CN107614719A - 硬质合金和被覆硬质合金 - Google Patents

硬质合金和被覆硬质合金 Download PDF

Info

Publication number
CN107614719A
CN107614719A CN201680032819.3A CN201680032819A CN107614719A CN 107614719 A CN107614719 A CN 107614719A CN 201680032819 A CN201680032819 A CN 201680032819A CN 107614719 A CN107614719 A CN 107614719A
Authority
CN
China
Prior art keywords
alloy
hard alloy
hard
mass
phase
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.)
Granted
Application number
CN201680032819.3A
Other languages
English (en)
Other versions
CN107614719B (zh
Inventor
大理伸哉
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.)
Tungaloy Corp
Original Assignee
Tungaloy 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
Application filed by Tungaloy Corp filed Critical Tungaloy Corp
Publication of CN107614719A publication Critical patent/CN107614719A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN107614719B publication Critical patent/CN107614719B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • 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
    • 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
    • B22F7/00—Manufacture of composite layers, workpieces, or articles, comprising metallic powder, by sintering the powder, with or without compacting wherein at least one part is obtained by sintering or compression
    • B22F7/06—Manufacture of composite layers, workpieces, or articles, comprising metallic powder, by sintering the powder, with or without compacting wherein at least one part is obtained by sintering or compression of composite workpieces or articles from parts, e.g. to form tipped tools
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23B—TURNING; BORING
    • B23B27/00—Tools for turning or boring machines; Tools of a similar kind in general; Accessories therefor
    • B23B27/14—Cutting tools of which the bits or tips or cutting inserts are of special material
