
Publication of WO2006104004A1 publication Critical patent/WO2006104004A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C29/00—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides
    • C22C29/02—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides
    • C22C29/06—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides based on carbides, but not containing other metal compounds
    • C22C29/08—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides based on carbides, but not containing other metal compounds based on tungsten carbide
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F5/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the special shape of the product
    • B22F2005/001—Cutting tools, earth boring or grinding tool other than table ware
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy

Definitions

  • the present invention relates to a cemented carbide used for a cutting tool, a sliding member, a wear-resistant member, and the like, and a cutting tool using the same.
  • a hard phase mainly composed of tungsten carbide (WC) particles is made of cobalt (Co).
  • B-1 type solid solution phase There is a so-called j8 phase (B-1 type solid solution phase) in which a hard phase is dispersed.
  • These cemented carbides are used as cutting tool materials for cutting general steel such as carbon steel, general alloy steel, and stainless steel.
  • the content of Co or the like as a binder phase component is high and a binder phase enriched layer exists in a predetermined depth region from the surface of the cemented carbide to the inside. It has been disclosed that by forming this binder phase-enriched layer over the entire surface of the cemented carbide alloy, forming a hard coating film on the surface of the cemented carbide alloy improves the fracture resistance of the cemented carbide alloy ( (For example, see Patent Document 1)
  • the defect resistance is improved when the hard coating film is coated, but the hard coating film may be peeled off.
  • the adhesion between the alloy substrate and the hard coating film was not sufficient.
  • the hard coating film is not formed, the hardness of the entire surface of the cemented carbide decreases, the plastic deformation on the surface increases, the cutting resistance increases, the temperature of the cutting edge rises, and the cutting edge portion gradually increases.
  • the binder phase present in the steel reacts with the work material, that is, the welding resistance is low.
  • the fine cemented carbide with a WC particle size of 1 m or less in the cemented carbide has a tendency to decrease the thermal conductivity, and the problem of welding has become obvious.
  • the work material welded to the cutting edge triggers chipping and sudden breakage, and the alloy surface is immediately updated. There has been a need for improved welding resistance.
  • Patent Document 2 in a titanium-based cermet, which is a nitrogen-containing sintered hard alloy, the entire surface of the cermet has a large content of a binder phase of Co or nickel (Ni), or carbonized.
  • a multi-layered structure layer with a high content of tungsten (WC) the thermal conductivity at the cermet surface is improved, and the heat caused by the temperature difference between the hot surface and the low temperature inside is reduced. It is described that cracks can be suppressed.
  • Ti alloy used for aircraft industry, etc.
  • a cemented carbide tool without a hard coating film is used to prevent contamination of the machined surface!
  • Ti alloy is known as a difficult-to-cut material due to its low thermal conductivity and high strength, and when conventional carbide tools are used, the progress of wear is very fast and the tool life is long. There was a problem of short o
  • Patent Document 3 a fired cemented carbide is heat-treated again in a Co atmosphere to produce a cutting tool having a cemented carbide force coated with a thin Co layer of 8 ⁇ m or less on the surface. It describes that cutting the Ti alloy while spraying coolant at high pressure can extend the tool life.
  • Ni-base heat-resistant alloys such as Inconel Nanosteloy, and iron (Fe) -base heat-resistant alloys such as Incoloy
  • cutting tools are used in which the surface of cemented carbide is coated with a hard coating film. If the wear of the cutting tool progressed early, there was a problem.
  • Patent Document 5 discloses a saturation magnetic quantity (saturation magnetization) of 1 wt% of Cobalt (Co) as a cemented carbide used in general wear-resistant parts in the cutting field. 74 / ⁇ ⁇ 3 ⁇ 3 ⁇ 4, Retaining force of 24 to 52 kAZm, average particle size of less than 1 m, and small particle structure with only 2 or more coarse WC particles (hard phase). ⁇ It is described that by using a cemented carbide with high toughness, it is possible to improve toughness and avoid sudden fracture phenomena.
  • Patent Document 6 discloses that a cemented carbide alloy having an average particle diameter of 0.2 to 0.8 ⁇ m, a saturation magnetic theory ratio of 0.75 to 0.9, and a coercive force of 200 to 340 Oe. It is described that toughness and hardness are improved, and that it becomes an optimum cemented carbide as a material for precision molds.
  • Patent Document 7 includes about 10.4 to about 12.7% by weight of a binder phase component and about 0.2 to about 1.2 Containing and Cr in an amount 0/0, and the coercive force of about 120 ⁇ 240Oe, a magnetic saturation of about 143 ⁇ about 223 Tm 3 ZKG cobalt (Co) (saturation magnetization), 1 to 6 m tungsten carbide (WC) Cemented carbide with particle size (hard phase) has excellent toughness and high fracture resistance and is useful as a cutting tool for milling cutting of Ti alloy, steel and pig iron Is described.
  • the cemented carbide described in Patent Document 7 has a high binder resistance due to the high binder phase content, but has insufficient wear resistance to cut Ti alloys and heat-resistant alloys. there were .
  • the binder phase content increases, the reactivity with the work material increases, and Ti alloys and the like are easily welded to the cutting blade of the cutting tool. There has been a problem that tool damage such as chipping of the cutting edge and abnormal wear occurs.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2-221373
  • Patent Document 2 JP-A-8-225877
  • Patent Document 3 Japanese Patent Laid-Open No. 2003-1505
  • Patent Document 4 Japanese Unexamined Patent Application Publication No. 2004-59946
  • Patent Document 5 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2001-115229
  • Patent Document 6 Japanese Unexamined Patent Publication No. 1999 181540
  • Patent Literature 7 Special Table 2004-506525
  • the main problem of the present invention is to provide a cemented carbide having improved wear resistance and fracture resistance by improving the plastic deformation resistance and welding resistance on the surface of the cemented carbide, and a long-life cutting tool. That is.
  • Another object of the present invention is to provide a cemented carbide excellent in bending strength and a long-life cutting tool.
  • Still another object of the present invention is to provide a cemented carbide having high hardness without reducing toughness and having excellent wear resistance and fracture resistance, and a long-life cutting tool. Means for solving the problem
  • the present inventors have formed a sea-island structure by interspersing a plurality of bonded phase aggregated portions where the bonded phases are aggregated on the surface of the cemented carbide. And When the area ratio of the bonded phase agglomerated portion on the cemented carbide surface is 10 to 70 area%, the heat dissipation is improved on the cemented carbide surface and the plastic deformation resistance and the welding resistance are improved. When it becomes a cemented carbide excellent in fracture resistance and fracture resistance, new findings have been found and the present invention has been completed.
  • the cemented carbide of the present invention is selected from the group consisting of 5 to 10% by mass of coronol (Co) and Z or nickel (Ni), and metals of Groups 4, 5 and 6 of the periodic table. Containing at least one kind of carbide (excluding tungsten carbide (WC)), nitride and carbonitride power, at least one selected from 0 to 10% by mass, with the balance being composed of tungsten carbide (WC), A hard phase mainly composed of tungsten carbide (WC) particles and containing at least one kind of ⁇ particles selected from the carbides, nitrides, and carbonitrides is used as the cobalt (Co) and Z or nickel (Ni).
  • the average particle size of the tungsten carbide (WC) particles is 1 ⁇ m or less, and 10 to 70 area% with respect to the total area on the surface of the cemented carbide
  • the cobalt (Co) and Z or nickel (Ni) It has a sea-island structure mainly composed of a plurality of aggregated bonded phase aggregates.
  • the present inventors have a bonded phase enriched layer having a thickness of 0.1 to 5 m on the surface of the cemented carbide, and the surface.
  • the cemented carbide has excellent bending strength and the cemented carbide
  • another cemented carbide of the present invention is selected from the group consisting of 5-10% by mass of conoleto (Co) and Z or nickel (Ni) and Group 4, 5 and 6 metal forces of the periodic table.
  • a hard phase containing at least one kind of j8 particles selected from the above materials is bonded with a binder phase mainly composed of cobalt (Co) and Z or nickel (Ni), and has a thickness of 0 on the surface. And having a 1-5 m bonded phase enriched layer, and the (001) plane peak intensity of the tungsten carbide (WC) in the X-ray diffraction pattern of the surface is I and the co
  • the present inventors have optimized the particle size, binder phase thickness, and carbon content of the hard phase in the cemented carbide to optimize the cemented carbide.
  • the cemented carbide By increasing the hardness and controlling the amount of oxygen contained in the cemented carbide, it becomes a cemented carbide with excellent fracture resistance and wear resistance when machining Ti alloys and heat-resistant alloys.
  • the cemented carbide is used for a cutting tool, for example, a new finding that it becomes a long-life cutting tool that can be used for cutting of a Ti alloy or a heat-resistant alloy is found, and the present invention is completed. It came.
  • cemented carbide of the present invention is made of conoret (Co) and Z or nickel.
  • ⁇ 5-7% by mass
  • carbide selected from the group consisting of Group 4, 5 and 6 metal forces in the periodic table (except for tungsten carbide (WC)), nitrides and charcoal
  • the hard phase containing at least one kind of j8 particles selected from the above is bonded with a binder phase mainly composed of cobalt (Co) and Z or nickel (Ni), and has an average particle diameter of the hard phase Is 0.6 to 1.0 m, the saturation magnetization is 9 to 12 Tm 3 Zkg, the coercive force is 15 to 25 kAZm, and the oxygen content is 0.045% by mass or less.
  • the cutting tool of the present invention cuts the cutting edge formed on the ridge portion between the rake face and the flank face against an object to be cut, and the cutting edge is made of the cemented carbide. .
  • the surface of the cemented carbide is formed with a sea-island structure by interspersing a plurality of bonded phase aggregated portions in which the bonded phase is aggregated, and the cemented carbide surface.
  • the area ratio of the agglomerated part is 10 to 70 area%, the plasticity on the cemented carbide surface The deformation is suppressed, and the welding resistance on the cemented carbide surface is improved. As a result, the wear resistance and fracture resistance are improved. Therefore, a cutting tool having a cutting blade made of this cemented carbide can exhibit excellent wear resistance and fracture resistance.
  • the surface has a binder phase-enriched layer having a thickness of 0.1 to 5 ⁇ m, and tungsten carbide (WC) in the X-ray diffraction pattern of the surface. (0 01) plane peak intensity is I, Conoret (Co) and
  • cemented carbide has excellent bending strength, and when this cemented carbide is used as a cutting tool, for example, when processing a heat-resistant alloy such as a Ti alloy, a coolant or the like is injected at a high pressure. Therefore, even under normal cutting conditions without using special equipment, the progress of wear and the occurrence of defects can be suppressed, and the tool life can be extended.
  • the content of the binder phase, the average particle size of the hard phase, the saturation magnetization and the magnetic properties of the coercive force He, and the amount of oxygen in the cemented carbide are as follows. Because it is controlled within a certain range !, the thickness of the binder phase that binds between tungsten carbide (WC) particles (so-called mean free path) is optimized, tungsten dissolved in the binder phase (W) Thus, it is possible to optimize the content of the metal component and carbon constituting the hard phase, and to obtain a cemented carbide having a small toughness and a very high hardness even though the amount of the binder phase is small.
  • WC tungsten carbide
  • this cemented carbide since the oxygen content is low, when this cemented carbide is used for a cutting tool, the decrease in the holding force for binding the hard phase to the hard phase is suppressed even if the cutting edge becomes hot during cutting. In addition, the strength of the cemented carbide can be suppressed from decreasing. As a result, it is possible to obtain a cemented carbide cutting tool suitable for cutting Ti alloys and heat-resistant alloys.
  • FIG. 1 is an enlarged image of a polished surface obtained by cutting the cemented carbide according to the first embodiment of the present invention and polishing the cut surface by a scanning electron microscope.
  • FIG. 2 is an enlarged image of the surface of the cemented carbide according to the first embodiment of the present invention by a scanning electron microscope.
  • FIG. 3 is a schematic cross-sectional view for explaining a hard coating film that is effective in the first embodiment of the present invention. is there.
  • FIG. 1 is a magnified image (10,000 times) of a polished surface obtained by cutting the cemented carbide according to the present embodiment and polishing the cut surface, and shows a structure state inside the cemented carbide.
  • FIG. 2 is an enlarged image (200 ⁇ ) obtained by a scanning electron microscope on the surface of the cemented carbide according to the present embodiment.
  • the cemented carbide 1 is formed by bonding a hard phase 2 with a binder phase 3.
  • the composition of the cemented carbide 1 is Co and Z or Ni 5 to 10% by mass, and at least one carbide selected from the group consisting of Group 4, 5 and 6 metal forces of the periodic table (however, WC And at least one selected from the group consisting of nitride and carbonitride, and the balance is made up of WC.
  • the hard phase 2 is mainly composed of a hard phase having a WC particle force, and optionally contains at least one hard phase having a ⁇ particle force ( ⁇ phase) selected from the carbide, nitride and carbonitride forces.
  • the binder phase 3 is mainly composed of Co and ⁇ or Ni.
  • the binder phase 3 may contain the elements of Groups 4, 5 and 6 in the periodic table in addition to Co and Z or Ni, and may contain inevitable impurities such as carbon, nitrogen and oxygen. May be.
  • the hard phase is composed of (1) a structure consisting only of WC, (2) the above-mentioned ⁇ particles ( ⁇ -1 type solid solution in a ratio of 10% by mass or less with respect to WC and the entire cemented carbide.
  • 8 particles may exist as carbide, nitride or carbonitride alone or as a mixture of two or more of these. Further, W element may be dissolved in j8 particles (B-1 type solid solution).
  • the average particle size of the WC particles forming the hard phase 2 is 1 ⁇ m or less.
  • the strength and wear resistance of the cemented carbide 1 can be improved.
  • the thickness of the binder phase 3 that binds the WC particles to each other tends to be thin, and thermal conductivity tends to deteriorate.
  • it is made of fine cemented carbide. Even if it exists, since the surface of the cemented carbide alloy 1 is made into a specific structure so that it may demonstrate below, high heat dissipation can be provided.
  • the fine cemented carbide alloy is susceptible to variations in the sintered state due to a decrease in the sinterability of cemented carbide 1. Therefore, when coating a hard coating film, the adhesion of the coating film also varies greatly. However, as described later, the hard coating film can be coated with a high adhesion force.
  • the lower limit of the average particle diameter is preferably 0.4 m or more from the viewpoint of maintaining the toughness of the base material.
  • the surface of the cemented carbide 1 has a plurality of bonded phase aggregated portions 4 in which the bonded phase 3 aggregated as shown in FIG. Form a structure.
  • the bonded phase aggregation part 4 improves the welding resistance of the surface of the cemented carbide 1, so that the fracture resistance of the cemented carbide 1 is improved.
  • the normal part 5 (sea part) other than the binder phase aggregation part 4 suppresses a decrease in wear resistance, when the cemented carbide 1 is applied to, for example, a cutting tool described later, it becomes a long-life cutting tool. .
  • the wrinkled state does not mean that the bonded phase aggregated portion 4 exists over the entire surface, and the bonded phase aggregated portion 4 and the bonded phase aggregated
  • the cemented carbide part (normal part) 5 between the WC particles and the binder phase other than part 4 and the binder phase can be confirmed by visual or microscopic observation.
  • the normal portion 5 white
  • the bonded phase aggregated portion 4 is dispersed and scattered in a surface view independently.
  • a structure is formed, that is, a sea-island structure in which the normal part 5 is the sea part and the bonded phase aggregation part 4 is the island part.
  • the area ratio of the bonded phase aggregated portion 4 on the surface of the cemented carbide 1 is 10 to 70 area%, preferably 20 to 60 area%.
  • the effect described above can be obtained when a plurality of bonded phase agglomeration parts 4 are scattered within this range.
  • the area ratio of the binder phase agglomerated part 4 is less than 10% by area with respect to the total area of the cemented carbide 1, the heat dissipation is poor and the welding resistance is lowered, so that chipping and defects caused by the welding occur. appear.
  • it exceeds 70 area% the proportion of metal increases, the hardness of the surface of the cemented carbide 1 decreases, and the plastic deformation resistance deteriorates.
  • the area% of the binder phase aggregated portion 4 is a 200-fold secondary electron image as shown in Fig. 2 observed on an arbitrary surface of the cemented carbide 1 with a scanning electron microscope.
  • the area ratio of the bonded phase aggregated part 4 is measured and the existence ratio (the area ratio of the bonded phase aggregated part 4 in the visual field region where the bonded phase aggregated part 4 is measured) is obtained. Value.
  • the number of measured bonded phase agglomeration parts 4 is 10 or more, and the average value is calculated.
  • the total content of Co and Ni is 15 to 70 mass%, preferably 20 to 60 mass% with respect to the total amount of metal elements on the surface of the cemented carbide 1 Is good.
  • the toughness on the surface of the cemented carbide 1 can be increased and the plastic deformation resistance can be improved.
  • the fracture resistance of the coating film can be improved.
  • the ratio (mlZm2) between the total content ml of Co and Ni in the bonded phase aggregation part 4 and the total content m2 of Co and Ni in the normal part 5 other than the bonded phase aggregation part 4 is 2 to 10 Preferably there is. Thereby, the plastic deformation resistance and the welding resistance on the surface of the cemented carbide 1 are further improved. Note that when the ratio (mlZm2) is 2 or more, the heat dissipation is improved, and when it is 10 or less, the welding resistance is excellent, which is preferable. A desirable range of the ratio (mlZm2) is 3-7.
  • the average diameter of the bonded phase agglomeration part 4 is 10 to 300 ⁇ m, preferably 50 to 250 ⁇ m. Force Ensures a path that contributes to heat dissipation with good thermal conductivity and heat dissipation. It is desirable in that it can be improved. Further, when the hard coating film is coated, the adhesion force of the hard coating film can be improved.
  • the average diameter of the bonded phase agglomerated portion 4 is determined by observing the surface of the cemented carbide 1 with a microscope to identify each bonded phase agglomerated portion 4, for example, by using the Luzetas method. And the average area of them, It is the diameter of the circle when this average area is converted into a circle. For the microscopic observation, any one of a metal microscope, a digital microscope, a scanning electron microscope, and a transmission electron microscope can be used, and an appropriate one can be selected depending on the size of the bonded phase aggregation part 4.
  • the presence of the bonded phase agglomerated part 4 in a depth region from the surface of the cemented carbide 1 to 5 ⁇ m can reliably dissipate heat generated on the surface of the cemented carbide 1 and This is desirable in that the plastic deformation resistance of the object to be covered on the surface of the alloy 1 can be improved.
  • the content of the three components of the binder phase in the proportion of 15 to 70% by mass on the surface of the cemented carbide 1 does not decrease the wear resistance and welding resistance, and the resistance of the surface of the cemented carbide 1 is reduced. This is desirable because it can improve deficiency. Further, when the surface of the cemented carbide 1 is coated with a hard coating film, the chipping resistance of the coating film can be improved.
  • X-ray microanalyzer Electro Probe iicro-Analysis: EPMA
  • electron energy electron energy
  • light component Alger Electron spectroscopy: It can be measured by a surface analysis method such as AES).
  • the content of the binder phase 3 in the cemented carbide 1 is 6 to 15% by mass, which can prevent the sintering failure of the cemented carbide 1 and the cemented carbide. This is desirable because it can ensure the wear resistance of 1 and suppress plastic deformation.
  • the inside of the cemented carbide 1 means a depth region of 300 m or more from the surface of the cemented carbide 1.
  • the interfacial force between the hard coating film and the cemented carbide alloy 1 excluding the thickness of the hard coating film is also the same as that of the cemented carbide alloy 1. This means a depth region of 300 / zm or more in the center.
  • the content of the binder phase 3 in the cemented carbide 1 is determined by observing the thread and weave of the section of the cemented carbide 1, specifically, the surface of the cemented carbide 1 from the surface to the center.
  • the surface area of an arbitrary area of 30 mX 30 m deep inside 300 ⁇ m or more can be analyzed by X-ray microanalyzer (EPMA) and measured as the average value of the total content of Co and Ni in that area. .
  • chromium (Cr) and Z or vanadium (V) in cemented carbide 1 suppresses the growth of WC particles during sintering, suppresses the decrease in hardness, and wear resistance. Prevents decline This is desirable because it can be Desirable ranges of Cr and V are 0.01 to 3% by mass, respectively, and the total content of Cr and V is 0.1 to 6% by mass.
  • Cr has the effect of enhancing the sinterability of the cemented carbide 1 and suppressing the corrosion of the binder phase 3 and increasing the chipping resistance.
  • the surface of the cemented carbide 1 may be coated with a hard coating film.
  • a hard coating film the case where the surface of the cemented carbide 1 is coated with a hard coating film will be described in detail with reference to the drawings, taking as an example the case where the cemented carbide 1 is applied to a cutting tool described later.
  • FIG. 3 is a schematic cross-sectional view for explaining the hard coating film that works on the present embodiment.
  • this cutting tool 10 has cemented carbide 1 as a base, and a cutting edge 13 is formed at the intersection ridge of the rake face 11 and the flank face 12. Cutting is performed by placing 13 on a workpiece not shown. Then, the surface coating film 7 is covered on the surface of the cemented carbide 1.
  • the adhesion force of the hard coating film 7 is improved. The deficiency is improved.
  • the heat dissipation on the surface of the cemented carbide 1 is high, the heat dissipation on the surface of the hard coating film 7 is also increased, and the welding resistance on the surface of the hard coating film 7 is also improved. As a result, the cemented carbide 1 is excellent in fracture resistance and wear resistance.
  • the concentration of the binder phase 3 in the binder phase agglomerated portion 4 is increased by setting the area ratio of the binder phase aggregated portion 4 on the surface of the cemented carbide 1 to 10 to 70 area%. It is presumed that 3 diffuses into the hard coating film 7 and reacts, and as a result, the adhesion of the hard coating film 7 is improved.
  • the area ratio of the binder phase aggregation part 4 is less than 10% by area with respect to the total area of the cemented carbide 1, the adhesion of the hard coating film is reduced, and chipping or When defects occur and the area exceeds 70% by area, the proportion of metal increases, the hardness on the surface of cemented carbide 1 decreases, and plastic deformation resistance Deteriorates.
  • the binder phase aggregation portion 4 may be basically observed in a state where the hard coating film 7 is coated.
  • a state where the thickness of the hard coating 7 is coated with a thick instrument hard coating 7 is difficult to observe the binding phase aggregation unit 4 provided at the center of the slow A Uei chips
  • the exposed surface of the cemented carbide 1 may be used instead.
  • the hard coating film 7 may be a metal carbide, nitride, oxide, or boride of one or more selected from Group 4, 5, 6 metals of the periodic table, Si, and A1 force. , Carbonitrides, carbonates, oxynitrides, carbonitrides, and two or more of these compounds, diamond-like carbon (DLC), diamond, Al 2 O 3 and cubic boron nitride (cB)
  • DLC diamond-like carbon
  • cB cubic boron nitride
  • N At least one selected from the group that also has power. These are desirable because they are excellent in mechanical properties and can improve wear resistance and fracture resistance.
  • the hard coating film 7 is (Ti, Al) C N (x, y range is 0.2 ⁇ x ⁇ 0.7, 0 ⁇ y ⁇ x 1- ⁇ 1 y y
  • the film thickness of the hard coating film 7 is preferably 1 to: LO m. Thereby, the fracture resistance of the hard coating film 7 is improved, and the heat dissipation on the surface of the hard coating film 7 is also improved.
  • a method for manufacturing the cemented carbide 1 described above will be described.
  • O / zm or less is 79 to 94.8% by mass
  • O / zm is 0.
  • Co Cobalt
  • W metallic tungsten
  • C carbon black
  • an organic solvent such as methanol is added so that the solid content ratio of the slurry is 60 to 80% by mass, and an appropriate dispersant is added, and a ball mill, a vibration mill, or the like is added. Uniformity of the mixed powder by grinding with a milling machine for 10-20 hours Then, an organic binder such as paraffin is added to the mixed powder to obtain a mixed powder for molding.
  • cemented carbide 1 is obtained by cooling to a temperature of 800 ° C or lower at a rate of 55 to 65 ° CZ.
  • the binding force-enriched layer with a depth (thickness) of the surface region where the content ratio of the binder phase is large is thicker than 5 m. Furthermore, when the cooling rate is slower than 55 ° CZ, the bonded phase aggregated portion is not formed, and when the cooling rate is higher than 65 ° CZ, the area ratio of the bonded phase aggregated portion becomes too large.
  • the cemented carbide 1 is washed and then the surface of the cemented carbide 1 is coated with the hard coating film 7. May be formed.
  • film formation methods well-known film formation methods such as chemical vapor deposition (CVD) methods [thermal CVD, plasma CVD, organic CVD, catalytic CVD, etc.] and physical vapor deposition (PVD) methods [ion plating, sputtering, etc.] are available. It can be adopted.
  • CVD chemical vapor deposition
  • PVD physical vapor deposition
  • the thickness of the hard coating film 7 is determined in terms of the depth of the reaction region between the metal element of the binder phase aggregation part 4 and the hard coating film 7 and the adhesion between the cemented carbide 1 and the hard coating film 7.
  • 0.1-: LO m, particularly 0.1-3 / ⁇ ⁇ is desirable from the viewpoint of heat dissipation.
  • the cemented carbide alloy that is effective in the second embodiment is composed of Co and ⁇ or Ni5 ⁇ : L0 mass%, and a group consisting of metals in Groups 4, 5, and 6 of the periodic table, as in the above-described embodiment.
  • At least one carbide selected (except WC), nitride and carbonitride power It contains at least one kind 0 ⁇ : LO mass%, and the balance is composed of WC.