    • B23B27/148—Composition of the cutting inserts
    • 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
    • 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
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23B—TURNING; BORING
    • B23B2228/00—Properties of materials of tools or workpieces, materials of tools or workpieces applied in a specific manner
    • B23B2228/10—Coatings
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23B—TURNING; BORING
    • B23B2228/00—Properties of materials of tools or workpieces, materials of tools or workpieces applied in a specific manner
    • B23B2228/36—Multi-layered

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Composite Materials (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)
  • Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
  • Physical Vapour Deposition (AREA)

Abstract

本发明提供一种作为含有Zr的碳氧化物的硬质合金和被覆硬质合金的、具有耐缺损性的硬质合金。本发明的硬质合金包含硬质相和结合相，上述硬质相以碳化钨为主要成分，上述结合相以选自由Co、Ni和Fe组成的群组中的至少一种元素为主要成分，在比距离硬质合金的表面500μm深度的位置更内部的区域中，含有75质量％以上95质量％以下的硬质相、和5质量％以上25质量％以下的结合相，硬质相含有Zr的碳氧化物，当将从硬质合金的表面至500μm深度的范围的表面区域中Zr的碳氧化物的平均含量(体积％)设为Zrsur，将比表面区域更内部的内部区域中Zr的碳氧化物的平均含量(体积％)设为Zrin时，Zrsur/Zrin为0.25以上0.80以下。

Description

硬质合金和被覆硬质合金
技术领域
本发明涉及一种硬质合金和被覆硬质合金。
背景技术
通过切削加工，对如航空器部件等所使用的钛合金、用于发动机的涡轮叶片所使用的镍系耐热合金或钴系耐热合金等难加工材料进行加工的机会逐渐增加。在镍系耐热合金或钴系耐热合金等热传导率较低的难加工材料的切削加工中，切削温度容易升高。在这种高温的加工中，由于切削工具的刀刃的强度降低而产生缺损，因此与迄今为止的一般钢材的加工相比工具寿命极度缩短。因此，为了使切削工具在难加工材料的切削中也能有较长的寿命，要求提高切削工具的高温强度。
例如，在专利文献1中提出了一种在硬质合金中，通过控制含有Zr的碳氧化物与含有Zr和W的复合碳化物的平均粒径的比来改善硬质合金的高温强度的方法。
专利文献
专利文献1：日本专利特开2009-74121号公报
发明内容
然而，在上述专利文献1所记载的硬质合金中，存在由于未控制含有Zr的碳氧化物的分散状态，因此耐缺损性不足，结果导致工具寿命较短的问题。
本发明是为解决上述问题而完成的，其目的在于提供一种作为含有Zr的碳氧化物的硬质合金和被覆硬质合金的、具有耐缺损性的硬质合金和被覆硬质合金。
本发明人对硬质合金和被覆硬质合金进行了各种研究。其结果为，本发明人发现，通过对硬质合金的组织下工夫，能够得到虽然含有Zr的碳氧化物，但具有耐缺损性的硬质合金，从而完成了本发明。
即，本发明的主旨如下所述。