  • 8 particles selected from the carbide, nitride and carbonitride forces is bonded with a binder phase mainly composed of Co and Z or Ni. It is.
  • the desirable range of the Co and Z or Ni content as the binder phase is 5 to 8.5% by mass, particularly desirable range is 5 to 7% by mass, and further desirable range is the total amount of cemented carbide. 5. 5 to 6.5% by mass.
  • the WC particles in the cemented carbide can be fired satisfactorily without the average particle size being larger than 1.0 m.
  • the hard phase content other than WC in the cemented carbide is within 10 mass%, the mechanical impact property and thermal impact property are high and the tool life is long.
  • the specific form of the hard phase is the same as that described above.
  • the cemented carbide of the present embodiment has a binder phase enriched layer having a thickness of 0.1 to 5 ⁇ m on the surface, and the (001) plane of WC in the X-ray diffraction pattern of the surface.
  • the peak intensity is I
  • Co and Z or Ni (111) plane intensity is I, 0.02 ⁇ I / (1 +
  • the cemented carbide has excellent bending strength.
  • a cutting tool which will be described later, for example, when a Ti alloy is cut, wear progresses even under normal cutting conditions without using a special device such as a high-pressure coolant. The occurrence of lines and defects can be suppressed, and the tool life can be extended.
  • a desirable range for the thickness of the binder phase enriched layer is 0.5-3 / ⁇ ⁇ .
  • the binder phase-enriched layer means a surface region having a higher binder phase concentration than the inside of the cemented carbide and existing on the surface of the cemented carbide.
  • XPS X-ray photoelectron analysis
  • the concentration distribution in the depth direction of Co and ⁇ or Ni in the region including the vicinity of the surface of the cemented carbide cross section is measured, and the concentration of Co and Z or Ni is compared to the inside of the cemented carbide. It can be calculated by measuring the thickness of the high area.
  • As another method for measuring the thickness of the binder phase-enriched layer it can also be calculated by measuring the Co, Z, or Ni concentration in the depth direction on the surface of the cemented carbide by an Auger analysis. it can.
  • the desired range of I / (I +1) is 0.05.I ⁇ (I +1)
  • the orientation on the surface of the cemented carbide is preferably 1-5.
  • WC is oriented on the surface of the cemented carbide with a high thermal conductivity.
  • the heat conductivity on the surface of the cemented carbide can be increased to efficiently release the heat generated by the cutting blade, and the temperature rise of the cutting blade can be suppressed.
  • the inside of the cemented carbide means a region having a depth of 300 m or more from the surface of the cemented carbide.
  • T c (001) [I (001) / Io (001)] / [(l / n) ⁇ (I (hkl) / Io (hkl))] ⁇ ⁇ '(() I (hkl): X-ray Diffraction measurement peak (hkl) reflection surface peak intensity
  • the oxygen content in the cemented carbide is 0.045% by mass or less with respect to the mass of the entire cemented carbide, and the average particle size of the WC particles in the hard phase is 0. 4-1. It is preferably 0 / zm.
  • the oxygen content of the cemented carbide is small, it is possible to prevent the progress of oxidation at a high temperature, and the average particle diameter of the WC particles in the hard phase is in the above range.
  • the cutting tool using the cemented carbide is subjected to a cutting process. It is possible to suppress the progress of oxidation at the cutting edge that is sometimes exposed to high temperatures, and stable cutting is possible over a long period of time. Even if the content of Co and Z or Ni is in the range of 5 to 7% by mass, by adopting a production method that improves the particle size and pulverization method of WC raw material powder described later, The hard alloy can be fired at a low temperature, and the oxygen content in the cemented carbide can be controlled to 0.045% by mass or less based on the entire cemented carbide.
  • the average particle size of the WC particles constituting the hard phase is preferably 1 ⁇ m or less, preferably ⁇ 0.4 to L: 0 m, particularly preferably ⁇ . 0.6-: L should be 0 m.
  • the arithmetic average roughness (Ra) on the surface of the cemented carbide should be controlled to 0.2 ⁇ m or less. Force Improved wear resistance, reduced cutting resistance, improved weld resistance and fracture resistance. Hope in terms of Good.
  • the surface roughness of the cemented carbide is measured with the force of using a contact-type surface roughness meter, or with a non-contact laser microscope so that the measurement surface is perpendicular to the laser. What is necessary is to measure while driving the cutting tool. If the cutting edge shape itself has waviness, the surface roughness may be calculated after subtracting this waviness (filtered waviness curve defined in JIS B0610) and approximating a straight line.
  • R hounging or chamfa hounging may be applied around the cutting edge of the fired cemented carbide, the cutting edge may be formed into a hounging shape before firing. According to this method, the distribution of Co and Z or Ni concentration on the cutting edge surface can be controlled more precisely.
  • the above granules are molded into a predetermined shape by a known molding method such as press molding, squeeze molding, extrusion molding or cold isostatic pressing, and then the vacuum is reduced to 0.4 kPa or less.
  • the temperature is raised in a drawn atmosphere, and firing is performed at a temperature of 1320 to 1430 ° C for 0.2 to 2 hours.
  • the atmosphere during firing is evacuated until the firing temperature is reached, and when the firing temperature is reached, the evacuation is stopped and the firing furnace is hermetically sealed to a pressure state described later.
  • a self-generated atmosphere in which only the decomposition gas released by the sintered body itself exists in the atmosphere is used.
  • the thickness of the binder phase-enriched layer, the X-ray diffraction pattern, The I / (I + i M straightness in the turn can be controlled within the predetermined range described above.
  • the thickness of the binder phase enriched layer will exceed 5 m. If the firing atmosphere is a vacuum atmosphere, the thickness of the binder phase-enriched layer is less than 0.1 m, and if the firing atmosphere is an inert gas atmosphere, the thickness of the binder phase-enriched layer is greater than 5 m. Tend to be.
  • the ratio ⁇ ⁇ / ⁇ of the orientation coefficient is within the range of 1 to 5. Can be controlled.
  • the bonded phase aggregate portion of the first embodiment can also be formed by this method.
  • the firing temperature of the cemented carbide is reduced.
  • the raw powder such as WC does not grow by firing, the grain size of the hard phase can be controlled to 1 ⁇ m or less, and the oxygen content in the cemented carbide is reduced throughout the cemented carbide. On the other hand, it can be controlled to 0.045% by mass or less. That is, in order to control the oxygen content in the cemented carbide and the average particle size of the WC particles within the above ranges, a coarse powder is used as the WC raw material powder, and the particle size of the mixed powder is desired when mixing the powder. To control the granularity of
  • the amount of oxygen contained in the cemented carbide by adopting a manufacturing method that improves the sinterability of the WC powder when firing the cemented carbide that suppresses the oxidation of the surface of the WC powder contained in the compact. Can be controlled to 0.045% by mass or less. This also makes it easy to sinter cemented carbide and suppresses the generation of defects that are the source of fracture without causing WC grain growth.
  • the average particle size of the WC powder used as a raw material is 5 to 200 ⁇ m, and this is added to a solvent having a low oxygen content, mixed and pulverized, and the raw material powder in the slurry is mixed. Adjust the average particle size to 1.0 m or less.
  • the active powder surface that is not oxidized is exposed.
  • this is molded and fired, Because of its high sinterability, it can be densified at low temperatures even with a small amount of metal. Even if the content of Co and Z or Ni is 5-7% by mass, it is fine and sinterable! Hard alloys can be made.
  • W metal Tungsten
  • C carbon black
  • the pulverized slurry is put into a spray dryer to produce a granule for molding.
  • a spray dryer to produce a granule for molding.
  • the temperature is raised in an atmosphere evacuated to a vacuum degree of 0.4 kPa or less, Baking for 0.2-2 hours at a temperature of 1320-1430 ° C as the above-mentioned self-generated atmosphere. Thereafter, the furnace is cooled when firing is completed.
  • the oxygen content in the cemented carbide is set to 0.04% of the entire cemented carbide by cooling while flowing an inert gas. It can be controlled to 5% by mass or less.
  • the cemented carbide that works in the third embodiment includes Co and Z or Ni of 5 to 7% by mass, and at least one carbide selected from the group consisting of Group 4, 5, and 6 metal forces of the periodic table (note that WC And at least one selected from the group consisting of nitride and carbonitride strength, and the balance is WC.
  • 8 particles selected from the carbide, nitride, and carbonitride forces is mainly composed of Co and Z or Ni. Are bonded by the bonded phase.
  • the content of the binder phase in the cemented carbide is 5 to 7% by mass
  • the average particle size of the hard phase is 0.6 / ⁇ ⁇ to 1.
  • the coercive force He is 15 to 25 kAZm
  • the oxygen content is 0.045% by mass or less.
  • a cemented carbide with high hardness and high toughness is obtained.
  • the cemented carbide when used for a cutting tool, it becomes a tool with excellent wear resistance and fracture resistance, and since the content of the binder phase is low, work materials such as Ti alloys and heat resistant alloys are welded. This makes it difficult to prevent chipping of the cutting edge and decrease in surface roughness due to welding.
  • the content of the binder phase is less than 5% by mass, the toughness of the cemented carbide is not sufficient, resulting in poor fracture resistance as a cutting tool. In addition, the sinterability is remarkably lowered, and a special firing method is required for sintering, so that the cost is excessively increased.
  • the content of the binder phase exceeds 7% by mass, the hardness of the cemented carbide decreases, and the wear resistance as a cutting tool decreases.
  • the average particle size of the hard phase is smaller than 0.6 ⁇ m, the hardness of the cemented carbide becomes excessively high and the fracture resistance as a cutting tool is lowered. In addition, the sinterability of cemented carbide decreases and sintering failure tends to occur. And the hardness is extremely reduced. On the other hand, if the average particle size of the hard phase is larger than 1. O / zm, sufficient hardness as a cemented carbide cannot be obtained, and the wear resistance as a cutting tool is lowered. A desirable range for the average particle size of the hard phase is 0.75-0.95 / zm.
  • the saturation magnetization is less than 9 ⁇ Tm 3 Zkg, the amount of carbon contained in the cemented carbide is insufficient and the hardness becomes excessively high, and the toughness of the cemented carbide decreases, resulting in a cutting tool. As a result, the chipping resistance is reduced. If the saturation magnetization exceeds 12 / ⁇ ⁇ 3 ⁇ 3 ⁇ 4, the carbon content in the cemented carbide will be excessive, and the hardness of the cemented carbide will be reduced, and sufficient wear resistance as a cutting tool will not be obtained. Abnormal wear and damage such as chipping of the cutting edge due to progress of wear tend to occur.
  • a desirable range of saturation magnetization is 9.5 to: ⁇ 1 / ⁇ ⁇ 3 ⁇ 3 ⁇ 4.
  • the thickness of the binder phase that joins the hard phases in the cemented carbide becomes too thick. Problems such as reduced wear resistance due to reduced hardness of hard alloys, chipping of cutting edges due to welding, and deterioration of surface roughness of the machined surface of the workpiece due to welding. Also, if the coercive force exceeds 25 kAZm, the thickness of the binder phase (mean free path) in the cemented carbide becomes too thin, so that the toughness of the cemented carbide is not sufficient, the fracture resistance is reduced, and the cutting edge Damages such as chipping and sudden defects occur.
  • the desirable range of coercive force is 18-22 kAZm.
  • the amount of oxygen contained in the cemented carbide exceeds 0.045% by mass with respect to the total amount of the cemented carbide, the holding power to bind the hard phase of the binder phase decreases at high temperatures. For this reason, if the cutting edge becomes hot during cutting, the strength of the cemented carbide will decrease, causing chipping and chipping.
  • a desirable range of the amount of oxygen contained in the cemented carbide is 0.035% by mass or less.
  • Cr is converted into carbide (Cr C) with respect to the content (mass%) of the binder phase in the cemented carbide.
  • Cr dissolved in the binder phase forms an acid film, it is possible to prevent the acid phase of the binder phase from proceeding, so that the binder phase can be prevented from being deteriorated by heat.
  • the oxide film is chemically stable, it is difficult for the work material that is difficult to react with the work material to be welded to the cutting edge, so it exhibits excellent cutting performance in the cutting of easily welded Ti alloys. can do.
  • Cr also has the effect of suppressing the grain growth of the hard phase and controlling the grain size of the hard phase in the cemented carbide when firing the cemented carbide.
  • V vanadium
  • Ta tantalum
  • Cr, V, and Ta may be at least partially dissolved in the binder phase, and the remainder may be present as a single carbide or a composite carbide in which two or more of these and tungsten (W) power are combined. Good.
  • a hard coating layer made of may be formed.
  • a high adhesion force between the cemented carbide substrate and the hard coating layer can be obtained without the surface of the cemented carbide base being altered by the influence of oxygen during film formation.
  • the wear resistance of the cutting tool can be further improved without causing the hard coating layer to peel off.
  • suitable grades for the hard coating layer include, for example, titanium carbide (TiC), titanium nitride (TiN) and titanium carbonitride (TiCN), titanium'aluminum composite nitride (T1A1N), acid Examples include aluminum (Al 2 O 3). These are resistant to both high hardness and strength.
  • a hard coating layer with a film thickness of 0.1 to 1.8 / zm formed by physical vapor deposition (PVD) method is suitable for cutting heat resistant alloys, which are high strength and easy to weld.
  • PVD physical vapor deposition
  • periodic table 4 except for tungsten carbide (WC) having an average particle size of 5 to 200 / ⁇ ⁇ , except for tungsten carbide (WC) having an average particle size of 83 to 95 mass% and an average particle size of 0.3 to 2.0 m.
  • the average particle size of the mixed raw material after mixing and pulverization by a known pulverization method such as a ball mill or a vibration mill has a D50 value (particle size at an appearance rate of 50%) in the particle size distribution measurement by Microtrac. Grind by adjusting the grinding time so that the thickness is 0.4 to 1.0 ⁇ m.
  • Baking is performed with the atmosphere during firing as a self-generated atmosphere.
  • the self-generated atmosphere is evacuated until the firing temperature is reached, and when the firing temperature is reached, the evacuation is stopped and the inside of the firing furnace becomes a pressure state described later. It is an atmosphere where only the decomposition gas that is sealed and released by the sintered body itself exists in the atmosphere.
  • the sensor is provided and adjusted by flowing argon gas or degassing part of the furnace gas so that the firing furnace has a constant pressure of 0.1 lk to l OkPa.
  • the cemented carbide is cooled to a temperature of 1000 ° C. or less at a cooling rate of 50 to 400 ° C.Z to obtain a cemented carbide that works in this embodiment.
  • the bonded phase aggregate portion of the first embodiment can also be formed by this method.
  • the edge part that becomes the cutting edge of the obtained cemented carbide can be used as a sharp edge without any machining, but if desired, the margin viewed from the rake face side is 10 m or less. Fine R hounging or chamfa hounging may be applied to the edge portion that becomes the cutting edge. At least the surface of the cutting edge may be subjected to a polishing treatment such as a blast treatment.
  • the hard coating layer can be formed by a well-known film formation method such as chemical vapor deposition (thermal CVD, plasma CVD, organic CVD, catalytic CVD, etc.), physical vapor deposition (ion plating, snuttering, etc.). can do.
  • a film formation method such as chemical vapor deposition (thermal CVD, plasma CVD, organic CVD, catalytic CVD, etc.), physical vapor deposition (ion plating, snuttering, etc.).
  • it is desirable to form a film by an arc ion plating method or a physical vapor deposition method such as a sputtering method because of its excellent wear resistance and lubricity, which makes it desirable for cutting heat-resistant alloys that are difficult to cut materials. Also demonstrates excellent cutting performance.
  • the cemented carbide according to each of the embodiments described above has high hardness, high strength, deformation resistance, and the like, and has reliable mechanical characteristics.
  • a die, a wear-resistant member It is applicable to high-temperature structural materials, and in particular, the cutting edge formed at the intersection ridge between the rake face and the flank face becomes the cemented carbide force according to each embodiment, and the cutting edge is applied to the workpiece. It can be suitably used as a cutting tool for cutting.
  • the cemented carbide that works in the first to third embodiments is used as a cutting tool, the temperature of the cutting blade of the cutting tool does not become excessively high during processing.
  • a smooth and glossy finished surface is formed without the occurrence of defects such as clouding of the processed surface of the work material.
  • the cutting edge when the cutting edge is made of the cemented carbide 1 that is effective in the first embodiment, it becomes a cemented carbide cutting tool having excellent wear resistance and welding resistance.
  • this cutting tool when used for easy-to-weld stainless steel cutting or Ti alloy cutting, it shows a higher effect on welding resistance and exhibits an excellent tool life.
  • cutting resistance is generally high and the cutting edge temperature tends to be high. Therefore, peeling of the hard coating film is likely to occur.
  • the hard coating film 7 according to the first embodiment has high adhesion, excellent cutting even when the hard coating layer is coated. Exhibits characteristics.
  • the cutting blade also has a cemented carbide force that can be applied to the second embodiment, a special agent for injecting a coolant or the like at a high pressure when processing a heat-resistant alloy such as a Ti alloy is used. Even under normal cutting conditions that do not use equipment, the progress of wear and the occurrence of defects can be suppressed, and the tool life can be extended.
  • the cutting blade also has the cemented carbide strength that is the same as that of the third embodiment, it has high wear resistance without reducing the strength as a cutting tool and has a small amount of binder phase. Because it has excellent welding resistance, it does not cover a hard coating layer. Even a cutting tool made of cemented carbide is easy to weld and has poor thermal conductivity and high strength at high temperatures. It is very hard to cut. Excellent performance in cutting Ti alloys. In addition, when a hard coating layer is formed, the wear resistance and strength are improved, so that extremely excellent performance can be exhibited in the processing of a heat resistant alloy having higher strength. Specifically, it has excellent wear resistance and a longer life cutting tool.
  • the heat-resistant alloy is a general term for nickel (Ni) -based alloys such as Inconel, Hastelloy, and Stellite, cobalt (Co) -based alloys, and iron (Fe) -based alloys such as Incoloy.
  • cemented carbide used in each embodiment is used for purposes other than cutting tools, it has excellent mechanical reliability.
  • tungsten carbide (WC) powder metallic cobalt (Co) powder, vanadium carbide (VC) powder and chromium carbide (Cr C) powder in the ratio shown in Table 1, and powder for 18 hours in a vibration mill.
  • WC tungsten carbide
  • Co metallic cobalt
  • VC vanadium carbide
  • Cr C chromium carbide
  • the arbitrary surface of the cemented carbide is obtained as shown in Fig. 2 using a scanning electron microscope. A 200-fold secondary electron image was observed, and the area and average diameter of the bonded phase agglomerated part were measured in an arbitrary area of 6 mm x 5 mm (the bonded phase agglomerated part in the visual field area where the bonded phase agglomerated part was measured). Area ratio) was calculated. The number of measured bonded phase agglomerated parts was 10 or more, and the average value was calculated. In addition, the average particle size of the WC particles was calculated by the Luzetas image analysis method. These results are shown in Table 2.
  • the cemented carbide having the tip shape was mounted on a throwaway end mill, and a cutting evaluation test was performed using a machining center under the following conditions to evaluate the cutting performance.
  • Evaluation method The wear width of the cutting edge when cutting for 20 minutes was measured.
  • Evaluation method The cutting time until the cutting edge was broken and became unworkable was measured.
  • the mixing, pulverization conditions, and firing conditions of the raw material mixed powder are set within a predetermined range.
  • Sample No. I-1-8 where the area ratio of the island-shaped part in the bonded phase aggregated part is 10 to 70%, the heat dissipation is improved and the cutting edge is not resistant to high temperatures. It was excellent in weldability.
  • the cemented carbide substrate surface has a total binder phase content of 15-70% by mass, a cutting time of 5 minutes or longer, and a wear width of 0.20 mm or less. Defects and wear resistance were exhibited.
  • cemented carbide having the above-mentioned chip shape was mounted on a throwaway end mill, and a cutting evaluation test was performed using a machining center under the following conditions to evaluate the cutting performance.
  • Evaluation method The wear width of the cutting edge when cutting for 20 minutes was measured.
  • Evaluation method The cutting time until the cutting edge was broken and became unworkable was measured.
  • the area ratio of the binder phase aggregated part was 10 to 70
  • the surface area is high, the adhesion of the hard coating film is high, and the heat dissipation is good, so the cutting edge is difficult to reach high temperatures and has excellent welding resistance.
  • the wear width was 0.15 mm or less, indicating excellent chipping resistance and wear resistance.
  • WC powder, Co powder and other carbide powders were adjusted to the average particle size and composition ratio shown in Table 4 and added to deoxygenated water with an oxygen content of lOppm to form a slurry.
  • the mixture was pulverized and mixed to the average particle size shown in Table 4.
  • the average particle size was measured by a laser diffraction scattering method (Microtrac), and the value (D50 value) at a frequency of 50% in the particle size distribution was taken as the particle size of the mixed powder.
  • the concentration distribution of Co in the depth direction in the region including the vicinity of the surface of the cemented carbide cross section is measured by X-ray photoelectron analysis (XPS).
  • the thickness was measured as the thickness of the binder phase enriched layer.
  • the presence and properties of the binder phase aggregated portion were evaluated in the same manner as in Example 1. The results are shown in Tables 6 and 7. [0128] Further, cutting performance was evaluated under the following conditions.
  • Evaluation method When the surface roughness (maximum height Rz) exceeds 0.8 m or the chipping defect occurs, the evaluation is stopped and the number of workpieces that have been processed so far is compared. . For the evaluation, 10 cutting tool samples prepared by the same manufacturing method were evaluated, and the average value was calculated and listed in Table 7.
  • Test load The load is applied at a load speed of 800N or less, and the maximum load is when it breaks. For the evaluation, 10 test pieces made by the same manufacturing method were evaluated, and the average value was calculated and listed in Table 7.
  • the Co content was 5 to 10% by mass
  • the binder phase enriched layer was 0.1 to 5 / ⁇ ⁇ , 0.0 2 ⁇ I / (1 + 1) ⁇ 0.5.
  • Sample No. III—1 to 5 and Sample No. III—11 to 1 No. 6 had a long tool life.
  • the average particle size is 5 to: LOO / zm WC raw material powder is used to adjust the particle size (particle size) of the powder during powder mixing, and the oxygen content in the cemented carbide is 0.045% by mass or less.
  • Sample Nos. 11 to 13 and 15 thus obtained had excellent bending strength and a large number of cuttings when compared with the same compositions of Sample Nos. Ill 1 to 3 and 5.
  • tungsten carbide (WC) powder cobalt (Co) powder and other carbide powders with the average particle size and composition ratio shown in Table 8, 1.6% by mass of paraffin wax as an organic binder and methanol as a solvent
  • the mixed powder was further pulverized and granulated until the particle size of the mixed powder was measured by the Microtrac method until it reached the D50 value shown in Table 8.
  • the granulated mixed material is press-molded, heated to the temperature shown in Table 8 at a rate of temperature increase of 6 ° CZ, and held for 1 hour at the temperature and firing atmosphere shown in Table 8 for sintering. Then, it was cooled to room temperature at 300 ° CZ for making cemented carbide (Sample Nos. IV-1 to 13 in Table 8).
  • the obtained cemented carbide was measured for coercive force and saturation magnetism using a magnetic property measuring instrument (“KOERZIMAT CS” manufactured by Nippon Foster Co., Ltd.).
  • the amount of oxygen contained in the cemented carbide was measured by the following method. That is, the ground cemented carbide powder sample was mixed with nickel and tin (Sn), heated to 1000-2000 ° C. to decompose the sample, and then oxygen was detected with an infrared detector and quantified. Furthermore, the average particle size of the hard phase in the cemented carbide was measured in accordance with the measurement method of the average particle size of the cemented carbide specified in CIS-019D-2005. For samples with a binder phase enriched layer, Existence and properties were evaluated in the same manner as in Example 1. These results are shown in Table 9. In Table 9, “Hc” means coercive force, and “4 ⁇ and” means saturated magnetic field.
  • wet cutting Evaluation method The amount of wear at the tip of the nose after cutting for 20 minutes was measured. The test was interrupted on the spot for missing parts.
  • Evaluation method The number of impacts applied to the cutting edge when the cutting edge was damaged was measured.
  • Ratio of total binder phase (Co + Ni) in the agglomerated part / Ratio of total binder phase (Co + Ni) in the normal part As can be seen from Table 8, Table 9 and Table 10, the average of the WC raw material powder used for the blending Sample Nos. IV-7, 911 using raw material powder with a particle size outside the range of 5 200 m had an oxygen content exceeding 0.045% by mass, and had wear resistance and fracture resistance. Both got worse. Sample No. IV-8, where the Co content exceeds 7% by mass, showed a decrease in wear resistance, and Sample No. IV-7, whose Co content was less than 5% by mass, lost early. Furthermore, Sample No.
  • Samples Nos. IV-1 to VI-6 having the characteristics within the scope of the present invention had good wear resistance and fracture resistance, and showed a very excellent tool life.
  • Evaluation method The amount of wear at the tip of the nose after cutting for 20 minutes was measured. Those that were missing along the way stopped the test on the spot.
  • Evaluation method The number of impacts applied to the cutting edge when the cutting edge was damaged was measured.
  • sample No. V-2 which is outside the scope of the present invention, was strong enough to cause defects early in the fracture resistance test and also in the wear resistance test. have done.
  • Sample No. V-1 which is within the scope of the present invention, showed excellent performance in both wear resistance and fracture resistance, and became a long-life cutting tool.

Landscapes

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Abstract

　コバルトおよび／またはニッケル５～１０質量％と、周期律表第４、５および６族金属からなる群より選ばれる少なくとも１種の炭化物（ただし、炭化タングステンを除く）、窒化物および炭窒化物から選ばれる少なくとも１種０～１０質量％とを含有し、残部が炭化タングステンで構成され、炭化タングステン粒子と、前記炭化物、窒化物および炭窒化物から選ばれる少なくとも１種のβ粒子とを主体とする硬質相を、前記コバルトおよび／またはニッケルを主体とする結合相で結合した超硬合金であって、前記炭化タングステン粒子の平均粒径が１μｍ以下であり、かつ超硬合金の表面における総面積に対して１０～７０面積％の割合で前記コバルトおよび／またはニッケルが主として凝集した結合相凝集部が複数点在した海島構造をなし、これにより耐摩耗性および耐欠損性に優れた超硬合金となる。

Description

明 細 書
超硬合金および切削工具
技術分野
[0001] 本発明は、切削工具ゃ摺動部材、耐摩耗部材等に使用される超硬合金、およびそ れを用いた切削工具に関する。
背景技術
[0002] 金属の切削加工用の切削工具ゃ摺動部材、耐摩耗部材等に広く用いられている 超硬合金として、炭化タングステン (WC)粒子を主体とする硬質相を、コバルト (Co) を主体とする結合相で結合した WC— Co合金や、 WC— Co合金に周期律表第 4、 5 、 6族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物の |8粒子 (B- 1型固溶体)からなる、いわゆ る j8相（B— 1型固溶体相）と呼ばれる硬質相を分散させた系がある。これらの超硬合 金は、特に、炭素鋼や一般の合金鋼、ステンレス鋼等の一般鋼を切削加工するため の切削工具用材料として利用されている。
[0003] 上記のような超硬合金の表面から内部に向力つて所定の深さ領域には、結合相成 分である Co等の含有量が高 、結合相富化層が存在する。この結合相富化層を超硬 合金表面の全体に形成することにより、該超硬合金表面に硬質被覆膜を形成すると 、超硬合金の耐欠損性が向上することが開示されている (例えば、特許文献 1参照）
[0004] しカゝしながら、特許文献 1の超硬合金では、硬質被覆膜を被覆した場合には耐欠 損性が向上するものの、硬質被覆膜が剥離する場合があり、超硬合金基体と硬質被 覆膜との密着力が十分とは言えなカゝつた。また、硬質被覆膜を形成しない場合には 超硬合金表面全体の硬度が低下して表面における塑性変形が大きぐ切削抵抗が 増大して切刃の温度が上昇してしまい、次第に切刃部分に存在する結合相が被削 材と反応してしまう、すなわち耐溶着性が低いという問題があった。中でも、超硬合金 中の WC粒子の粒径が 1 m以下の微粒超硬合金においては、特に熱伝導率が低 下する傾向にあり、溶着の問題が顕在化していた。その結果、切刃部に溶着した被 削材が引き金となってチッビングや突発欠損が発生しやすぐ合金表面における更 なる耐溶着性の向上が求められていた。
[0005] 特許文献 2では、窒素含有焼結硬質合金であるチタン基サーメットにお 、て、この サーメットの表面全体に Coやニッケル (Ni)の結合相の含有量が多!、か、または炭化 タングステン (WC)の含有量が多い多層構造のシミダシ層を形成することによって、 サーメット表面における熱伝導性が向上し、切削によって高温となった表面と温度の 低い内部との温度差に起因する熱亀裂を抑制できることが記載されている。
[0006] しカゝしながら、特許文献 2のように、サーメット表面全体にシミダシ層を形成した場合 でも、表面全体の硬度が低下して表面における変形が大きぐ切削抵抗が増大して 切刃の温度が上昇してしまい、次第に切刃部分に存在する結合相が被削材と反応し てしまうという問題があった。また、表面全体にシミダシ層を形成したサーメットの表面 に硬質被覆膜を成膜した場合でも、サーメットと硬質被覆膜との密着力が十分でなく 、硬質被覆膜が剥離する場合があった。
[0007] 一方、航空機産業用等として用いられるチタン (Ti)合金の切削には、加工面の汚 染を防止するために硬質被覆膜を設けな ヽ超硬合金工具が用いられて!/ヽるが、 Ti 合金は、熱伝導率が低く強度も高いので難削材として知られており、従来の超硬合 金工具を用いた場合には、摩耗の進行が非常に速く工具寿命が短いという問題があ つた o
[0008] 特許文献 3では、焼成した超硬合金を Co雰囲気下で再度熱処理して、表面に 8 μ m以下の薄い Co層を被覆した超硬合金力もなる切削工具を作製し、この切削工具 で冷却剤を高圧力で噴射しながら Ti合金を切削加工すると、工具寿命を延命できる ことが記載されている。
[0009] し力しながら、特許文献 3に記載の超硬合金では、超硬合金表面の Co薄層によつ て Ti合金の切削性能が向上するものの、切削中に Co薄層が高温になると被削材に 溶着するおそれがある。このため、加工部位に冷却剤を高圧力で噴射しながら加工 を行う必要があり、冷却剤を高圧力で噴射するための大掛力りな装置が必要になると いう問題があった。また、 Co薄層は硬度に乏しいので摩耗しやすぐ特に切削速度 の速 、力卩ェにお 、ては、工具寿命が十分でな ヽと 、う問題があった。
[0010] また、インコネルゃノヽステロイ等の Ni基耐熱合金、インコロイ等の鉄 (Fe)基耐熱合 金、 Co基耐熱合金等の耐熱合金の切削に関しては、超硬合金の表面を硬質被覆 膜にて被覆した切削工具が用いられているが、かかる耐熱合金においても高温強度 が高 、ために、切削工具の摩耗の進行が早期に進んでしまうと!、う問題があった。
[0011] 一方、超硬合金の特性改善についても多くの研究がなされており、用途に合わせ て、より高硬度、高靭性または高強度な材種が開発されている。例えば、特許文献 4 では、 Co成分の偏析を抑制しつつ飽和磁化をコバルト（Co) 1重量％あたり、 1. 62 Tm3/kg以下、保持力 27. 8〜51. 7kAZmとなるように結合相を調節した超硬 合金として、超硬合金内の欠陥を減少させて高い抗折カを持つようになり、穴あけ加 ェゃフライス力卩ェに適した切削工具とすることが記載されている。
[0012] また、特許文献 5には、切削分野ゃ耐摩耗部品全般に用いる超硬合金として、コバ ルト（Co) 1重量％ぁたりの飽和磁気量 (飽和磁化）を 1. 44-1. 74 /ζ Τπι3Ζΐ¾、保 持力 24〜52kAZmで、平均粒径が 1 m未満と小さい微粒の組織において、 2 m以上の粗大な WC粒子 (硬質相）が 5個以下でしか存在しな ヽ高靭性な超硬合金と することによって、強靭性の向上と突発的な破壊現象の回避が可能となることが記載 されている。
[0013] しカゝしながら、特許文献 4および特許文献 5に記載の保持力（抗磁力）が 24kAZm 以上の超硬合金では、チタン (Ti)合金や耐熱合金の切削のような過酷な切削加工 に用いるには、結合相厚みが薄ぐ硬度が高くなりすぎてしまうため、超硬合金の靭 性が不足し、十分な耐欠損性を得ることができな ヽという問題があった。
[0014] 特許文献 6には、平均粒径が 0. 2〜0. 8 μ mで、飽和磁気理論比 0. 75-0. 9、 抗磁力 200〜340Oeとなる超硬合金とすることによって、靭性および硬度が向上し、 精密金型の材質として最適な超硬合金となることが記載されている。
[0015] し力しながら、特許文献 6に記載の超硬合金では、硬質相の粒径が過剰に微細で あるため、 Ti合金や耐熱合金の過酷な切削加工として用いるための十分な耐欠損性 を得ることができないものであった。また、特許文献 6の製造方法では、通電加圧焼 成を行って超硬合金を焼成させているために生産性が悪ぐコストがかかりすぎてし まうという問題もあった。
[0016] 特許文献 7には、約 10. 4〜約 12. 7重量％の結合相成分と、約 0. 2〜約 1. 2重 量0 /0の Crとを含有し、約 120〜240Oeの保磁力と、約 143〜約 223 Tm3Zkgコ バルト（Co)の磁気飽和（飽和磁化）と、 1〜6 mの炭化タングステン (WC)粒子 (硬 質相）の粒度の超硬合金が、靭性、強度に優れた高い耐欠損性を有して、 Ti合金や 鋼、铸鉄のミリング切削用の切削工具として有用であることが記載されている。
[0017] し力しながら、特許文献 7に記載の超硬合金では、結合相の含有量が多いため耐 欠損性は高いものの Ti合金や耐熱合金を切削するには耐摩耗性が不十分であった 。また、結合相の含有量が多くなると被削材との反応性が高くなり、 Ti合金等が切削 工具の切刃に溶着しやすくなるために、加工面品位の劣化等の加工精度の低下や 、切刃のチッビング、異常摩耗等の工具損傷が発生してしまうという問題があった。
[0018] 特許文献 1 :特開平 2— 221373号公報
特許文献 2：特開平 8 - 225877号公報
特許文献 3 :特開 2003— 1505号公報
特許文献 4：特開 2004— 59946号公報
特許文献 5：特開 2001— 115229号公報
特許文献 6：特開 1999 181540号公報
特許文献 7：特表 2004— 506525号公報
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0019] 本発明の主たる課題は、超硬合金表面における耐塑性変形性および耐溶着性を 向上させて耐摩耗性および耐欠損性に優れた超硬合金、および長寿命な切削工具 を提供することである。
本発明の他の課題は、抗折強度に優れた超硬合金、および長寿命な切削工具を 提供することである。
本発明のさらに他の課題は、靭性を低下させずに高硬度化させて耐摩耗性および 耐欠損性に優れた超硬合金、および長寿命な切削工具を提供することである。 課題を解決するための手段
[0020] 本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意研究を重ねた結果、超硬合金の表面に おいて、結合相が凝集した結合相凝集部を複数点在させて海島構造を形成し、かつ 超硬合金表面における結合相凝集部の面積割合を 10〜70面積％とする場合には 、超硬合金表面における放熱性が改善されて耐塑性変形性および耐溶着性が向上 するので、耐摩耗性および耐欠損性に優れた超硬合金となると!/ヽぅ新たな知見を見 出し、本発明を完成するに至った。
[0021] すなわち、本発明の超硬合金は、コノ レト（Co)および Zまたはニッケル (Ni) 5〜1 0質量％と、周期律表第 4、 5および 6族金属からなる群より選ばれる少なくとも 1種の 炭化物 (ただし、炭化タングステン (WC)を除く）、窒化物および炭窒化物力 選ばれ る少なくとも 1種 0〜10質量％とを含有し、残部が炭化タングステン (WC)で構成され 、炭化タングステン (WC)粒子を主体とし、前記炭化物、窒化物および炭窒化物から 選ばれる少なくとも 1種の β粒子を含有する硬質相を、前記コバルト (Co)および Zま たはニッケル (Ni)を主体とする結合相で結合したものであって、前記炭化タンダステ ン (WC)粒子の平均粒径が 1 μ m以下であり、かつ超硬合金の表面における総面積 に対して 10〜70面積％の割合で前記コバルト（Co)および Zまたはニッケル (Ni)が 主として凝集した結合相凝集部が複数点在した海島構造をなす。
[0022] また、本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意研究を重ねた結果、超硬合金の 表面に厚みが 0. 1〜5 mの結合相富化層を有するとともに、前記表面の X線回折 パターンにおける炭化タングステン (WC)の（001)面ピーク強度を I 、 コノルト（Co
WC
)および Zまたはニッケル (Ni)の（111)面ピーク強度を I としたとき、 0. 02≤I / (1
Co Co
+1 )≤0. 5である場合には、超硬合金が抗折強度に優れたものとなり、該超硬
WC Co
合金を切削工具に用いると、例えば Ti合金等の耐熱合金を加工する際において、高 圧力の冷却剤等の特殊な装置を用いない通常の切削条件であっても、摩耗の進行 や欠損の発生が抑制できて工具寿命を延命できるという新たな知見を見出し、本発 明を完成するに至った。
[0023] すなわち、本発明の他の超硬合金は、コノ レト（Co)および Zまたはニッケル (Ni) 5〜10質量％と、周期律表第 4、 5および 6族金属力 なる群より選ばれる少なくとも 1 種の炭化物 (ただし、炭化タングステン (WC)を除く）、窒化物および炭窒化物力 選 ばれる少なくとも 1種 0〜： L0質量％とを含有し、残部が炭化タングステン (WC)で構 成され、炭化タングステン (WC)粒子を主体とし、前記炭化物、窒化物および炭窒化 物から選ばれる少なくとも 1種の j8粒子を含有する硬質相を、前記コバルト (Co)およ び Zまたはニッケル (Ni)を主体とする結合相で結合したものであって、表面に厚み が 0. 1〜5 mの結合相富化層を有するとともに、前記表面の X線回折パターンに おける前記炭化タングステン (WC)の（001)面ピーク強度を I 、前記コバルト (Co)
WC
および Zまたはニッケル (Ni)の（111)面ピーク強度を I としたとき、 0. 02≤I / (1
Co Co W
+ 1 )≤0. 5である。
C Co
[0024] また、本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意研究を重ねた結果、超硬合金中 の硬質相の粒径、結合相厚み、炭素量を適正化させて超硬合金の高硬度化を図る とともに、超硬合金中に含有される酸素量を制御することによって、 Ti合金や耐熱合 金の切削加工に対して耐欠損性および耐摩耗性がともに優れた超硬合金となり、該 超硬合金を切削工具に用いると、例えば Ti合金や耐熱合金の切削加工用に使用す ることができる長寿命な切削工具となるという新たな知見を見出し、本発明を完成す るに至った。
[0025] すなわち、本発明のさらに他の超硬合金は、コノ レト（Co)および Zまたはニッケル
(^) 5〜7質量％と、周期律表第 4、 5および 6族金属力 なる群より選ばれる少なくと も 1種の炭化物 (ただし、炭化タングステン (WC)を除く）、窒化物および炭窒化物か ら選ばれる少なくとも 1種 0〜： L0質量％とを含有し、残部が炭化タングステン (WC)で 構成され、炭化タングステン (WC)粒子を主体とし、前記炭化物、窒化物および炭窒 化物から選ばれる少なくとも 1種の j8粒子を含有する硬質相を、前記コバルト (Co)お よび Zまたはニッケル (Ni)を主体とする結合相で結合したものであって、前記硬質 相の平均粒径が 0. 6〜1. 0 m、飽和磁化が 9〜12 Tm3Zkg、抗磁力が 15〜2 5kAZmであり、かつ酸素含有量が 0. 045質量％以下である。
[0026] 本発明の切削工具は、すくい面と逃げ面との交差稜部に形成された切刃を被切削 物に当てて切削加工するものであり、前記切刃が前記超硬合金からなる。
発明の効果
[0027] 本発明の超硬合金によれば、超硬合金の表面にお!、て、結合相が凝集した結合 相凝集部を複数点在させて海島構造を形成し、かつ超硬合金表面における結合相 凝集部の面積割合を 10〜70面積％の組織とするので、超硬合金表面における塑性 変形が抑制されるとともに、超硬合金表面における耐溶着性が向上し、その結果、耐 摩耗性および耐欠損性が向上するという効果がある。したがって、この超硬合金から なる切刃を備えた切削工具は、優れた耐摩耗性および耐欠損性を示すことができる
[0028] 本発明の他の超硬合金によれば、表面に厚みが 0. 1〜5 μ mの結合相富化層を 有するとともに、前記表面の X線回折パターンにおける炭化タングステン (WC)の（0 01)面ピーク強度を I 、コノ レト（Co)および
WC Zまたはニッケル (Ni)の（111)面ピー ク強度を I としたとき、 0. 02≤I / (I +1 )≤0. 5の関係となるように制御されて
Co Co WC Co
いるので、超硬合金が抗折強度に優れたものとなり、該超硬合金を切削工具に用い ると、例えば Ti合金等の耐熱合金を加工する際において、冷却剤等を高圧力で噴射 するための特殊な装置を用いない通常の切削条件であっても、摩耗の進行や欠損 の発生が抑制できて工具寿命を延命することができる。
[0029] 本発明のさらに他の超硬合金によれば、結合相の含有量、硬質相の平均粒径、飽 和磁化と抗磁力 Heの磁気特性、および前記超硬合金中の酸素量が所定の範囲に 制御されて!ヽるので、炭化タングステン (WC)粒子間を結合する結合相の厚み（ 、わ ゆるミーンフリーパス）の最適化、結合相中に固溶されるタングステン (W)等の硬質 相を構成する金属成分や炭素の含有量の適正化ができ、少な 、結合相量であるに も関わらず靭性に富み、し力も極めて硬度が高い超硬合金となる。また、酸素含有量 が低いことから、該超硬合金を切削工具に用いた際には、切削中に切刃が高温とな つても結合相が硬質相を結合する保持力の低下を抑えて、超硬合金の強度が低下 することを抑制できる。その結果、 Ti合金や耐熱合金の切削に適した超硬合金製の 切削工具を得ることができる。
図面の簡単な説明
[0030] [図 1]本発明の第 1の実施形態にかかる超硬合金を切断して切断面を研磨した研磨 面における走査型電子顕微鏡による拡大画像である。
[図 2]本発明の第 1の実施形態にかかる超硬合金の表面における走査型電子顕微鏡 による拡大画像である。
[図 3]本発明の第 1の実施形態に力かる硬質被覆膜を説明するための概略断面図で ある。
発明を実施するための最良の形態
[0031] <超硬合金 >
(第 1の実施形態）
以下、本発明の第 1の実施形態に力かる超硬合金について図面を参照して詳細に 説明する。図 1は、本実施形態にかかる超硬合金を切断して切断面を研磨した研磨 面における走査型電子顕微鏡による拡大画像（10000倍)であり、超硬合金内部に おける組織状態を示している。図 2は、本実施形態にカゝかる超硬合金の表面におけ る走査型電子顕微鏡による拡大画像（200倍)である。
[0032] 図 1に示すように、この超硬合金 1は、硬質相 2を結合相 3で結合してなる。具体的 には、超硬合金 1の組成は、 Coおよび Zまたは Ni5〜10質量％と、周期律表第 4、 5 および 6族金属力 なる群より選ばれる少なくとも 1種の炭化物（ただし、 WCを除く）、 窒化物および炭窒化物力も選ばれる少なくとも 1種 0〜10質量％とを含有し、残部が WCで構成されている。
[0033] 硬質相 2は、 WC粒子力 なる硬質相を主体とし、所望により前記炭化物、窒化物 および炭窒化物力 選ばれる少なくとも 1種の β粒子力 なる硬質相 ( β相）を含有 する。結合相 3は、 Coおよび Ζまたは Niを主体とする。該結合相 3中には、 Coおよ び Zまたは Ni以外に上記周期率表第 4、 5および 6族元素が固溶されていてもよぐ さらに炭素、窒素および酸素等の不可避不純物が含有されていてもよい。具体的な 硬質相の形態としては、（1)WCのみカゝらなる組織、（2) WCと、超硬合金全体に対し て 10質量％以下の比率の上記 β粒子 (Β— 1型固溶体）とが混在した組織が挙げら れ、いずれであってもよい。 |8粒子 (Β— 1型固溶体)の形態は、炭化物、窒化物また は炭窒化物として単独で存在していてもよぐこれら 2種以上の混合物として存在して いてもよい。また、 j8粒子（B—1型固溶体）中には W元素が固溶していてもよい。
[0034] 硬質相 2をなす WC粒子の平均粒径は 1 μ m以下である。これにより、超硬合金 1の 強度および耐摩耗性を高めることができる。このように、 WC粒子の平均粒径が 1 μ m 以下のいわゆる微粒超硬合金においては、各 WC粒子同士を結合する結合相 3の 厚みが薄くなり、熱伝導が悪くなる傾向にあるが、本実施形態では微粒超硬合金で あっても、下記で説明するように、超硬合金 1の表面を特定の構成にするので、高い 放熱性を付与することができる。また、微粒超硬合金は、超硬合金 1の焼結性が低下 して焼結状態がバラツキやすいので、硬質被覆膜を被覆する場合には、該被覆膜の 付着力もバラツキが大きくなる傾向にあるが、後述するように、硬質被覆膜を高い付 着力で被覆することができる。前記平均粒径の下限値としては母材の靭性を維持す る点で 0. 4 m以上であるのが好ましい。