(1)一种硬质合金，其包含硬质相和结合相，上述硬质相以碳化钨为主要成分，上述结合相以选自由Co、Ni和Fe组成的群组中的至少一种元素为主要成分，在比距离上述硬质合金的表面500μm深度的位置更内部的区域中，含有75质量％以上95质量％以下的硬质相、和5质量％以上25质量％以下的结合相，上述硬质相含有Zr的碳氧化物，将从上述硬质合金的表面至500μm深度的范围的表面区域中上述Zr的碳氧化物的平均含量(体积％)设为Zrsur，将比上述表面区域更内部的内部区域中上述Zr的碳氧化物的平均含量(体积％)设为Zrin时，Zrsur/Zrin为0.25以上0.80以下。
(2)如(1)所述的硬质合金，其中，在比距离上述硬质合金的表面500μm深度的位置更内部的区域中，上述Zr的碳氧化物的含量相对上述内部的区域整体为0.05质量％以上3.5质量％以下。
(3)如(1)或(2)所述的硬质合金，其中，上述结合相含有Co作为主要成分，将从上述硬质合金的表面至5μm深度的范围的区域中Co的平均含量(质量％)设为Cosur，将比距离上述硬质合金的表面5μm深度的位置更内部的区域中Co的平均含量(质量％)设为Coin时，Cosur/Coin为0.60以上0.90以下。
(4)如(1)～(3)中任一项所述的硬质合金，其中，上述硬质相进一步含有选自由Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr和Mo组成的群组中的至少一种金属元素的碳化物、氮化物或碳氮化物。
(5)一种被覆硬质合金，其包含如(1)～(4)中任一项所述的硬质合金和被覆层，上述被覆层形成于上述硬质合金的表面，且由选自由Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Al和Si组成的群组的至少一种金属元素与选自由C、N、O和B组成的群组中的至少一种非金属元素的化合物构成。
(6)如(5)所述的被覆硬质合金，其中，上述被覆层为单层或2层以上的叠层。
(7)如(5)或(6)所述的被覆硬质合金，其中，上述被覆层整体的平均厚度为1.0μm以上10μm以下。
根据本发明，能够提供一种作为含有Zr的碳氧化物的硬质合金和被覆硬质合金的、具有耐缺损性的硬质合金和被覆硬质合金。
具体实施方式
以下，对用于实施本发明的方式(以下，简称为“本实施方式”)进行详细说明，但本发明并不限定于下述本实施方式。本发明在不脱离其主旨的范围内可以进行各种各样的变形。
本实施方式的硬质合金为包含以碳化钨(WC)为主要成分的硬质相、和结合相的硬质合金。在比距离硬质合金的表面500μm深度的位置更内部的区域中，硬质相相对上述内部的区域整体(100质量％)的比例为75质量％以上95质量％以下。另一方面，在比距离硬质合金的表面500μm深度的位置更内部的区域中，结合相相对上述内部的区域整体(100质量％)的比例为5质量％以上25质量％以下，并优选占据硬质相的剩余部分。
在本实施方式的硬质合金的上述区域中，如果硬质相的比例为75质量％以上，则硬质合金的耐磨性优异，如果硬质相的比例为95质量％以下，则硬质合金的耐缺损性提高，同时，由于剩余部分的结合相的量相对增多，因此制造硬质合金时的原料的烧结性提高。其中，从同样的观点来看，如果硬质相的比例为86质量％以上95质量％以下，结合相的比例为剩余部分则更优选。
本实施方式的硬质合金中的硬质相包含碳化钨作为主要成分，并进一步含有Zr的碳氧化物。在此，“主要成分”是指含量较多，当将硬质相整体设为100质量％时，含量超过50质量％。当将硬质相整体设为100质量％时，硬质相中的碳化钨的含量优选为70质量％以上，更优选为85质量％以上。如果本实施方式的硬质合金中的硬质相除碳化钨和Zr的碳氧化物以外，进一步含有选自由Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr和Mo组成的群组中的至少一种金属元素的碳化物、氮化物或碳氮化物，则因有耐磨性和抗塑性变形性提高的倾向而较为优选。从同样的观点来看，上述金属元素更优选为选自由Ti、Ta和Cr组成的群组中的至少一种金属元素，也更优选为碳化物。
本实施方式的硬质合金中的硬质相含有Zr的碳氧化物，因而其高温强度提高。因此，在热传导率较低的难加工材料的加工中，将这种硬质合金作为材料的工具的耐缺损性优异。在本实施方式的硬质合金中，当将从该硬质合金的表面至500μm深度的范围的表面区域中Zr的碳氧化物的平均含量(体积％)设为Zrsur，将比距离该硬质合金的表面500μm深度的位置更内部的区域(即，比表面区域更内部的内部区域)中Zr的碳氧化物的平均含量(质量％)设为Zrin时，如果Zrsur/Zrin为0.25以上0.80以下，则耐缺损性提高。如果Zrsur/Zrin为0.25以上，则耐缺损性提高，同时，如果Zrsur/Zrin为0.80以下，则由于抑制孔洞的增加，耐缺损性还是提高。从相同的观点来看，Zrsur/Zrin更优选为0.50以上0.80以下，进一步优选为0.60以上0.80以下。