[0035] ここで、本実施形態では、図 2に示すように、超硬合金 1の表面は、図 1に示すよう な結合相 3が凝集した結合相凝集部 4を複数点在させて海島構造を形成する。これ により、結合相凝集部 4 (島部）が超硬合金 1表面の耐溶着性を向上させるので、超 硬合金 1の耐欠損性が向上する。さらに、結合相凝集部 4以外の正常部 5 (海部）が 耐摩耗性の低下を抑えるので、超硬合金 1を、例えば後述する切削工具に応用した 場合には、長寿命な切削工具となる。
[0036] 前記結合相凝集部 4が複数点在すると ヽぅ状態は、結合相凝集部 4が表面全体に わたって存在する状態を意味するものではなぐ結合相凝集部 4と、該結合相凝集部 4以外の WC粒子等と結合相との超硬合金部分 (正常部） 5が、目視または顕微鏡観 察によって混在していることが確認できる状態のことを意味する。特に、本実施形態 では、結合相凝集部 4の放熱性を高める上で、正常部 5 (白色）をマトリックスとして、 結合相凝集部 4が表面視で独立して分散して点在した島状組織、すなわち正常部 5 を海部、結合相凝集部 4を島部とする海島構造を形成する。
[0037] 一方、超硬合金 1表面に結合相凝集部 4が存在せず、均一な組織力ゝらなる場合に は、超硬合金 1表面における放熱性が低ぐ超硬合金 1の表面の局所的に発生した 熱が放熱されず局所的に高温になってしまう。その結果、高温になった部分が局部 的に劣化したり、例えば切削工具として用いた場合には、高温になった切刃に被削 材の溶着が生じてしまう。また、十分な靭性が得られず、突発欠損ゃチッビングが発 生する。逆に、結合相富化層を有して超硬合金 1の表面全体における結合相 3の含 有量が多いと、超硬合金 1の表面における塑性変形が大きくなつて、耐溶着性が低 下する。
[0038] 超硬合金 1表面における結合相凝集部 4の面積割合は 10〜70面積％、好ましくは 20〜60面積％である。この範囲内で結合相凝集部 4を複数点在させると、上記した 効果が得られる。これに対し、結合相凝集部 4の面積割合が超硬合金 1の総面積に 対して 10面積％より少ないと、放熱性が悪くて耐溶着性が低下し、溶着に起因した チッビングや欠損が発生する。また、 70面積％を超えると、金属の占める割合が多く なり、超硬合金 1の表面における硬度が下がって耐塑性変形性が劣化する。
[0039] 結合相凝集部 4の面積％は、例えば後述するように、超硬合金 1の任意表面につ いて、走査型電子顕微鏡により図 2に示すような 200倍の 2次電子像を観察し、 lmm X lmmの任意領域について、結合相凝集部 4の面積を測定して存在比率 (結合相 凝集部 4を測定した視野領域における結合相凝集部 4の面積比率)を算出して得ら れる値である。なお、結合相凝集部 4の測定個数は 10個以上とし、その平均値を算 出する。
[0040] 超硬合金 1の表面において、超硬合金 1の表面における金属元素の総量に対して 、 Coおよび Niの総含有量が 15〜70質量％、好ましくは 20〜60質量％であるのがよ い。これにより、超硬合金 1の表面における靭性を高めかつ耐塑性変形性を向上す ることができる。また、超硬合金 1の表面に後述する硬質被覆膜を被覆する場合には 、該被覆膜の耐欠損性を向上することができる。
[0041] 結合相凝集部 4における Coおよび Niの総含有量 mlと、該結合相凝集部 4以外の 正常部 5における Coおよび Niの総含有量 m2との比率（mlZm2)が 2〜10である のが好ましい。これにより、超硬合金 1表面における耐塑性変形性および耐溶着性が より向上する。なお、前記比率 (mlZm2)が 2以上であると、放熱性が改善され、 10 以下であると、耐溶着性に優れるので好ましい。前記比率 (mlZm2)の望ましい範 囲は 3〜7である。
[0042] 結合相凝集部 4の平均直径は 10〜300 μ m、好ましくは 50〜250 μ mであること 力 熱伝導性がよくて放熱性に寄与する経路を確実に確保して、放熱性を高めること ができる点で望ましい。また、硬質被覆膜を被覆する場合には、該硬質被覆膜の付 着力を向上することができる。結合相凝集部 4の前記平均直径は、超硬合金 1の表 面を顕微鏡観察して個々の結合相凝集部 4をそれぞれ特定し、例えばルーゼッタス 法などを用いて、個々の結合相凝集部 4の面積およびそれらの平均面積を算出し、 この平均面積を円に換算したときの円の直径である。なお、前記顕微鏡観察は、金 属顕微鏡、デジタル顕微鏡、走査型電子顕微鏡、透過型電子顕微鏡のいずれかを 用いることができ、結合相凝集部 4の大きさによって適当なものを選択することができ る。
[0043] 結合相凝集部 4が、超硬合金 1の表面から 5 μ mまでの深さ領域に存在することが、 超硬合金 1の表面で発生した熱を確実に放熱できるとともに、超硬合金 1表面におけ る被カ卩ェ物での耐塑性変形性を高めることができる点で望ましい。
[0044] 超硬合金 1の表面において、結合相 3成分量を 15〜70質量％の割合で含有する ことが、耐摩耗性および耐溶着性を低下させずに超硬合金 1の表面の耐欠損性を向 上させることができるため望ましい。また、超硬合金 1の表面に硬質被覆膜を被覆す る場合には、該被覆膜の耐欠損性を向上させることができる。超硬合金 1の表面にお ける結合相 3の成分量を測定する際には、 X線マイクロアナライザー（Electron Probe iicro- Analysis： EPMA)、ォ ~~ンェ電子力、光分 (Auger Electron spectroscopy: A ES)等の表面分析法にて測定することができる。
[0045] 一方、超硬合金 1の内部における結合相 3の含有量は 6〜15質量％であることが、 超硬合金 1の焼結不良の発生を防止させることができるとともに、超硬合金 1の耐摩 耗性の確保および塑性変形を抑えることができるため望ましい。前記超硬合金 1の内 部とは、超硬合金 1の表面から 300 m以上の深さ領域を意味する。また、超硬合金 1の表面に硬質被覆膜を被覆する場合には、該硬質被覆膜の厚みを除!ヽた硬質被 覆膜と超硬合金 1との界面力も超硬合金 1の中心に向力つて 300 /z m以上の深さ領 域を意味する。
なお、超硬合金 1の内部における結合相 3の含有量は、超硬合金 1の断面につい ての糸且織観察、具体的には超硬合金 1の断面において、表面から中心に向力つて 3 00 μ m以上深い内部の 30 mX 30 mの任意領域について、 X線マイクロアナラ ィザー（EPMA)により面分析を行い、その領域における Coと Niの総含有量の平均 値として測定することができる。
[0046] 超硬合金 1中にクロム（Cr)および Zまたはバナジウム (V)を含有することが、 WC 粒子が焼結中に粒成長することを抑制し、硬度の低下を抑え、耐摩耗性の低下を防 ぐことができるため望ましい。 Crおよび Vの望ましい範囲は、それぞれ 0. 01〜3質量 %であり、 Crおよび Vの合計含有量が 0. 1〜6質量％である。特に Crは、超硬合金 1 の焼結性を高めるとともに、結合相 3の腐食を抑えて耐チッビング性を高める効果が ある。
[0047] ここで、本実施形態では、超硬合金 1の表面に硬質被覆膜を被覆してもよ ヽ。以下 、超硬合金 1の表面に硬質被覆膜を被覆した場合について、超硬合金 1を後述する 切削工具に適用した場合を例に挙げて、図面を参照して詳細に説明する。図 3は、 本実施形態に力かる硬質被覆膜を説明するための概略断面図である。
[0048] 図 3に示すように、この切削工具 10は、超硬合金 1を基体とし、すくい面 11と逃げ 面 12との交差稜部に切刃 13を形成したものであり、この切刃 13を図示しない被切削 物に当てて切削加工するものである。そして、超硬合金 1の表面に表面被覆膜 7を被 覆してなる。超硬合金 1の表面に硬質被覆膜 7を被覆すると、該硬質被覆膜 7の付着 力が向上するので、硬質被覆膜 7が超硬合金 1の表面力も剥離しに《なり、耐欠損 性が向上する。また、上記した通り、超硬合金 1の表面における放熱性が高いことか ら、硬質被覆膜 7表面における放熱性も高くなり、硬質被覆膜 7の表面における耐溶 着性も向上する。その結果、耐欠損性および耐摩耗性に優れた超硬合金 1となる。
[0049] 硬質被覆膜 7の付着力が向上する理由としては、以下の理由が推察される。すなわ ち、超硬合金 1の表面における結合相凝集部 4の面積割合を 10〜70面積％とするこ とにより、結合相凝集部 4における結合相 3の濃度が高くなるので、該結合相 3が硬 質被覆膜 7内に拡散して反応し、その結果、硬質被覆膜 7の付着力が向上すると推 察される。
[0050] つまり、結合相凝集部 4が超硬合金 1表面に存在せず、均一な組織力ゝらなる場合に は、硬質被覆膜の付着力が不十分であり耐欠損性が低下してしまう。逆に、結合相 富化層を有して超硬合金 1の表面全体における結合相含有量が一様に多い場合で も、やはり硬質被覆膜の付着力が低下する。また、結合相凝集部 4の面積割合が超 硬合金 1の総面積に対して 10面積％より少ないと、硬質被覆膜の付着力が低下して 硬質被覆膜の剥離に起因するチッビングや欠損が発生し、 70面積％を超えると、金 属の占める割合が多くなり、超硬合金 1の表面における硬度が下がり、耐塑性変形性 が劣化する。
[0051] 硬質被覆膜 7を被覆した場合における結合相凝集部 4の観察は、基本的には硬質 被覆膜 7を被覆した状態で観察すればよい。なお、硬質被覆膜7の膜厚が厚ぐ硬質 被覆膜 7を被覆した状態で結合相凝集部 4を観察することが困難な場合には、例え ばスローアウエィチップの中心に設けられたネジ穴の壁面等のように硬質被覆膜 7が ついておらず超硬合金 1の表面が露出した部分を代用して観察すればよい。また、 超硬合金 1の表面が露出した部分がない場合には、硬質被覆膜 7をある程度研磨し て薄くした状態で結合相凝集部 4の分布状態を観察することも可能である。
[0052] 硬質被覆膜 7としては、周期律表第 4、 5、 6族金属、 Si、および A1力 選ばれる 1種 または 2種以上力 なる金属の炭化物、窒化物、酸化物、硼化物、炭窒化物、炭酸 化物、酸窒化物、炭酸窒化物、およびこれら化合物の 2種以上力 なる複合ィヒ合物、 ダイヤモンドライクカーボン (DLC)、ダイヤモンド、 Al Oおよび立方晶窒化硼素（cB
2 3
N)力もなる群より選ばれる少なくとも 1種が挙げられる。これらは機械的特性に優れ、 耐摩耗性および耐欠損性を向上させることができるため望ましい。
[0053] 特に、硬質被覆膜 7は (Ti , Al ) C N (x、 yの範囲は、 0. 2≤x≤0. 7、 0≤y≤ x 1-χ 1 y y
1)であるのが好ましい。これにより、結合相凝集部 4とのなじみがよぐかつ耐摩耗性 および耐酸化性に優れ、高 、耐欠損性を得ることができる。
硬質被覆膜 7の膜厚は 1〜： LO mであるのが好ましい。これにより、硬質被覆膜 7 の耐欠損性が向上し、かつ硬質被覆膜 7表面における放熱性も向上する。
[0054] 次に、上記で説明した超硬合金 1の製造方法につ!、て説明する。まず、例えば平 均粒径 1. O /z m以下の炭化タングステン (WC)粉末を 79〜94. 8質量％、平均粒径 0. 3〜1. O /z mの炭化バナジウム（VC)粉末を 0. 1〜3質量％、平均粒径0. 3〜2. 0 111の炭化クロム（0：0粉末を0. 1〜3質量％、平均粒径0. 2〜0. の金
3 2
属コバルト (Co)を 5〜15質量％、さらに所望により、金属タングステン (W)粉末、あ るいはカーボンブラック (C)を混合する。
[0055] 次に、上記混合に際して、メタノール等の有機溶媒をスラリーの固形分比率が 60〜 80質量％となるように添加するとともに、適切な分散剤を添加し、ボールミルや振動ミ ル等の粉碎装置で 10〜20時間の粉砕時間で粉砕することにより、混合粉末の均一 化を図った後、混合粉末にパラフィン等の有機バインダを添加して成形用の混合粉 末を得る。
[0056] そして、上記混合粉末を用いて、例えばプレス成形、铸込成形、押出成形、冷間静 水圧プレス成形等の公知の成形方法によって所定形状に成形した後、 0. 01〜0. 6 MPaのアルゴンガス中、 1350〜1450。C、望ましくは 1375〜1425。Cで、 0. 2〜2 時間焼成した後、 55〜65°CZ分の速度で 800°C以下の温度まで冷却することにより 超硬合金 1が得られる。
[0057] ここで、上記焼成条件のうち、焼成温度が 1350°Cより低いと合金を緻密化させるこ とができず硬度低下を招き、逆に焼成温度が 1450°Cを超えると、 WC粒子が粒成長 して硬度、強度ともに低下する。また、この焼成温度が上記範囲から外れる場合、ま たは焼成時のガス雰囲気が 0. OlMPaよりも低いか、または 0. 6MPaを超える場合 には、いずれも結合相凝集部が生成されず、超硬合金表面における放熱性が低下 してしまう。また、焼成時の雰囲気を Nガス雰囲気にすると、結合相凝集部が生成し
2
ない。し力も、結合相の含有比率が多い表面領域の深さ (厚さ）が 5 mより厚い結合 相富化層が形成される傾向にある。さらに、冷却速度が 55°CZ分より遅いと結合相 凝集部が生成せず、冷却速度が 65°CZ分より速 ヽと結合相凝集部の面積割合が大 きくなりすぎる。
[0058] 上記のようにして得られた超硬合金 1の表面に硬質被覆膜 7を被覆するには、超硬 合金 1を洗浄した後、超硬合金 1の表面に硬質被覆膜 7を成膜すればよい。成膜方 法としては、化学蒸着 (CVD)法 [熱 CVD、プラズマ CVD、有機 CVD、触媒 CVD等 ]、物理蒸着 (PVD)法 [イオンプレーティング、スパッタリング等]などの周知の成膜 方法が採用可能である。特に、結合相凝集部 4の金属元素と硬質被覆膜 7との反応 領域の深さ、超硬合金 1と硬質被覆膜 7との密着性の点で、硬質被覆膜 7の厚みは 0 . 1〜： LO mであること、特に放熱性の点で 0. 1〜3 /ζ πιであることが望ましい。
[0059] (第 2の実施形態）
第 2の実施形態に力かる超硬合金は、上記した実施形態と同様に、 Coおよび Ζま たは Ni5〜： L0質量％と、周期律表第 4、 5および 6族金属からなる群より選ばれる少 なくとも 1種の炭化物 (ただし、 WCを除く）、窒化物および炭窒化物力 選ばれる少な くとも 1種 0〜： LO質量％とを含有し、残部が WCで構成される。そして、 WC粒子を主 体とし、前記炭化物、窒化物および炭窒化物力 選ばれる少なくとも 1種の |8粒子を 含有する硬質相を、前記 Coおよび Zまたは Niを主体とする結合相で結合したもので ある。
[0060] 超硬合金中の Coおよび Zまたは Niの含有量が 5質量％未満であると、超硬合金 の靭性が低下して耐欠損性が悪くなる。このため、該超硬合金を後述する切削工具 に用いた場合には、例えば Ti合金や耐熱合金を加工した際に強度不足となり、切刃 欠損が多発するおそれがある。また、前記含有量が 10質量％を超えると、 Ti合金や 耐熱合金を切削した際に低硬度となり、超硬合金の表面における耐摩耗性が低下す る。本実施形態では、結合相としての Coおよび Zまたは Ni含有量の望ましい範囲は 、超硬合金全量に対して 5〜8. 5質量％、特に望ましい範囲は 5〜7質量％、さらに 望ましい範囲は 5. 5〜6. 5質量％である。これにより、超硬合金中の WC粒子の平 均粒径が 1. 0 mより大きくなることなく良好に焼成することができる。
[0061] 特に、 Coおよび Zまたは Niの含有量が 5〜7質量％の範囲である場合には、一般 的に焼結性が極端に低下する傾向にある。そのため、従来は高温での焼成もしくは S inter-HIP等の加圧焼成によらなければ超硬合金を焼成によって緻密化させることが できず、その一方で、焼成温度を上げると WC粒子が粒成長してしまい、超硬合金の 組織を微粒ィ匕することが困難であった。し力しながら、 Coおよび/または Niの含有 量が 5〜7質量％の範囲であっても、後述する製造工程を採用することによって、硬 質相中の WC粒子がほとんど粒成長しない 1430°C以下の焼成温度で超硬合金を緻 密ィ匕させることができる。
[0062] 超硬合金中の WC以外の硬質相の含有量が 10質量％以内であると、機械的衝撃 性や熱的衝撃性が高く工具寿命が長い。また、具体的な硬質相の形態は、前述した 構成と同様である。
[0063] ここで、本実施形態の超硬合金は、表面に厚みが 0. 1〜5 μ mの結合相富化層を 有するとともに、前記表面の X線回折パターンにおける WCの（001)面ピーク強度を I 、 Coおよび Zまたは Niの（111)面ピーク強度を I としたとき、 0. 02≤I / (1 +
WC Co Co WC
I )≤0. 5である。このように、超硬合金の表面における結合相の存在状態、すなわ ち結合相富化層の厚みと Coおよび Zまたは Niの（111)面ピークの出現状態とを特 定の関係に制御することによって、超硬合金が抗折強度に優れたものとなる。そして 、該超硬合金を後述する切削工具に用いると、例えば Ti合金を切削した場合には、 高圧力の冷却剤等の特殊な装置を用いない通常の切削条件であっても、摩耗の進 行や欠損の発生を抑制でき、工具寿命を延命できる。
[0064] 一方、結合相富化層がないか、または 0. 1 μ mより薄いと、潤滑層となる Coおよび Zまたは Niが不足するため、切削抵抗が増大して刃先温度が上昇し、刃先付近の 超硬合金の酸化が急激に進む。その結果、刃先強度が失われ溶着が発生するよう になり、短寿命になりやすい。また、結合相富化層が 5 mより厚いと、潤滑層となる 結合相富化層が切削時に発生する熱によって結合相が酸化されて劣化し、かつ結 合相富化層が厚 、ために劣化した多量の結合相が原因となって、切削工具の表面 に被削材が溶着することになり所望とする寸法精度を得ることができない。結合相富 化層の厚みの望ましい範囲は 0. 5〜3 /ζ πιである。
[0065] 前記結合相富化層とは、超硬合金の内部に比べて結合相の濃度が高ぐかつ超硬 合金の表面に存在する表面領域のことを意味し、 X線光電子分析法 (XPS)にて、超 硬合金の断面の表面近傍を含む領域における Coおよび Ζまたは Niの深さ方向での 濃度分布を測定し、超硬合金の内部に比べて Coおよび Zまたは Niの濃度が高い領 域の厚みを測定することによって算出可能である。また、結合相富化層の厚みを測 定する他の方法として、超硬合金の表面に対してオージ 分析にて Coおよび Zまた は Ni濃度を深さ方向に測定することによって算出することもできる。
[0066] 一方、上記 X線回折パターンにおける I
Co Z(I +1 )が 0. 02より小さいと、結合相 WC Co
富化層が薄くなり、逆に、 I / (I +1 )が 0. 5より大きいと、結合相富化層が厚くな
Co WC Co
り耐摩耗性が低下する。 I / (I +1 )の望ましい範囲は、 0. 05≤I / (I +1 )
Co WC Co Co WC Co
≤0. 2である。
[0067] 本実施形態では、 X線回折パターンにおける前記 WCのピークについて、下記式 (I )にて求められる値を (001)面の配向係数 Tとしたとき、超硬合金の表面における配 向係数 Tと、超硬合金の内部における配向係数 Tとの比 (Τ /Ύ )が 1〜5である のが好ましい。これにより、超硬合金表面において WCを熱伝導率の高い面に配向し た状態とでき、超硬合金表面における熱伝導率を高めて切刃での発熱を効率よく放 熱して切刃の温度上昇を抑制できる。
なお、前記超硬合金の内部とは、超硬合金の表面から 300 m以上の深さの領域 を意味する。
[数 1]
Tc (001) = [I (001) /Io (001)]/[(l/n )∑ (I (hkl) /Io(hkl))] · · ' ( Ι ) I (hkl) ： X線回折測定ピークの（hkl)反射面のピーク強度