在比距离本实施方式的硬质合金的表面500μm深度的位置更内部的区域中，如果Zr的碳氧化物的含量相对上述内部的区域的整体为0.05质量％以上，则高温强度显示出进一步提高的倾向，如果为3.5质量％以下，则抑制了Zr的碳氧化物成为损坏的起点，从而容易提高耐缺损性。因此，Zr的碳氧化物的含量相对上述内部的区域的整体，优选为0.05质量％以上3.5质量％以下，更优选为0.10质量％以上3.0质量％以下，进一步优选为0.10质量％以上2.0质量％以下。
本实施方式的硬质合金中的结合相包含以选自由Co、Ni和Fe组成的群组中的至少一种元素为主要成分的结合相。在此，“主要成分”是指含量较多，当将结合相整体设为100质量％时，含量超过50质量％。当将结合相整体设为100质量％时，结合相中的上述元素的含量优选为75质量％以上，更优选为90质量％以上。
如果本实施方式的硬质合金中的结合相含有Co作为主要成分，则由于烧结性和硬质合金的韧性提高而工具的耐缺损性更加优异，因而较为优选。在本实施方式的硬质合金中，当将从硬质合金的表面至5μm深度的范围的区域中Co的平均含量(质量％)设为Cosur，将比距离硬质合金的表面5μm深度的位置更内部的区域中Co的平均含量(质量％)设为Coin时，如果Cosur/Coin为0.60以上0.90以下，则在作为切削工具的材料使用的情况下，将进一步减少切屑的焊接量，因此较为优选。如果Cosur/Coin为0.60以上，则韧性提高，其结果为耐缺损性提高。另一方面，如果Cosur/Coin为0.90以下，则切屑的焊接量有减少的倾向，其结果为耐缺损性提高。
比距离本实施方式的硬质合金的表面500μm深度的位置更内部的区域中的硬质相和结合相的比例、硬质相和结合相的各组成按照以下方式求得。在带有能量分散型X射线光谱仪(EDS)的扫描电子显微镜(SEM)下对比在深度方向上距离硬质合金的表面500μm更内部的截面组织进行观察，通过EDS对硬质合金的硬质相和结合相的各组成进行测定。由该结果可求出硬质合金的硬质相和结合相的比例。
应予说明，本实施方式的硬质合金中的Zr的碳氧化物能够使用以下方法确认其存在，并且，能够求出其含量。沿相对硬质合金的表面正交的方向研磨硬质合金，在SEM下对由此出现的截面组织进行观察，并使用SEM附带的EDS，能够确认Zr的碳氧化物的存在，并且，能够求出其含量。更具体来说，首先，关于比距离硬质合金的表面500μm深度的位置更内部的区域中Zr的碳氧化物的含量，在带有能量分散型X射线光谱仪(EDS)的扫描电子显微镜(SEM)下对比在深度方向上距离硬质合金的表面500μm更内部的截面组织进行观察，并通过EDS对硬质合金的硬质相和结合相的各组成进行测定。由该结果可求出硬质合金的硬质相和结合相的比例。此外，关于Zrsur/Zrin，首先，通过反射电子图像对使用SEM扩大了2000倍～5000倍的硬质合金的截面组织进行观察。如果使用SEM附带的EDS，则能够确定白色区域为碳化钨，深灰色区域为结合相，黑色区域为Zr的碳氧化物。之后，使用SEM拍摄从硬质合金的表面至在深度方向上500μm的区域中的截面组织的照片。使用市售的图像解析软件，能够从得到的截面组织的照片中求出从硬质合金的表面至500μm深度的区域中Zr的碳氧化物的含量(体积％)。求出该硬质合金中，至少3处的从表面至500μm深度的区域中Zr的碳氧化物的含量(体积％)，并将其平均值作为平均含量Zrsur。接着，求出该硬质合金中，至少5处的比在深度方向上距离表面500μm更内部中的Zr的碳氧化物的含量(体积％)，将得到的值的平均值作为平均含量Zrin，并求出Zrsur/Zrin。
本实施方式的硬质合金中的Cosur/Coin可使用以下方法求出。沿相对硬质合金的表面正交的方向研磨硬质合金，在SEM下对由此出现的截面组织进行观察，并使用SEM附带的EDS，能够求出Cosur/Coin。更具体来说，在该硬质合金中，测定10处的从表面至5μm深度的区域中的Co含量，并将其平均值作为平均含量Cosur。此外，在该硬质合金中，测定10处的比距离表面500μm的位置更内部中的Co含量，将其平均值作为平均含量Coin，并求出Cosur/Coin。
本实施方式的被覆硬质合金包含上述硬质合金和在该硬质合金的表面上形成的被覆层。在该被覆硬质合金中，耐磨性被进一步提高。本实施方式所涉及的被覆层可为单层，也可为2层以上的叠层。如果本实施方式所涉及的被覆层整体的平均厚度为1.0μm以上则耐磨性提高，如果为10μm以下则耐缺损性提高。从这种观点来看，被覆层整体的平均厚度优选为1.0μm以上10μm以下，更优选为1.5μm以上8.0μm以下，进一步优选为2.5μm以上6.0μm以下。
本实施方式所涉及的被覆层只要作为被覆工具的被覆层而使用，则没有特别限定。其中，如果被覆层为由选自Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Al和Si所组成的群组的至少一种金属元素与选自C、N、O和B所组成的群组中的至少一种非金属元素构成的化合物层，则耐磨性提高，因而较为优选。从同样的观点来看，如果被覆层为由选自Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Al和Si所组成的群组的至少一种金属元素与N元素构成的化合物层，则更优选。
构成本实施方式所涉及的被覆层的各层的厚度和被覆层整体的厚度可使用光学显微镜、SEM、透射型电子显微镜(TEM)等根据被覆硬质合金的截面组织进行测定。应予说明，本实施方式的被覆硬质合金中各层的平均厚度和被覆层整体的平均厚度可通过以下方法求得：从3处以上的截面测定各层的厚度和被覆层整体的厚度，并计算其平均值。
此外，构成本实施方式的被覆硬质合金中的被覆层的各层的组成可根据本实施方式的被覆硬质合金的截面组织，通过使用EDS(能量分散型X射线分析装置)或波长分散型X射线分析装置(WDS)等的测定来确定。
本实施方式所涉及的被覆层可通过化学蒸气沉积法形成，也可通过物理气相沉积法形成。其中，优选通过物理气相沉积法形成被覆层。作为物理气相沉积法，可列举例如电弧离子镀法、离子镀法、溅射法和离子混合法。其中，电弧离子镀法由于在硬质合金与被覆层的粘附性上更加优异而优选。
接着，使用具体例子对本实施方式的硬质合金或被覆硬质合金的制造方法进行说明。应予说明，本实施方式的硬质合金或被覆硬质合金的制造方法只要能够实现该硬质合金的结构，就没有特别的限制。
例如，本实施方式的硬质合金或被覆硬质合金的制造方法包含以下工序(A)～(K)。
工序(A)：将平均粒径为0.5～5.0μm的Zr的碳化物粉末在0.02kPa～2.0kPa的氧气氛下保持为400℃～700℃的温度并加热5分钟～60分钟，使氧被吸附于Zr的碳化物周围的工序。
工序(B)：将67.0质量％～95.0质量％的平均粒径为0.5μm～5.0μm的碳化钨粉末、0.05质量％～4.0质量％的经过上述工序(A)的平均粒径为0.5μm～5.0μm的Zr的碳化物粉末、5.0质量％～25.0质量％的平均粒径为0.5μm～3.0μm的选自由Co、Ni和Fe组成的群组中的至少一种的金属粉末和0质量％～5.0质量％的平均粒径为0.5μm～5.0μm的任意地选自由Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr和Mo组成的群组中的至少一种的碳化物、氮化物或碳氮化物的粉末进行配合(其中，它们合计为100质量％)而得到配合粉末的工序。
工序(C)：将工序(B)中准备好的配合粉末与溶剂一起通过湿式球磨机混合10小时～40小时而得到混合物的混合工序。
工序(D)：一边在100℃以下对工序(C)中得到的混合物进行加热和干燥，一边使溶剂蒸发而得到干燥混合物的工序。
工序(E)：向工序(D)中得到的干燥混合物添加1.5质量％的石蜡，并成形为指定工具的形状而得到成形体的成形工序。
工序(F)：将在工序(E)中得到的成形体在70Pa以下的真空条件下升温至1200℃～1400℃的温度的第1升温工序。
工序(G)：将经过了工序(F)的成形体在50Pa～1330Pa的一氧化碳气氛下保持为1200℃～1400℃的温度并加热30分钟～120分钟的保持工序。
工序(H)：将经过了工序(G)的成形体在50Pa～1330Pa的惰性气体气氛下升温至1400℃～1600℃的温度的第2升温工序。
工序(I)：将经过了工序(H)的成形体在50Pa～1330Pa的惰性气体气氛下保持为1400℃～1600℃的温度并烧结30分钟～120分钟的烧结工序。
工序(J)：将经过了工序(I)的成形体在100kPa～500kPa的惰性气体气氛下以50℃～100℃/分钟的速度从1400℃～1600℃的温度冷却至1200℃的温度的第1次冷却工序。