Io(hkl) : ASTM標準パヮ一パターンにおける X線回折データの標準ピーク強度 ∑ I (hkl) = I (001)+I (100)+I (101) +I (110)+I (002) + I (llD+I (200) +1 (102) n = 8 (Io(hkl)および I (hkl)の算出に用いる反射面ピークの数） なお、 1 (001)は、 前記記載の I w cである。
[0068] また、本実施形態では、超硬合金中の酸素含有量が超硬合金全体の質量に対し て 0. 045質量％以下であり、かつ前記硬質相の WC粒子の平均粒径が 0. 4-1. 0 /z mであるのが好ましい。これにより、超硬合金の酸素含有量が少ないので、高温で 酸ィ匕が進行することを防止できるとともに、硬質相のうちの WC粒子の平均粒径が上 記範囲であるので、超硬合金の硬度が高ぐ該超硬合金を切削工具に用いると切削 特性が良好である。
[0069] 具体的には、超硬合金中の酸素含有量が超硬合金全体の質量に対して 0. 045質 量％以下であると、該超硬合金を用いた切削工具が、切削加工時に高温に曝される 切刃において酸ィ匕が進行するのを抑制でき、長期間にわたって安定した切削が可能 となる。なお、 Coおよび Zまたは Niの含有量が 5〜7質量％の範囲内であっても、後 述する WCの原料粉末の粒径および粉砕方法を改善した製造方法を採用することに よって、超硬合金の低温焼成が可能であるとともに、超硬合金中の酸素含有量を超 硬合金全体に対して 0. 045質量％以下に制御することが可能である。
[0070] 切削性能の安定性および耐チッビング性の点で、硬質相を構成する WC粒子の平 均粒径 ίま 1 μ m以下、望ましく ίま 0. 4〜： L 0 m、特に望ましく ίま 0. 6〜： L 0 mで あるのがよい。
[0071] また、超硬合金の表面における算術平均粗さ (Ra)を 0. 2 μ m以下に制御すること 力 耐摩耗性の向上、切削抵抗の低減、耐溶着性および耐欠損性の向上の点で望 ましい。超硬合金表面の表面粗さの測定は、接触式の表面粗さ計を用いる力、また は非接触式のレーザー顕微鏡を用い、測定面がレーザーに対して垂直となるように 超硬合金 (切削工具)を動力しながら測定すればよい。また、切刃形状自体がうねり を有するような場合には、このうねり分 (JIS B0610に規定されたろ波うねり曲線分） を差し引いて、直線近似した後に表面粗さを算出すればよい。
[0072] 焼成された超硬合金の切刃周辺に Rホーユング、またはチャンファホーユングを施 してもよいが、切刃を焼成前にホーユング形状としておくこともできる。この方法によ れば、切刃表面における Coおよび Zまたは Ni濃度の分布をより精密に制御すること ができる。
[0073] 次に、上記で説明した実施形態に力かる超硬合金の製造方法について説明する。
まず、例えば平均粒径 0. 01〜： L 5 iu mのWC粉末を80〜95質量％、WCを除く周 期律表第 4、 5、 6族金属力 なる群より選ばれる少なくとも 1種の炭化物、窒化物およ び炭窒化物力 選ばれる少なくとも 1種の平均粒径 0. 3〜2. の粉末を 0〜10 質量％、平均粒径 0. 2〜3 111の0)粉末を5〜10質量％、さらには所望により、金 属タングステン (W)粉末、あるいはカーボンブラック (C)を添加する。そして、これに 溶媒を加えて混合し、所望により有機バインダを添加した後、成形用の顆粒を作製 する。
[0074] 次に、上記顆粒を用いて、プレス成形、铸込成形、押出成形あるいは冷間静水圧 プレス成形等の公知の成形方法によって所定形状に成形した後、真空度 0. 4kPa 以下に真空引きした雰囲気で昇温し、 1320〜1430°Cの温度で 0. 2〜2時間焼成 する。本実施形態では、この焼成時の雰囲気について、前記焼成温度に達するまで 真空引きを行い、前記焼成温度に達した時点で真空引きを止めて焼成炉内を後述 する圧力状態となるように密閉して、焼結体自身力 放出される分解ガスのみが雰囲 気中に存在する自生雰囲気とする。なお、この自生雰囲気においては、センサを設 けて焼成炉内が 0. Ik〜： LOkPaの一定圧力となるようにアルゴンガスを流入したり、 炉内ガスの一部を脱気して調整する。そして、焼成が終了した時点で 50〜400°CZ 分の冷却速度で 1000°C以下の温度まで冷却する。
[0075] 上記のような製造条件に制御することによって、結合相富化層の厚み、 X線回折パ ターンにおける I / (I +i M直を上述した所定の範囲内に制御することができる。
Co WC Co
例えば、焼成時の昇温雰囲気を不活性ガス雰囲気とすれば結合相富化層の厚みが 5 mを超えてしまう。また、焼成雰囲気を真空雰囲気とすれば結合相富化層の厚み が 0. 1 mよりも薄くなり、焼成雰囲気を不活性ガス雰囲気とすれば結合相富化層 の厚みが 5 mよりも厚くなる傾向にある。また、上記製造条件の中でも、 Coおよび Zまたは Ni粉末の添加量を 5. 5〜8. 5質量％に制御した場合には、前記配向係数 の比 Τ /Ύを 1〜5の範囲内に制御することができる。
また、この方法によっても第 1の実施形態の結合相凝集部を形成することができる。
[0076] ここで、上記製造工程において、下記の製造工程を採用した場合には、 Coおよび /または Niの含有量が 5〜7質量％である場合でも、超硬合金の焼成温度の低温ィ匕 が可能となり、 WC等の原料粉末が焼成によって粒成長せず、硬質相の粒径を 1 μ m 以下に制御することができ、かつ超硬合金中の酸素含有量を超硬合金全体に対して 0. 045質量％以下に制御することができる。すなわち、超硬合金中の酸素含有量お よび WC粒子の平均粒径を上記の範囲に制御するには、 WC原料粉末として粗粒な 粉末を用い、これを粉末混合時に混合粉末の粒度が所望の粒度となるように制御し
、さらに成形体中に含まれる WC粉末の表面の酸化を抑制した超硬合金を焼成する 時の WC粉末の焼結性を改善する製造方法を採用する等によって、超硬合金が含 有する酸素量を 0. 045質量％以下に制御できる。また、これによつて、超硬合金の 焼結が容易となり、 WCを粒成長させることなく破壊源となる欠陥の発生を抑制するこ とがでさる。
[0077] 特に、超硬合金中の結合相である Coおよび Zまたは Niの含有量が 5〜7質量％と 少量の場合であっても、常圧雰囲気下で 1430°C以下の低温にて焼成することがで きて、硬度、強度および靭性に優れた超硬合金となる。その結果、信頼性の高い超 硬合金製の切削工具を得ることができる。
[0078] 具体的には、原料として用いる WC粉末の平均粒径を 5〜200 μ mとし、これを酸 素含有量が少ない溶媒中に加えて、混合、粉砕し、スラリー中の原料粉末の平均粒 径を 1. 0 m以下に調整する。 WC粉末を粉砕にすることによって、表面が酸化され ていない活性な粉末表面が露出する。これを成形して焼成する際には、粒子同士の 焼結性が高いことから、少ない金属量でも低温で緻密化することができ、 Coおよび Z または Niの含有量が 5〜7質量％であっても、微粒で焼結性のよ!、超硬合金を作製 することができる。
[0079] また、この製造方法を用いた場合には、成形体中に含有される不可避の酸素量が 減少することから、焼結中に発生する一酸ィ匕炭素 (CO)ガスの生成を抑制することが できる。その結果、焼成中に発生する成形体力もの脱炭素量を減少させることができ るため、超硬合金において重要である焼結体中の炭素量の管理が精度よくできるよう になる。その結果、焼結過程に発生する焼結体中の欠陥の生成を抑制することがで きるとともに、超硬合金中に含有される炭素量の制御が容易となる。
[0080] より具体的な製造工程について説明すると、平均粒径 5〜200 μ mの WC粉末を 8 0〜95質量0 /0、特に 93〜95質量％と、平均粒径 0. 3〜2. O iu mのWCを除く周期 律表第 4、 5、 6族金属力 なる群より選ばれる少なくとも 1種の炭化物、窒化物および 炭窒化物から選ばれる少なくとも 1種を 0〜10質量％、特に 0. 3〜2質量％と、平均 粒径 0. 2〜3 iu mのCoぉょびZまたはNiを5〜10質量％、特に 5〜7質量％と、さら には所望により、金属タングステン (W)粉末、あるいはカーボンブラック (C)との混合 粉末に、酸素含有率が lOOppm以下の水、または酸素含有率が lOOppm以下の有 機溶剤を溶媒として加えてスラリー状とし、このスラリーを湿式粉砕する。この時、アト ライタミルやジェットミル、遊星ミル等の破砕力の強い粉砕方法を用いて、粉砕後の 混合粉末の平均粒径が 1. 0 m以下になるまで粉砕を行う。
[0081] 次に、粉砕した上記スラリーをスプレードライヤーに投入して成形用の顆粒を作製 する。ここで、混合粉末の粉砕および成形用の顆粒を作製する工程においては、不 活性ガスを流入することにより非酸ィ匕性雰囲気として、成形用の顆粒中に酸素が混 入することを極力抑制することが望まし 、。
[0082] そして、上記成形用の顆粒を用いて、プレス成形、冷間静水圧プレス成形の成形 方法によって所定形状に成形した後、真空度 0. 4kPa以下に真空引きした雰囲気で 昇温し、前述した自生雰囲気として 1320〜1430°Cの温度で 0. 2〜2時間焼成する 。その後、焼成が終了した時点で炉冷する。冷却工程では不活性ガスを流入しなが ら冷却を行うことによって、超硬合金中の酸素含有量を超硬合金全体に対して 0. 04 5質量％以下に制御できる。
なお、上記した以外の構成は、上記で説明した第 1の実施形態と同様であるので説 明は省略する。
[0083] (第 3の実施形態）
第 3の実施形態に力かる超硬合金は、 Coおよび Zまたは Ni5〜7質量％と、周期 律表第 4、 5および 6族金属力 なる群より選ばれる少なくとも 1種の炭化物 (ただし、 WCを除く）、窒化物および炭窒化物力も選ばれる少なくとも 1種 0〜10質量％とを含 有し、残部が WCで構成される。そして、上記した実施形態と同様に、 WC粒子を主 体とし、前記炭化物、窒化物および炭窒化物力 選ばれる少なくとも 1種の |8粒子を 含有する硬質相を、前記 Coおよび Zまたは Niを主体とする結合相で結合したもので ある。
[0084] ここで、本実施形態では、超硬合金中の結合相の含有量が 5〜7質量％、硬質相 の平均粒径が 0. 6 /ζ πι〜1. O ^ m,飽和磁ィ匕が 9〜12 /ζ Τπι3/1¾、抗磁力 Heが 1 5〜25kAZmであり、かつ酸素含有量が 0. 045質量％以下である。これにより、高 硬度かつ高靭性な超硬合金となる。また、該超硬合金を切削工具に用いると、耐摩 耗性および耐欠損性に優れた工具となるとともに、結合相の含有量が低いため、 Ti 合金や耐熱合金等の被削材が溶着しにくくなり、溶着による切刃のチッビングや加工 面の面粗度の低下を防ぐことができる。
[0085] 一方、前記結合相の含有量が 5質量％より少な 、と、超硬合金の靭性が十分では ないため、切削工具としての耐欠損性が悪ィ匕してしまう。また、焼結性が著しく低下し 、焼結をするために特殊な焼成法を要するため、コストがかかりすぎてしまう。また、結 合相の含有量が 7質量％を超えると、超硬合金の硬度が低下してしまい、切削工具と しての耐摩耗性が低下してしまう。また、結合相を多く含むと被削材が工具の切刃に 溶着してしまい、切刃や逃げ面に溶着した被削材によって加工面の面粗度が粗くな つたり、溶着した被削材が脱落する際にチッビングが生じる等の問題がある。
[0086] また、硬質相の平均粒径が 0. 6 μ mより小さいと、超硬合金の硬度が必要以上に 高くなりすぎてしまい、切削工具としての耐欠損性が低下してしまう。また、超硬合金 の焼結性が低下して焼結不良が発生しやすくなり、焼結不良となったものは強度お よび硬度が極端に低下する。また、硬質相の平均粒径が 1. O /z mより大きいと、超硬 合金としての十分な硬度が得られず、切削工具としての耐摩耗性が低下してしまう。 硬質相の平均粒径の望ましい範囲は 0. 75-0. 95 /z mである。
[0087] 飽和磁化が 9 μ Tm3Zkg未満であると、超硬合金中に含有される炭素量が不足し て硬度が過剰に高くなつてしまい、超硬合金の靭性が低下して切削工具としての耐 欠損性が低下してしまう。また、飽和磁化が 12 /ζ Τπι3Ζΐ¾を超えると、超硬合金中 の炭素量が過剰に含有されて超硬合金の硬度が低下し、切削工具として十分な耐 摩耗性が得られずに異常摩耗や摩耗の進行による切刃の欠損等の損傷が発生しや すくなってしまう。飽和磁化の望ましい範囲は 9. 5〜： ί1 /ζ Τπι3Ζΐ¾である。
[0088] 超硬合金の抗磁力 Heが 15kAZm未満であると、超硬合金中の硬質相間を結合 する結合相の厚み (いわゆる平均自由行程、ミーンフリーパス）が厚くなりすぎてしま い、超硬合金の硬度低下による耐摩耗性の低下や、被削材の溶着を引き起こして溶 着による切刃のチッビングや被削材の加工面の面粗度が劣化するなどの問題が発 生する。また、抗磁力が 25kAZmを超えると、超硬合金中の結合相の厚み（ミーンフ リーパス）が薄くなりすぎるため、超硬合金の靭性が十分ではなくなり、耐欠損性が低 下し、切刃のチッビングや突発欠損等の損傷が発生してしまう。抗磁力の望ましい範 囲は 18〜22kAZmである。
[0089] 超硬合金中に含有される酸素量が超硬合金全量に対する比率で 0. 045質量％を 超えてしまうと、高温となったときに結合相の硬質相を結合する保持力が低下するこ とから、切削中に切刃が高温となると超硬合金の強度が低下して、チッビングや欠損 が発生してしまう。超硬合金中に含有される酸素量の望ましい範囲は 0. 035質量％ 以下である。
[0090] 超硬合金中には、上記で説明した実施形態と同様に、 WCや Co等の他に、周期律 表第 4、 5および 6族金属力もなる群より選ばれる少なくとも 1種の炭化物 (ただし、 W Cを除く）、窒化物または炭窒化物を 0〜10質量％の割合で含有させることもできる。
[0091] 特に、 Crを超硬合金中の結合相の含有量 (質量％)に対して炭化物 (Cr C )換算
3 2 量で 2〜10質量％、好ましくは 3〜7質量％の割合で含有するのがよい。これにより、 結合相が酸ィ匕ゃ腐食等の変質を引き起こすことなぐ結合相の強度が低下すること を防いで超硬合金の耐食性を向上させることができる。そして、該超硬合金を用いた 切削工具は、工具表面の酸ィ匕ゃ腐食等の変質を起こしに《することができ、変質に よる強度低下を防止することができる。また、切刃が切削中に高温となった場合には
、結合相中に固溶した Crが酸ィ匕被膜を作って結合相の酸ィ匕が進行することを抑制 できるため、結合相が熱によって劣化することを抑えることができる。さらに、前記酸 化皮膜は化学的に安定なため、被削材と反応しにくぐ被削材が切刃に溶着しにくく なることから、溶着しやすい Ti合金の切削において優れた切削性能を発揮することが できる。また、 Crは超硬合金を焼成する際に、硬質相の粒成長を抑制して、超硬合 金中の硬質相の粒径を制御できる効果がある。
[0092] Crのほかに、焼結中に硬質相が粒成長することを抑制するためにバナジウム (V) やタンタル (Ta)も好適に使用可能である。なお、 Cr、 Vおよび Taは、少なくとも一部 が結合相中に固溶し、残部は単独の炭化物またはこれら 2種以上とタングステン (W) 力^種以上組み合わされた複合炭化物として存在してもよい。
[0093] また、上記本発明の超硬合金の表面に、周期律表第 4、 5、 6族金属、アルミニウム
(A1)およびシリコン (Si)力 なる群より選ばれる 1種以上の元素と、炭素、窒素、酸素 、ホウ素力 選ばれる 1種以上の元素との化合物、硬質炭素または立方晶窒化硼素 のいずれかからなる硬質被覆層を成膜してもよい。これにより、成膜時に超硬合金基 体の表面が酸素の影響で変質することなく超硬合金基体と硬質被覆層との高い付着 力が得られる。その結果、硬質被覆層が剥離ゃチッビングすることなく切削工具の耐 摩耗'性をより向上させることができる。
[0094] このとき、上記硬質被覆層として好適な材種としては、例えば炭化チタン (TiC)、窒 化チタン (TiN)および炭窒化チタン (TiCN)、チタン'アルミ複合窒化物 (T1A1N)、 酸ィ匕アルミニウム (Al O )等が挙げられる。これらは、硬度および強度が共に高ぐ耐
2 3
摩耗性および耐欠損性に優れる。また、物理蒸着 (PVD)法によって成膜された膜 厚 0. 1〜1. 8 /z mの硬質被覆層であることが、高強度で溶着しやすい材質である耐 熱合金の切削する際に、高い耐摩耗性を維持しながら硬質被覆層の剥離を抑えるこ とができるため、耐熱合金の切削において優れた工具寿命を発揮することができる点 で望ましい。 [0095] 次に、上記で説明した実施形態に力かる超硬合金の製造方法について説明する。 まず、平均粒径 5〜200 /ζ πιの炭化タングステン (WC)粉末を 83〜95質量％、平均 粒径 0. 3〜2. 0 mの炭化タングステン (WC)を除く周期律表第 4、 5および 6族金 属からなる群より選ばれる少なくとも 1種の炭化物、窒化物および炭窒化物を 0〜 10 質量0 /0、平均粒径 0. 2〜3 111の金属コバルト（0))を5〜7質量％、さらには所望に より、金属タングステン (W)粉末、あるいはカーボンブラック (C)を調合し、これに水ま たは有機溶剤の溶媒と所望により有機ノインダとを添加して、混合し、ボールミル、振 動ミル等の既知の粉砕方法にて粉砕後の混合原料の平均粒子が、マイクロトラックに よる粒度分布測定において、 D50値（出現率 50%の位置にある粒径）が 0. 4〜1. 0 μ mになるように粉砕時間を調節して粉砕する。
[0096] つまり、平均粒径 5〜200 /ζ πιと粗い WC粉末を用いて、これを 1Ζ5以下でかつ 1.
0 m以下となるように細力べ粉砕することによって、 WC粒子の酸素が吸着されてい ないフレッシュな面が多く露出するため、混合粉末および成形体中の酸素量が減ると ともに、混合粉末中の各粒子の表面エネルギーが大きくなつて焼結しやすくなる。し 力も、 WC粉末と結合相との濡れが良好になるため、少ない結合相量でも空隙やクラ ック等の欠陥を生じることなく低い温度で焼成することができる。
[0097] 次に、上記混合粉末を用いて、プレス成形、铸込成形、押出成形、冷間静水圧プ レス成形等の公知の成形方法によって所定形状に成形した後、本発明においては、 この焼成時の雰囲気を自生雰囲気として焼成する。
[0098] ここで、前記自生雰囲気とは、前記焼成温度に達するまで真空引きを行 、、前記焼 成温度に達した時点で真空引きを止めて焼成炉内を後述する圧力状態となるように 密閉して焼結体自身力 放出される分解ガスのみが雰囲気中に存在する雰囲気の ことである。なお、この自生雰囲気においては、センサを設けて焼成炉内が 0. lk〜l OkPaの一定圧力となるようにアルゴンガスを流入したり炉内ガスの一部を脱気して調 整する。
そして、焼成が終了した時点で 50〜400°CZ分の冷却速度で 1000°C以下の温度 まで冷却して、本実施形態に力かる超硬合金が得られる。
また、この方法によっても第 1の実施形態の結合相凝集部を形成することができる。 [0099] 得られた超硬合金の切刃となるエッジ部分は、加工を施さないシャープエッジのま まで使用することも可能だが、所望により、すくい面側から見た取りしろが 10 m以下 と微小な Rホーユングやチャンファホーユングを切刃となるエッジ部分に施してもよぐ また、少なくとも切刃の表面に対してブラシ力卩ェゃブラスト処理などの研磨処理を施 してちよい。
[0100] その後、上述した種類の硬質被覆膜を成膜する。硬質被覆層の成膜法としては、 化学蒸着法 (熱 CVD、プラズマ CVD、有機 CVD、触媒 CVD等)、物理蒸着法 (ィォ ンプレーティング、スノッタリング等)などの周知の成膜方法によって成膜することが できる。特に、アークイオンプレーティング法またはスパッタリング法の物理蒸着法に よって成膜することが耐摩耗性および潤滑性に優れるため望ましぐこれによつて、難 削材である耐熱合金の切削に対しても優れた切削性能を発揮する。
なお、上記した以外の構成は、上記で説明した第 1,第 2の実施形態と同様である ので説明は省略する。
[0101] <切削工具 >
次に、本発明にかかる切削工具ついて説明する。上記で説明した各実施形態にか かる超硬合金は、高硬度、高強度および耐変形性等に優れるとともに、信頼性の高 い機械的特性を有することから、例えば金型、耐摩耗部材、高温構造材料等に適応 可能であり、特に、すくい面と逃げ面との交差稜部に形成される切刃が各実施形態 にかかる超硬合金力 なり、該切刃を被切削物に当てて切削加工する切削工具とし て好適に使用可能である。具体的には、上記第 1から第 3の実施形態に力かる超硬 合金を切削工具として用いた場合には、加工時に切削工具の切刃の温度が過剰に 高くなることがないので、加工される被削材の加工面が白濁する等の不具合が発生 することなぐ滑らかで光沢のある仕上げ面を形成する。
[0102] 特に、切刃が上記第 1の実施形態に力かる超硬合金 1からなる場合には、耐摩耗 性および耐溶着性に優れた超硬合金製切削工具となる。特に、この切削工具を、溶 着しやすいステンレス切削や Ti合金切削用として用いると、耐溶着性についてより高 い効果を示して優れた工具寿命を発揮する。また、硬質被覆層を被覆した場合にス テンレス切削用として用いると、一般に切削抵抗が高く切刃温度が高温になりやすい ので、硬質被覆膜の剥離が発生しやすいが、第 1の実施形態にカゝかる硬質被覆膜 7 は付着力が高いので、硬質被覆層を被覆した場合であっても、優れた切削特性を発 揮する。
[0103] 切刃が上記第 2の実施形態に力かる超硬合金力もなる場合には、例えば Ti合金等 の耐熱合金を加工する際において、冷却剤等を高圧力で噴射するための特殊な装 置を用いない通常の切削条件であっても、摩耗の進行や欠損の発生が抑制できて 工具寿命を延命することができる。
[0104] 切刃が上記第 3の実施形態に力かる超硬合金力もなる場合には、切削工具として の強度を低下させずに高い耐摩耗性を有し、かつ結合相量が少ないことによって優 れた耐溶着性を有して ヽることから、硬質被覆層を被覆しな ヽ超硬合金からなる切削 工具であっても、溶着しやすくかつ熱伝導性が悪くし力も高温強度が高くて削りにく い Ti合金の切削において非常に優れた性能を発揮する。また、硬質被覆層を成膜 すると、耐摩耗性や強度が向上するため、より高い強度を有する耐熱合金の加工に おいて非常に優れた性能を発揮することができる。具体的には、優れた耐摩耗性を 示してより長寿命な切削工具となる。前記耐熱合金とは、例えばインコネル、ハステロ ィ、ステライト等のニッケル (Ni)基合金、コバルト（Co)基合金、インコロイ等の鉄 (Fe )基合金の総称である。
なお、各実施形態に力かる超硬合金を切削工具以外の他の用途に用 、た場合で あっても、優れた機械的信頼性を有する。
[0105] 以下、実施例を挙げて本発明についてさらに詳細に説明するが、本発明は以下の 実施例に限定されるものではな 、。
[0106] [実施例 I]
<超硬合金の作製 >
炭化タングステン (WC)粉末、金属コバルト（Co)粉末、炭化バナジウム (VC)粉末 および炭化クロム (Cr C )粉末を表 1に示す比率で添加し、振動ミルにて 18時間粉
3 2
砕混合して乾燥した後、プレス成形によりスローァウェイエンドミル用チップ (切削ェ 具)形状に成形した。この成形体を焼成温度に対して 500°C以上低!、温度から 10°C Z分の速度で昇温し、表 1に示す焼成条件で焼成して、超硬合金を作製した (表 1中 の試料 No. I—;!〜 14)。なお、表 1中の冷却速度は、焼成後 800°C以下に冷却する までの冷却速度を示した。また、表 1中の「Ar」はアルゴンガス、 「N」は窒素ガスを意
2
味する。
[表 1]
Figure imgf000029_0001
得られた超硬合金の任意表面について、走査型電子顕微鏡により図 2に示すよう な 200倍の 2次電子像を観察し、 6mm X 5mmの任意領域について、結合相凝集部 の面積と平均直径を測定して存在比率 (結合相凝集部を測定した視野領域における 結合相凝集部の面積比率)を算出した。なお、結合相凝集部の測定個数は 10個以 上とし、その平均値を算出した。また、 WC粒子の平均粒径は、ルーゼッタス画像解 析法にて算出した。これらの結果を表 2に示す。
[0109] また、得られた超硬合金の任意表面につ!、て、エネルギー分散型 X線マイクロアナ ライザ一（Energy Dispersive System : EDS)分析により、任意表面における金属 Coの 含有率を測定した。この結果を表 2に示す。
[0110] さらに、前記チップ形状である超硬合金をスローァウェイエンドミルに装着し、マシ ニングセンターを用いて、下記条件にて切削評価試験を行い、切削性能を評価した
。この結果を表 2に示す。
[0111] <切削条件 >
(耐摩耗性評価試験 (肩加工) )
被削材 ：ステンレス鋼 (SUS) 304
切削速度: V= 150 (mZ分）
送り速度: 0. 12mZ分
切込み ： d (切込み深さ） = 3mm、 w (切込み幅） = 10mm
その他 ：乾式切削
評価方法： 20分切削したときの切刃の摩耗幅を測定した。
[0112] (耐欠損性評価試験 (肩加工)）
被削材 ： SUS304
切削速度: V= 150 (mZ分）
送り速度: 0. lmZ分
切込み ：(1(切込み深さ）
Figure imgf000030_0001
(切込み幅）= 5111111
その他 ：乾式切削
評価方法:切刃が欠損して、加工不能になるまでの切削時間を測定した。
[0113] [表 2]
Figure imgf000031_0001
[0114] 表 1、 2の結果より、試料 No. I— 9〜； 14では、いずれも超硬合金表面における結合 相凝集部の面積の割合が 10%より低く、被削材が切刃に溶着して、耐欠損性評価 試験における加工時間が短ぐかつ耐摩耗性評価試験における摩耗幅が大きいもの であった。
[0115] 一方、本発明に従い、原料混合粉末の混合、粉砕条件、焼成条件を所定の範囲に 制御し、 、ずれも結合相凝集部における島状部分の面積割合が 10〜70%である試 料 No. I— 1〜8では、放熱性が良くなるので切刃が高温になりにくぐ耐溶着性に優 れるものであった。また、超硬合金基体の表面において、表面全体における結合相 総含有量が 15〜70質量％含有し、切削試験にてカ卩ェ時間 5分以上、摩耗幅 0. 20 mm以下の優れた耐欠損性、耐摩耗性を示すものであった。
[0116] [実施例 Π]
上記実施例 Iの超硬合金を用い、この超硬合金の表面を洗浄して、イオンプレーテ イング法によって表 3に示す硬質被覆膜を表 3に示す厚みで成膜した (表 3中の試料 No. Π—1〜14)。
[0117] [表 3]
Figure imgf000033_0001
[0118] さらに、前記チップ形状である超硬合金をスローァウェイエンドミルに装着し、マシ ニングセンターを用いて、下記条件にて切削評価試験を行い、切削性能を評価した
。この結果を表 3に示す。
[0119] <切削条件 >
(耐摩耗性評価試験 (肩加工) )
被削材 ： SUS304 切削速度: V= 200 (mZ分）
送り速度: 0. 12mZ分
切込み ： d (切込み深さ） = 3mm、 w (切込み幅） = 10mm
その他 ：乾式切削
評価方法： 20分切削したときの切刃の摩耗幅を測定した。
[0120] (耐欠損性評価試験 (肩加工)）
被削材 ： SUS304
切削速度: V= 200 (mZ分）
送り速度: 0. lmZ分
切込み ：(1(切込み深さ）= 4111111、 (切込み幅）= 5111111
その他 ：乾式切削
評価方法:切刃が欠損して、加工不能になるまでの切削時間を測定した。
[0121] 表 3の結果より、試料 No. II— 9〜14では、いずれも超硬合金の表面における結合 相凝集部の面積の割合が 10%より低ぐ硬質被覆膜が剥離して、耐欠損性評価試 験における加工時間が短ぐかつ耐摩耗性評価試験における摩耗幅が大き!、もので めつに。
[0122] 一方、本発明に従い、原料混合粉末の混合、粉砕条件、焼成条件を所定の範囲に 制御した試料 No. II— 1〜8では、いずれも結合相凝集部の面積割合が 10〜70面 積％であり、硬質被覆膜の付着力が高ぐまた放熱性が良くなるので切刃が高温に なりにくぐ耐溶着性に優れたものであり、切削試験にて加工時間 12分以上、摩耗幅 0. 15mm以下の優れた耐欠損性、耐摩耗性を示すものであった。
[0123] [実施例 ΙΠ]
<超硬合金の作製 >
WC粉末、 Co粉末および他の炭化物粉末を表 4示す平均粒径および組成比で調 合し、これに酸素含有量 lOppmの脱酸素水中に添加してスラリー状とした後、このス ラリーをアトライタミルにて表 4に示す平均粒径まで粉砕混合を行った。この時、平均 粒径はレーザー回折散乱法 (マイクロトラック）にて測定し、粒度分布における頻度 5 0%の時の値 (D50値)を混合粉末の粒度とした。 [0124] [表 4]
Figure imgf000035_0001
*印は 明の の 示 。
注 1 )粉末混合工程を経た混合粉末の粒度分布 マイクロトラック分析の D50値 ( m)
[0125] 次に、このスラリーに対して有機ノインダとしてパラフィンワックスを 1. 6質量0 /0添加 してさら〖こ混合し、窒素ガス雰囲気中でスプレードライ法にて乾燥して顆粒を得た。 そして、この顆粒を用いて金型プレス成形にて切削工具形状および抗折試験の試験 片形状の成形体をそれぞれ所定数作製した。そして、この成形体を表 5に示す昇温 雰囲気、昇温速度 6°CZ分で昇温し、表 5に示す温度、時間、雰囲気で保持して焼 成した後、窒素ガス雰囲気中にて表 5に示す降温速度で 1000°C以下まで冷却し、さ らに室温まで冷却して超硬合金を作製した (表 4 5中の試料 No. Ill
[0126] [表 5]
Figure imgf000036_0001
[0127] 得られた超硬合金の表面にっ 、て X線回折を行な 、、 X線回折パターンにおける 各回折ピーク強度を求めて前記ピーク強度比 [I / {1 +1 ) ]を算出した。また、 X
Co WC Co
線光電子分析法 (XPS)にて、超硬合金の断面の表面近傍を含む領域における Co の深さ方向での濃度分布を測定し、超硬合金の内部に比べて Coの濃度が高い領域 の厚みを結合相富化層の厚みとして測定した。なお、結合相富化層が存在する試料 については、結合相凝集部の有無および性状を実施例 1と同様に評価した。結果は 表 6, 7に示した。 [0128] さらに、下記条件で切削性能を評価した。
<切削条件 >
被削材: Ti Al V合金
6 4
切削速度： lOOmZ分
送り： 0. 5mmz rev
切込み深さ： 2mm
その他:湿式切削
評価方法:加工面粗度 (最大高さ Rz)が 0. 8 mを超える力 あるいはチッビング'欠 損が発生した段階で評価を中止し、それまでに加工できた被削材の数を比較した。 なお、評価については、同じ製法にて作製された切削工具試料各 10個ずつについ て評価し、その平均値を算出して表 7に記載した。
[0129] <抗折試験条件 >
試験片サイズ： 8mm X 4mm X 24mm
面取り： 0. 2mm X 45°
試験方法 : 3点曲げ (支点間距離 20±0. 5)
試験加重： 800N以下の荷重速度で荷重を加え、破断した時を最大荷重とする。な お、評価については、同じ製法にて作製された試験片各 10個ずつについて評価し、 その平均値を算出して表 7に記載した。
[0130] [表 6]
〕〔1310
Figure imgf000038_0001
* 。
結合相凝集部
試料 No. 加工数 抗折強度 存在比率 平均粒径 凝集部
(個） (MPa)
(面積 %) ( m) /通常部 υ
Ill - 1 35 120 5.0 59 2100
III - 2 40 140 4.4 64 2380
III - 3 40 140 5,0 67 2500
III - 4 53 150 5.3 75 3000
III - 5 58 130 4.5 69 3400
* III - 6 一 ― ― 9 1790
* II卜 7 6 80 0.7 29 1930
* III - 8 7 100 0.8 21 2010
* III - 9 90 460 6.4 18 2500
* III - 10 85 290 6.1 34 2500
HI - 1 1 70 160 8.8 83 2350
III - 12 80 200 10.0 98 2500
III - 13 80 200 10.0 93 2600
III - 14 70 170 7.8 88 3300
III - 15 65 150 5.4 71 3700
HI - 16 50 140 5.0 63 3300
*印は本発明の範囲外の試料を示す。
1 )凝集部/通常部：超硬合金の表面にて、
凝集部における結合相総量 (Co+Ni)の比率/通常部における結合相総量 (Co+Ni) の比率
[0132] 表 4〜7から明らかなように、超硬合金を焼成する際、真空雰囲気で焼成した試料 No. Ill 6では結合相富化層が形成されず、昇温時に窒素 (N )ガスを流しかつ焼
2
成後の冷却速度が 50°CZ分より遅い試料 No. Ill— 7および焼成時に窒素 (N )ガス
2 を流した試料 No. Ill— 8では結合相富化層の厚みが 5 mより厚く形成された。また 、 Co含有量が 10質量0 /0を超える試料 No. Ill— 9および No. ΙΠ—10では I / (I
Co WC
+ 1 )が 0. 5を超えてしまった。これらの試料（No. Ill— 6〜： L0)は、試料 No. Ill—
Co
1〜5および試料 No. ΠΙ— 11〜16に比べて、いずれも加工数が少なく工具寿命が 短いものであった。また、抗折強度も低くなる傾向にあった。
[0133] 一方、本発明に従い、 Co含有量 5〜10質量％、結合相富化層 0. 1〜5 /ζ πι、 0. 0 2≤I / {1 +1 )≤0. 5であった試料 No. III— 1〜5および試料 No. III— 11〜1 6では、いずれも工具寿命が長いものであった。中でも、平均粒径が 5〜： LOO /z mの WC原料粉末を用いて粉末混合時に粉末の粒径 (粒度)を調整して超硬合金中の酸 素含有量が 0. 045質量％以下となった試料 No. ΙΠ— 11〜13, 15は、試料 No. Ill 1〜3, 5の同じ組成同士で比較した場合、抗折強度に優れるとともに切削加工数 も多くなつた。特に、試料 No. Ill— 11〜13については、 Co量が 5〜7質量と少ない にもかかわらず、 1380〜 1415°Ct 、う低温焼成が可能で超硬合金中の炭化タンダ ステン粒子が粒成長することもなぐ優れた抗折強度および切削性能を発揮すること が確認された。
[0134] [実施例 IV]
<超硬合金の作製 >
表 8に示す平均粒径および組成比の炭化タングステン (WC)粉末、コバルト（Co) 粉末および他の炭化物粉末に、有機バインダとしてパラフィンワックスを 1. 6質量％と メタノールを溶媒として添カ卩 ·混合し、さらに混合粉末の粒径がマイクロトラック法〖こよ る測定で表 8に示す D50値になるまで粉砕して造粒した。ついで、造粒した混合原 料を金型プレス成形し、表 8に示す温度まで昇温速度 6°CZ分で昇温し、表 8に示す 温度および焼成雰囲気にて 1時間保持して焼結させた後、 300°CZ分で室温まで冷 却して超硬合金を作製した (表 8中の試料 No. IV- 1〜13)。
[0135] [表 8]
Figure imgf000041_0001
得られた超硬合金につ!、て、抗磁力および飽和磁ィ匕を磁力特性測定器 (日本フエ ルスター社製の「KOERZIMAT CS」）を用いて測定した。また、超硬合金中に含 有される酸素量を以下の方法で測定した。すなわち、粉砕した超硬合金粉末試料を ニッケルおよびすず（Sn)と混合し、 1000〜2000°Cまで昇温させて試料を分解させ た後、赤外線検出器にて酸素を検出して定量した。さらに、 CIS— 019D— 2005に 規定された超硬合金の平均粒径の測定方法に順じて、超硬合金中の硬質相の平均 粒径を測定した。なお、結合相富化層が存在する試料については、結合相凝集部の 有無および性状を実施例 1と同様に評価した。これらの結果を表 9に示す。なお、表 9中の「Hc」は抗磁力を意味し、「4 π び 」は飽和磁ィ匕を意味する。
[表 9]
Figure imgf000042_0001
*印は本発明の範囲外の試料であることを示す。 また、下記条件で切削性能を評価した。結果を表 10に示す。
<切削条件 >
(耐摩耗性試験）
被削材: Ti Al V合金丸棒
6 4
切削速度： 150mZ分
り： 0. 3mm/ rev
切込み深さ： 1. 5mm
その他:湿式切削 評価方法: 20分間切削した時のノーズ先端の摩耗量を測定した。途中で欠 のはその場で試験を中断した。
[0139] (耐欠損性試験）
被削材: Ti Al V合金 4本溝入り丸棒
6 4
切削速度： 120mZ分
送り： 0. 3mm
切込み深さ： 2. Omm
その他:湿式切削
評価方法:切刃が欠損した時の切刃に力かった衝撃回数を測定した。
[0140] [表 10]
Figure imgf000044_0001
*印は本発明の範囲外の試料であることを示す。
1 )凝集部/通常部：超硬合金の表面にて、
凝集部における結合相総量 (Co+Ni)の比率/通常部における結合相総量 (Co+Ni)の比率 表 8、表 9および表 10から明らかなように、調合に使用した WC原料粉末の平均粒 径が 5 200 mの範囲外である原料粉末を用いた試料 No. IV- 7, 9 11は、酸 素含有量が 0. 045質量％を超えてしまい、耐摩耗性および耐欠損性が共に悪くな つた。また、 Co含有量が 7質量％を越える試料 No. IV— 8 9では耐摩耗性が低下 し、 Co含有量が 5質量％より少ない試料 No. IV— 7では早期に欠損してしまった。さ らに、焼成雰囲気が真空または窒素ガスフロー雰囲気であり、硬質相の平均粒径が 0. 6 /z mより小さくなつた試料 No. IV— 10 12では早期に欠損してしまい、硬質相 の平均粒径が 1. 0 mより大きくなつた試料 No. IV— 13では耐摩耗性が低下した。 また、抗磁力が 15kAZmより低い試料 No. IV— 8 11では耐摩耗性が低下し、抗 磁力が 25kAZmを越える試料 No. IV— 10では耐欠損性が低下していた。さら〖こ、 飽和磁化が 9 /ζ Τπι3Ζΐ¾より低い試料 No. IV— 7、 12では耐欠損性が低下し、飽 和磁化が 12 Tm3,kgを超える試料 No. IV— 8は耐摩耗性が低下した。
[0142] 一方、本発明の範囲内の特性を有する試料 No. IV- 1〜6では、耐摩耗性および 耐欠損性ともに良好で、非常に優れた工具寿命を示した。
[0143] [実施例 V]
表 8〜10に示される試料 No. IV— 1と試料 No. IV— 7の超硬合金の表面に、それ ぞれアークイオンプレーティング法にて (Ti,八1) ?^膜を膜厚1. で成膜し、試料 No. V— 1と試料 No. V— 2を作製した。作製した試料について、下記に示す条件で 切削性能を評価した。結果は表 11に示した。
[0144] <切削条件 >
(耐摩耗性試験）
被削材： Inconel718丸棒
切削速度： 180mZ分
送り： 0. 3mmz rev
切込み深さ： 1. Omm
その他:湿式切削
評価方法: 20分間切削した時のノーズ先端の摩耗量を測定した。途中で欠損したも のはその場で試験を中断した。
[0145] (耐欠損性試験）
被削材: Inconel718 4本溝入り丸棒
切削速度： 150mZ分
送り： 0. 3mm
切込み深さ： 2. Omm
その他:湿式切削
評価方法:切刃が欠損した時の切刃に力かった衝撃回数を測定した。
[0146] [表 11]
Figure imgf000046_0001
表 11より、本発明の範囲外となる試料 No. V— 2は、強度が十分ではな力つたため 、耐欠損性試験において早期に欠損が発生し、かつ、耐摩耗試験においても欠損が 発生してしまった。それに対して、本発明の範囲内である試料 No. V— 1は、耐摩耗 性および耐欠損性共に優れた性能を発揮し、長寿命な切削工具となった。