工序(K)：将经过了工序(J)的成形体在大气压下的惰性气体气氛下从1200℃的温度冷却至常温的第2次冷却工序。
应予说明，在工序(A)和工序(B)中所使用的原料粉末的平均粒径通过美国材料试验协会(ASTM)规格B330所记载的费氏法(费氏粒径测量仪，Fisher Sub-Sieve Sizer(FSSS))来进行测定。
工序(A)～(K)具有以下含义。
在工序(A)中，通过在指定条件下对Zr的碳化物的粉末进行氧化处理，氧在Zr的碳化物的表面扩散。由于在经过了工序(A)的阶段中，氧没有扩散至Zr的碳化物的内部，因此为了方便而表示为Zr的碳化物。应予说明，如果温度或压力变得高于指定条件，则会生成氧化锆。
在工序(B)中，通过以指定的配合比例使用碳化钨粉末、选自由Co、Ni和Fe组成的群组中的至少一种的金属粉末、经过上述工序(A)的Zr的碳化物的粉末、任意地选自由Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr和Mo组成的群组中的至少一种的碳化物、氮化物或碳氮化物的粉末，能够将硬质合金的组成调整至特定的范围。
在工序(C)中，能够调整硬质相的平均粒径。并且，在工序(C)中，能够得到将在工序(B)中准备好的原料粉末均匀地混合而成的混合物。
在工序(D)中，通过对混合物进行加热和干燥，能够得到使溶剂蒸发后的干燥混合物。
在工序(E)中，向干燥混合物添加石蜡，并成形为指定工具的形状。通过添加石蜡，成形性提高。在以下的烧结工序(工序(I))中对得到的成形体进行烧结。
在工程(F)中，在70Pa以下的真空下对成形体进行升温。由此，将促进成形体中的液相出现前和刚出现液相后的脱气，同时，使以下的烧结工序(工序(I))中的烧结性提高。此外，在升温过程中，在Zr的碳化物的表面扩散的氧向Zr的碳化物的内部扩散，从而能够得到Zr的碳氧化物。
在工序(G)中，将成形体在一氧化碳气氛下保持于1200℃～1400℃的温度。由此，成形体的表面区域中的Co、Ni或Fe的氧化物中的氧将与一氧化碳反应，因而表面区域中的氧浓度减少。由于该反应，Zr的碳氧化物溶解于Co、Ni或Fe中，并在表面区域中供给氧，同时也增加Co、Ni或Fe中的Zr的浓度。其结果为，Zr向内部区域扩散，并能够控制表面区域和内部区域的Zr的碳氧化物的浓度。应予说明，在后述的工序(K)的冷却时，Zr的碳氧化物析出。
在工序(H)中，将成形体在惰性气体气氛下升温至1400℃～1600℃的温度。
在工序(I)中，在惰性气体气氛下，在1400℃～1600℃的温度下，对成形体进行烧结。由此，成形体发生致密化，并且成形体的机械强度提高。此外，在工序(I)中，溶解于Co、Ni或Fe中的Zr的碳氧化物向内部区域扩散并析出，因此能够控制Zrsur/Zrin。进而，通过使成形体的表面附近的Co、Ni或Fe蒸发，从而减少表面附近的Co、Ni或Fe的浓度。
在工序(J)中，将成形体在100kPa～500kPa的惰性气体气氛下以5～30℃/min的速度从1400℃～1600℃的温度急冷至1200℃的温度。由此，能够抑制Co、Ni或Fe从成形体的内部渗出至表面附近。通过组合工序(I)和工序(J)的条件，能够控制Cosur/Coin。
在工序(K)中，将成形体在大气压下的惰性气体气氛下从1200℃的温度冷却至常温从而得到硬质合金。由此，能够防止硬质合金发生氧化。
也可根据需要对经过工序(A)至工序(K)而得到的硬质合金施加磨削加工或刀刃的珩磨加工。
接着，使用具体例子对本实施方式的被覆硬质合金的制造方法进行说明。应予说明，本实施方式的被覆硬质合金的制造方法只要能够实现该被覆硬质合金的结构，就没有特别的限制。
将加工为工具形状的本实施方式的硬质合金收容入物理气相沉积装置的反应容器内，对反应容器内抽真空，使其压力达到1×10-2Pa以下的真空。在抽真空之后，通过反应容器内的加热器对硬质合金进行加热，直至其温度达到200～800℃。加热后，将Ar气体导入反应容器内，并将反应容器内的压力设为0.5～5.0Pa。在压力为0.5～5.0Pa的Ar气气氛下，向硬质合金施加-200～-1000V的偏压，使5～20A的电流流过反应容器内的钨丝，并对硬质合金的表面实施采用Ar气体的离子轰击处理。在对硬质合金的表面实施离子轰击处理后，对反应容器内进行抽真空，直至其压力达到1.0×10-2Pa以下的真空。