Claims

請求の範囲
[1] コバルトおよび Zまたはニッケル 5〜10質量％と、
周期律表第 4、 5および 6族金属力 なる群より選ばれる少なくとも 1種の炭化物 (ただ し、炭化タングステンを除く）、窒化物および炭窒化物力も選ばれる少なくとも 1種 0〜 10質量％とを含有し、
残部が炭化タングステンで構成され、
炭化タングステン粒子を主体とし、前記炭化物、窒化物および炭窒化物力 選ばれ る少なくとも 1種の j8粒子を含有する硬質相を、前記コバルトおよび Zまたはニッケル を主体とする結合相で結合した超硬合金であって、
前記炭化タングステン粒子の平均粒径が 1 μ m以下であり、かつ超硬合金の表面 における総面積に対して 10〜70面積％の割合で前記コバルトおよび Zまたは-ッ ケルが主として凝集した結合相凝集部が複数点在した海島構造をなす超硬合金。
[2] 前記超硬合金の表面におけるコノ レトおよびニッケルの総含有量力 該超硬合金 の表面における金属元素の総量に対して 15〜70質量％である請求項 1記載の超硬 合金。
[3] 前記結合相凝集部におけるコバルトおよびニッケルの総含有量 mlと、該結合相凝 集部以外の正常部におけるコバルトおよびニッケルの総含有量 m2との比率 (mlZ m2)が 2〜10である請求項 1記載の超硬合金。
[4] 前記超硬合金を表面から見たとき、前記結合相凝集部の平均直径が 10〜300 mである請求項 1記載の超硬合金。
[5] 前記結合相凝集部が超硬合金の表面から 5 μ mまでの深さ領域に存在する請求 項 1記載の超硬合金。
[6] クロムおよび Zまたはバナジウムを含有する請求項 1記載の超硬合金。
[7] 前記超硬合金の表面に、硬質被覆膜を被覆した請求項 1記載の超硬合金。
[8] コバルトおよび Zまたはニッケル 5〜10質量％と、
周期律表第 4、 5および 6族金属力 なる群より選ばれる少なくとも 1種の炭化物 (ただ し、炭化タングステンを除く）、窒化物および炭窒化物力も選ばれる少なくとも 1種 0〜
10質量％とを含有し、 残部が炭化タングステンで構成され、
炭化タングステン粒子を主体とし、前記炭化物、窒化物および炭窒化物力 選ばれ る少なくとも 1種の j8粒子を含有する硬質相を、前記コバルトおよび Zまたはニッケル を主体とする結合相で結合した超硬合金であって、
表面に厚みが 0. 1〜5 mの結合相富化層を有するとともに、前記表面の X線回 折パターンにおける前記炭化タングステンの（001)面ピーク強度を I 、前記コバルト
WC
および Zまたはニッケルの（111)面ピーク強度を I 0
Coとしたとき、 .02≤1 /(1 +1
Co WC
)≤0. 5である超硬合金。
Co
[9] X線回折パターンにおける前記炭化タングステンのピークについて、下記式 (I)に て求められる値を (001)面の配向係数 Tとしたとき、前記表面における配向係数 T と超硬合金の内部における配向係数 Tとの比 (Τ /Ύ )が 1〜5である請求項 8記載 の超硬合金。
[数 2]
Tc(001) = [I(001)/Io(001)]/[(l/n)∑ (I(hkl)/Io(hkl))] - - · ( I ) I(hkl) ： X線回折測定ピークの（hkl)反射面のピーク強度
Io(hkl):ASTM標準パワーパターンにおける X線回折データの標準ピーク強度 ∑ I (hkl) = I(001) + I (100)+I (10D+I (110)+I (002) + I (11D+I (200) +1 (102) n = 8 (Io(hkl)および I(hkl)の算出に用いる反射面ピークの数） なお、 1(001)は、 請求項 8記載の I wcである。
[10] 超硬合金中の酸素含有量が超硬合金全体の質量に対して 0.045質量％以下で あり、かつ前記硬質相の炭化タングステン粒子の平均粒径が 0.4〜1. である 請求項 9記載の超硬合金。
[11] 前記コバルトおよび Zまたはニッケルの含有量が 5〜7質量％である請求項 10記 載の超硬合金。
[12] コバルトおよび Zまたはニッケル 5〜7質量％と、
周期律表第 4、 5および 6族金属力 なる群より選ばれる少なくとも 1種の炭化物 (ただ し、炭化タングステンを除く）、窒化物および炭窒化物力も選ばれる少なくとも 1種 0〜
10質量％とを含有し、
残部が炭化タングステンで構成され、 炭化タングステン粒子を主体とし、前記炭化物、窒化物および炭窒化物力 選ばれ る少なくとも 1種の j8粒子を含有する硬質相を、前記コバルトおよび Zまたはニッケル を主体とする結合相で結合した超硬合金であって、
前記硬質相の平均粒径が 0. 6〜1. 0 m、飽和磁化が 9〜12 Tm3/kg、抗磁 力が 15〜25kAZmであり、かつ酸素含有量が 0. 045質量％以下である超硬合金
[13] 前記周期律表第 4、 5および 6族金属からなる群より選ばれる少なくとも 1種として、 クロムを前記結合相の含有量に対して炭化物（Cr C )換算量で 2〜10質量％の割
3 2
合で含有する請求項 12記載の超硬合金。
[14] すくい面と逃げ面との交差稜部に形成された切刃を被切削物に当てて切削加工す る切削工具であり、前記切刃が請求項 1、 8または 12記載の超硬合金力もなる切削 工具。
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Cited By (32)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008093800A (ja) * 2006-10-13 2008-04-24 Mitsubishi Materials Corp 高送り切削用表面被覆超硬合金製エンドミル
DE102008032271B4 (de) * 2007-07-30 2009-11-12 Ambos, Eberhard, Prof. Dr.-Ing. Verfahren zur Herstellung eines Verbundmaterials
US8137816B2 (en) 2007-03-16 2012-03-20 Tdy Industries, Inc. Composite articles
US8221517B2 (en) 2008-06-02 2012-07-17 TDY Industries, LLC Cemented carbide—metallic alloy composites
US8225886B2 (en) 2008-08-22 2012-07-24 TDY Industries, LLC Earth-boring bits and other parts including cemented carbide
US8272816B2 (en) 2009-05-12 2012-09-25 TDY Industries, LLC Composite cemented carbide rotary cutting tools and rotary cutting tool blanks
JP2012193406A (ja) * 2011-03-16 2012-10-11 Sumitomo Electric Hardmetal Corp 刃先交換型切削チップおよびそれを用いた切削加工方法、ならびに刃先交換型切削チップの製造方法
US8308096B2 (en) 2009-07-14 2012-11-13 TDY Industries, LLC Reinforced roll and method of making same
US8312941B2 (en) 2006-04-27 2012-11-20 TDY Industries, LLC Modular fixed cutter earth-boring bits, modular fixed cutter earth-boring bit bodies, and related methods
US8318063B2 (en) 2005-06-27 2012-11-27 TDY Industries, LLC Injection molding fabrication method
US8322465B2 (en) 2008-08-22 2012-12-04 TDY Industries, LLC Earth-boring bit parts including hybrid cemented carbides and methods of making the same
US8440314B2 (en) 2009-08-25 2013-05-14 TDY Industries, LLC Coated cutting tools having a platinum group metal concentration gradient and related processes
JP2013238208A (ja) * 2012-05-17 2013-11-28 Ihi Aerospace Co Ltd スラスタ装置及び宇宙機
US8647561B2 (en) 2005-08-18 2014-02-11 Kennametal Inc. Composite cutting inserts and methods of making the same
US8697258B2 (en) 2006-10-25 2014-04-15 Kennametal Inc. Articles having improved resistance to thermal cracking
US8790439B2 (en) 2008-06-02 2014-07-29 Kennametal Inc. Composite sintered powder metal articles
US8800848B2 (en) 2011-08-31 2014-08-12 Kennametal Inc. Methods of forming wear resistant layers on metallic surfaces
JP2014188661A (ja) * 2013-03-28 2014-10-06 Kyocera Corp 切削インサートおよび切削工具
US9016406B2 (en) 2011-09-22 2015-04-28 Kennametal Inc. Cutting inserts for earth-boring bits
JP2017013146A (ja) * 2015-06-29 2017-01-19 三菱マテリアル株式会社 刃先強度を向上させたダイヤモンド被覆超硬合金製切削工具
JP2017527687A (ja) * 2014-06-12 2017-09-21 マシネンファブリーク グスタフ アイリッヒ ゲーエムベーハー ウント コー． カーゲーＭａｓｃｈｉｎｅｎｆａｂｒｉｋ Ｇｕｓｔａｖ Ｅｉｒｉｃｈ Ｇｍｂｈ ＆ Ｃｏ．Ｋｇ 超硬合金又はサーメット体の新しい作成方法
JP2018079539A (ja) * 2016-11-16 2018-05-24 京セラ株式会社 切削インサート及び切削工具
JP2020020017A (ja) * 2018-08-02 2020-02-06 株式会社タンガロイ 超硬合金及び被覆超硬合金
JP2020020014A (ja) * 2018-08-02 2020-02-06 株式会社タンガロイ 超硬合金及び被覆超硬合金
WO2020050259A1 (ja) * 2018-09-05 2020-03-12 京セラ株式会社 被覆工具及び切削工具
JP2023042362A (ja) * 2021-09-14 2023-03-27 住友電気工業株式会社 切削工具用の超硬合金素材および切削工具
JP2023042361A (ja) * 2021-09-14 2023-03-27 住友電気工業株式会社 回転工具用の超硬合金素材および回転工具
US11964328B2 (en) 2018-09-05 2024-04-23 Kyocera Corporation Coated tool and cutting tool
US11998991B2 (en) 2018-09-05 2024-06-04 Kyocera Corporation Coated tool and cutting tool
US12023742B2 (en) 2018-09-05 2024-07-02 Kyocera Corporation Coated tool and cutting tool
US12030127B2 (en) 2018-09-05 2024-07-09 Kyocera Corporation Coated tool and cutting tool
US12115586B2 (en) 2018-09-05 2024-10-15 Kyocera Corporation Coated tool and cutting tool

Families Citing this family (48)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB0716268D0 (en) * 2007-08-21 2007-09-26 Reedhycalog Uk Ltd PDC cutter with stress diffusing structures
SE532448C2 (sv) * 2007-11-01 2010-01-19 Seco Tools Ab Sätt att tillverka hårdmetallprodukter
WO2009126788A2 (en) * 2008-04-09 2009-10-15 Biss Product Development Llc Carbide utility score
WO2010013735A1 (ja) * 2008-07-29 2010-02-04 京セラ株式会社 切削工具
US8628821B2 (en) * 2009-01-12 2014-01-14 The Gillette Company Formation of thin uniform coatings on blade edges using isostatic press
US8642122B2 (en) 2009-01-12 2014-02-04 The Gillette Company Formation of thin uniform coatings on blade edges using isostatic press
GB2467570B (en) * 2009-02-09 2012-09-19 Reedhycalog Uk Ltd Cutting element
US8945720B2 (en) * 2009-08-06 2015-02-03 National Oilwell Varco, L.P. Hard composite with deformable constituent and method of applying to earth-engaging tool
JP5462549B2 (ja) * 2009-08-20 2014-04-02 住友電気工業株式会社 超硬合金
US20110061944A1 (en) 2009-09-11 2011-03-17 Danny Eugene Scott Polycrystalline diamond composite compact
WO2011118782A1 (ja) * 2010-03-25 2011-09-29 京セラ株式会社 切削工具
CN101812621A (zh) * 2010-04-22 2010-08-25 株洲硬质合金集团有限公司 一种亚微细硬质合金及其制备方法
US8919463B2 (en) 2010-10-25 2014-12-30 National Oilwell DHT, L.P. Polycrystalline diamond cutting element
JP5672444B2 (ja) * 2010-11-12 2015-02-18 三菱マテリアル株式会社 耐摩耗性と切屑排出性に優れた表面被覆ドリル
US8997900B2 (en) 2010-12-15 2015-04-07 National Oilwell DHT, L.P. In-situ boron doped PDC element
CN102517483B (zh) * 2011-12-15 2013-08-07 北京工业大学 硬质合金块体材料原位合成的工业化生产方法
GB201121673D0 (en) * 2011-12-16 2012-01-25 Element Six Gmbh Polycrystalline diamond composite compact elements and methods of making and using same
CN102433487A (zh) * 2011-12-26 2012-05-02 四川科力特硬质合金股份有限公司 N100硬质合金及其制备方法
CN103695679B (zh) * 2013-12-10 2016-01-20 浙江恒成硬质合金有限公司 一种耐高温腐蚀冲击合金合成工艺
WO2015100074A1 (en) * 2013-12-27 2015-07-02 Chin Herbert A High-strength high-thermal-conductivity wrought nickel alloy
US9764986B2 (en) 2015-01-22 2017-09-19 Kennametal Inc. Low temperature CVD coatings and applications thereof
AT14442U1 (de) * 2015-01-23 2015-11-15 Ceratizit Austria Gmbh Hartmetall-Cermet-Verbundwerkstoff und Verfahren zu dessen Herstellung
CN105081375B (zh) * 2015-09-07 2017-09-01 自贡中兴耐磨新材料有限公司 一种用于加工数控机床刀片的基体
JP6764228B2 (ja) * 2015-12-22 2020-09-30 株式会社フジミインコーポレーテッド 粉末積層造形に用いるための造形用材料
JP6717037B2 (ja) * 2016-04-28 2020-07-01 住友電気工業株式会社 合金粉末、焼結体、合金粉末の製造方法および焼結体の製造方法
US20180029241A1 (en) * 2016-07-29 2018-02-01 Liquidmetal Coatings, Llc Method of forming cutting tools with amorphous alloys on an edge thereof
JP2018030205A (ja) 2016-08-25 2018-03-01 住友電工ハードメタル株式会社 切削工具およびその製造方法
CN106399792A (zh) * 2016-10-09 2017-02-15 张倩楠 一种硬质合金及其制造方法
CN106282716A (zh) * 2016-10-09 2017-01-04 张倩楠 硬质合金及其制造方法
CN107805749B (zh) * 2017-08-11 2019-06-28 武汉新锐合金工具有限公司 一种聚晶立方氮化硼复合体的硬质合金基体材料
CN109570629B (zh) * 2017-09-28 2020-09-25 株式会社泰珂洛 切削工具
CN110168121B (zh) * 2017-12-11 2021-03-02 住友电工硬质合金株式会社 硬质合金和切削工具
JP6956260B2 (ja) * 2018-03-29 2021-11-02 京セラ株式会社 超硬合金、被覆工具及び切削工具
JP7087596B2 (ja) * 2018-04-04 2022-06-21 住友電気工業株式会社 切削工具
CN112292223B (zh) * 2018-06-19 2023-09-15 住友电工硬质合金株式会社 金刚石接合体和金刚石接合体的制造方法
KR102167990B1 (ko) 2018-11-30 2020-10-20 한국야금 주식회사 난삭재용 절삭 인써트
KR102178996B1 (ko) * 2018-11-30 2020-11-16 한국야금 주식회사 난삭재용 절삭 인써트
JP7006852B2 (ja) * 2019-08-27 2022-01-24 日立金属株式会社 Ｗｃ系超硬合金部材およびｗｃ系超硬合金部材の製造方法
CN113179647B (zh) * 2019-11-26 2022-08-12 住友电气工业株式会社 硬质合金以及包括其作为基材的切削工具
CN115298348B (zh) * 2020-03-19 2024-10-29 株式会社等离子体综合研究所 氮化处理方法和碳化钨系超硬合金
CN113748222A (zh) * 2020-03-31 2021-12-03 住友电工硬质合金株式会社 硬质合金以及具备该硬质合金的切削工具
JP7023388B1 (ja) * 2020-04-24 2022-02-21 住友電工ハードメタル株式会社 切削工具
US20240218488A1 (en) * 2021-04-28 2024-07-04 Sumitomo Electric Hardmetal Corp. Cemented carbide and mold for ultra-high pressure generating device using the same
CN114411032B (zh) * 2022-01-26 2022-09-16 株洲金韦硬质合金有限公司 一种金刚石-硬质合金复合材料及其制备方法与应用
JP7603323B2 (ja) * 2022-04-13 2024-12-20 九州瑞穂株式会社 すべり電極の製造方法
CN115055685B (zh) * 2022-06-24 2023-07-25 武汉苏泊尔炊具有限公司 刀具的制造方法和刀具
KR102695334B1 (ko) * 2023-12-27 2024-08-14 주식회사 와이지-원 절삭공구
CN118516595A (zh) * 2024-06-18 2024-08-20 济南新宇硬质合金股份有限公司 一种钛合金切削用硬质合金刀具及其制备方法

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10225804A (ja) * 1997-02-10 1998-08-25 Mitsubishi Materials Corp 耐欠損性のすぐれた表面被覆超硬合金製切削工具およびその製造法

Family Cites Families (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4591481A (en) * 1982-05-06 1986-05-27 Ultra-Temp Corporation Metallurgical process
JPS61272343A (ja) * 1985-05-27 1986-12-02 Mitsubishi Metal Corp 表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具
JP2770372B2 (ja) * 1989-02-21 1998-07-02 住友電気工業株式会社 耐摩工具用被覆超硬合金及びその製造方法
JP3803694B2 (ja) * 1995-02-15 2006-08-02 住友電工ハードメタル株式会社 窒素含有焼結硬質合金
DE69716738T2 (de) 1996-07-11 2003-03-20 Sandvik Ab (Publ), Sandviken Sinterverfahren
CN1172168A (zh) * 1996-07-30 1998-02-04 大韩重石株式会社 用于手表和装饰的超硬合金
JPH11181540A (ja) * 1997-12-19 1999-07-06 Sumitomo Electric Ind Ltd 超微粒超硬合金
SE519315C2 (sv) 1999-04-06 2003-02-11 Sandvik Ab Sätt att tillverka ett hårdmetallpulver med lågt presstryck
SE9901244D0 (sv) 1999-04-08 1999-04-08 Sandvik Ab Cemented carbide insert
JP3422957B2 (ja) * 1999-10-18 2003-07-07 日立ツール株式会社 強靭性微粒超硬合金
US6638474B2 (en) 2000-03-24 2003-10-28 Kennametal Inc. method of making cemented carbide tool
US6575671B1 (en) * 2000-08-11 2003-06-10 Kennametal Inc. Chromium-containing cemented tungsten carbide body
US6612787B1 (en) 2000-08-11 2003-09-02 Kennametal Inc. Chromium-containing cemented tungsten carbide coated cutting insert
SE0101241D0 (sv) 2001-04-05 2001-04-05 Sandvik Ab Tool for turning of titanium alloys
US6797369B2 (en) 2001-09-26 2004-09-28 Kyocera Corporation Cemented carbide and cutting tool
JP2004059946A (ja) 2002-07-25 2004-02-26 Hitachi Tool Engineering Ltd 超微粒超硬合金
JP4313587B2 (ja) 2003-03-03 2009-08-12 株式会社タンガロイ 超硬合金及び被覆超硬合金部材並びにそれらの製造方法
US20040211493A1 (en) 2003-04-28 2004-10-28 Comer Christopher Robert Process to enhance brazability of carbide bits
SE527173C2 (sv) 2003-07-25 2006-01-17 Sandvik Intellectual Property Sätt att tillverka en finkorning hårdmetall
SE529297C2 (sv) 2005-07-29 2007-06-26 Sandvik Intellectual Property Sätt att tillverka en submikron hårdmetallpulverblandning med lågt presstryck

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10225804A (ja) * 1997-02-10 1998-08-25 Mitsubishi Materials Corp 耐欠損性のすぐれた表面被覆超硬合金製切削工具およびその製造法

Cited By (46)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US8318063B2 (en) 2005-06-27 2012-11-27 TDY Industries, LLC Injection molding fabrication method
US8808591B2 (en) 2005-06-27 2014-08-19 Kennametal Inc. Coextrusion fabrication method
US8637127B2 (en) 2005-06-27 2014-01-28 Kennametal Inc. Composite article with coolant channels and tool fabrication method
US8647561B2 (en) 2005-08-18 2014-02-11 Kennametal Inc. Composite cutting inserts and methods of making the same
US8789625B2 (en) 2006-04-27 2014-07-29 Kennametal Inc. Modular fixed cutter earth-boring bits, modular fixed cutter earth-boring bit bodies, and related methods
US8312941B2 (en) 2006-04-27 2012-11-20 TDY Industries, LLC Modular fixed cutter earth-boring bits, modular fixed cutter earth-boring bit bodies, and related methods
JP2008093800A (ja) * 2006-10-13 2008-04-24 Mitsubishi Materials Corp 高送り切削用表面被覆超硬合金製エンドミル
US8841005B2 (en) 2006-10-25 2014-09-23 Kennametal Inc. Articles having improved resistance to thermal cracking
US8697258B2 (en) 2006-10-25 2014-04-15 Kennametal Inc. Articles having improved resistance to thermal cracking
US8137816B2 (en) 2007-03-16 2012-03-20 Tdy Industries, Inc. Composite articles
DE102008032271B4 (de) * 2007-07-30 2009-11-12 Ambos, Eberhard, Prof. Dr.-Ing. Verfahren zur Herstellung eines Verbundmaterials
US8221517B2 (en) 2008-06-02 2012-07-17 TDY Industries, LLC Cemented carbide—metallic alloy composites
US8790439B2 (en) 2008-06-02 2014-07-29 Kennametal Inc. Composite sintered powder metal articles
US8459380B2 (en) 2008-08-22 2013-06-11 TDY Industries, LLC Earth-boring bits and other parts including cemented carbide
US8858870B2 (en) 2008-08-22 2014-10-14 Kennametal Inc. Earth-boring bits and other parts including cemented carbide
US8225886B2 (en) 2008-08-22 2012-07-24 TDY Industries, LLC Earth-boring bits and other parts including cemented carbide
US8322465B2 (en) 2008-08-22 2012-12-04 TDY Industries, LLC Earth-boring bit parts including hybrid cemented carbides and methods of making the same
US8272816B2 (en) 2009-05-12 2012-09-25 TDY Industries, LLC Composite cemented carbide rotary cutting tools and rotary cutting tool blanks
US9435010B2 (en) 2009-05-12 2016-09-06 Kennametal Inc. Composite cemented carbide rotary cutting tools and rotary cutting tool blanks
US8308096B2 (en) 2009-07-14 2012-11-13 TDY Industries, LLC Reinforced roll and method of making same
US9266171B2 (en) 2009-07-14 2016-02-23 Kennametal Inc. Grinding roll including wear resistant working surface
US8440314B2 (en) 2009-08-25 2013-05-14 TDY Industries, LLC Coated cutting tools having a platinum group metal concentration gradient and related processes
JP2012193406A (ja) * 2011-03-16 2012-10-11 Sumitomo Electric Hardmetal Corp 刃先交換型切削チップおよびそれを用いた切削加工方法、ならびに刃先交換型切削チップの製造方法
US8800848B2 (en) 2011-08-31 2014-08-12 Kennametal Inc. Methods of forming wear resistant layers on metallic surfaces
US9016406B2 (en) 2011-09-22 2015-04-28 Kennametal Inc. Cutting inserts for earth-boring bits
JP2013238208A (ja) * 2012-05-17 2013-11-28 Ihi Aerospace Co Ltd スラスタ装置及び宇宙機
US9376987B2 (en) 2012-05-17 2016-06-28 Ihi Aerospace Co., Ltd. Thruster and spacecraft
JP2014188661A (ja) * 2013-03-28 2014-10-06 Kyocera Corp 切削インサートおよび切削工具
JP2017527687A (ja) * 2014-06-12 2017-09-21 マシネンファブリーク グスタフ アイリッヒ ゲーエムベーハー ウント コー． カーゲーＭａｓｃｈｉｎｅｎｆａｂｒｉｋ Ｇｕｓｔａｖ Ｅｉｒｉｃｈ Ｇｍｂｈ ＆ Ｃｏ．Ｋｇ 超硬合金又はサーメット体の新しい作成方法
JP2017013146A (ja) * 2015-06-29 2017-01-19 三菱マテリアル株式会社 刃先強度を向上させたダイヤモンド被覆超硬合金製切削工具
JP2018079539A (ja) * 2016-11-16 2018-05-24 京セラ株式会社 切削インサート及び切削工具
JP7170964B2 (ja) 2018-08-02 2022-11-15 株式会社タンガロイ 超硬合金及び被覆超硬合金
JP2020020017A (ja) * 2018-08-02 2020-02-06 株式会社タンガロイ 超硬合金及び被覆超硬合金
JP2020020014A (ja) * 2018-08-02 2020-02-06 株式会社タンガロイ 超硬合金及び被覆超硬合金
JP7170965B2 (ja) 2018-08-02 2022-11-15 株式会社タンガロイ 超硬合金及び被覆超硬合金
US11992883B2 (en) 2018-09-05 2024-05-28 Kyocera Corporation Coated tool and cutting tool
JP7142097B2 (ja) 2018-09-05 2022-09-26 京セラ株式会社 被覆工具及び切削工具
JPWO2020050259A1 (ja) * 2018-09-05 2021-08-30 京セラ株式会社 被覆工具及び切削工具
US11964328B2 (en) 2018-09-05 2024-04-23 Kyocera Corporation Coated tool and cutting tool
WO2020050259A1 (ja) * 2018-09-05 2020-03-12 京セラ株式会社 被覆工具及び切削工具
US11998991B2 (en) 2018-09-05 2024-06-04 Kyocera Corporation Coated tool and cutting tool
US12023742B2 (en) 2018-09-05 2024-07-02 Kyocera Corporation Coated tool and cutting tool
US12030127B2 (en) 2018-09-05 2024-07-09 Kyocera Corporation Coated tool and cutting tool
US12115586B2 (en) 2018-09-05 2024-10-15 Kyocera Corporation Coated tool and cutting tool
JP2023042362A (ja) * 2021-09-14 2023-03-27 住友電気工業株式会社 切削工具用の超硬合金素材および切削工具
JP2023042361A (ja) * 2021-09-14 2023-03-27 住友電気工業株式会社 回転工具用の超硬合金素材および回転工具

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