接着，对硬质合金进行加热，直至其温度达到200℃～600℃。之后，将氮气等反应气体导入反应容器内，并将反应容器内的压力调整至0.5～5.0Pa。然后，向硬质合金施加-10～-150V的偏压，通过80～150A的电弧放电使与被覆层的金属成分相对应的金属蒸发源蒸发，从而在硬质合金的表面形成被覆层。由此，得到被覆硬质合金。
本实施方式的硬质合金和被覆硬质合金尤其是在难加工材料的加工中具有优异的加工性能，因此能够良好地用作工具的组成材料。在将本实施方式的硬质合金和被覆硬质合金用作例如切削工具的组成材料的情况下，尤其是对难加工材料的切削加工具有优异的性能。此外，在作为用于对热传导率较低的难加工材料进行加工的工具的材料而使用本实施方式的硬质合金和被覆硬质合金的情况下，该硬质合金和被覆硬质合金具有优异的高温强度和耐缺损性，因此特别有用。
实施例
(实施例1)
[硬质合金的制造]
作为原料粉末，准备了市售的平均粒径为1.5μm的碳化钨粉末、平均粒径为3.0μm的Zr的碳化物(以下，表示为“ZrC”)的粉末、平均粒径为3.0μm的TiC粉末、平均粒径为3.0μm的TaC粉末、平均粒径为3.0μm的Cr3C2粉末和平均粒径为1.5μm的Co粉末。应予说明，原料粉末的平均粒径通过美国材料试验协会(ASTM)规格B330所记载的费氏法(费氏粒径测量仪，Fisher Sub-Sieve Sizer(FSSS))来进行测定。
对于发明品1～17以及比较品2、3、5、6、8、9、11和13，将准备好的ZrC粉末收容于可控制为氧气氛的炉中后，在70Pa以下的真空中使其从室温升温至500℃。在炉内温度达到500℃后，将氧导入炉内，直至炉内压力达到0.5kPa。在炉内压力为0.5kPa的氧化气氛下，对ZrC进行氧化处理。由此，得到氧在表面扩散的ZrC的粉末。
按照下述表1的配合组成称量准备好的原料粉末，将称量好的原料粉末与丙酮溶剂和硬质合金制球一起收容于不锈钢罐，并使用湿式球磨机进行5～40小时的混合和粉碎。此时，对于发明品1～17以及比较品2、3、5、6、8、9、11和13，使用经过氧化处理的工序的ZrC粉末。对于比较品12，使用未进行氧化处理的ZrC粉末。在通过湿式球磨机进行的混合、粉碎后，向蒸发丙酮溶剂而得到的干燥混合物添加1.5质量％的石蜡，使用使烧结后的形状变为ISO规格镶嵌形状CNMG120408的金属模具，在压力196MPa下加压成形，从而得到混合物的成形体。
[表1]
试样编号 配合组成(质量％)
发明品1 94.85％WC，0.05％ZrC*，5.1％Co
发明品2 94.55％WC，0.05％ZrC*，0.3％Cr3C2，5.1％Co
发明品3 92.9％WC，1.7％ZrC*，0.3％Cr3C2，5.1％Co
发明品4 92.9％WC，1.7％ZrC*，0.3％Cr3C2，5.1％Co
发明品5 92.9％WC，1.7％ZrC*，0.3％Cr3C2，5.1％Co
发明品6 92％WC，2.6％ZrC*，0.3％Cr3C2，5.1％Co
发明品7 92％WC，2.6％ZrC*，0.3％Cr3C2，5.1％Co
发明品8 86.05％WC，1.7％ZrC*，0.6％Cr3C2，1.5％TiC，10.15％Co
发明品9 86.65％WC，2.6％ZrC*，0.6％Cr3C2，10.15％Co
发明品10 86.65％WC，2.6％ZrC*，0.6％Cr3C2，10.15％Co
发明品11 85.75％WC，3.5％ZrC*，0.6％Cr3C2，10.15％Co
发明品12 80.7％WC，1.7％ZrC*，0.9％Cr3C2，1.5％TaC，15.2％Co
发明品13 80.4％WC，3.5％ZrC*，0.9％Cr3C2，15.2％Co
发明品14 80.4％WC，3.5％ZrC*，0.9％Cr3C2，15.2％Co
发明品15 67.6％WC，2.6％ZrC*，1.5％Cr3C2，1.5％TiC，1.5％TaC，25.3％Co
发明品16 69.2％WC，4％ZrC*，1.5％Cr3C2，25.3％Co
发明品17 69.7％WC，3.5％ZrC*，1.5％Cr3C2，25.3％Co
比较品1 94.9％WC，5.1％Co
比较品2 97.9％WC，0.05％ZrC*，2.05％Co
比较品3 92％WC，2.6％ZrC*，0.3％Cr3C2，5.1％Co
比较品4 88.05％WC，0.3％Cr3C2，1.5％TiC，10.15％Co
比较品5 86.95％WC，2.6％ZrC*，0.3％Cr3C2，10.15％Co
比较品6 86.95％WC，2.6％ZrC*，0.3％Cr3C2，10.15％Co
比较品7 82.4％WC，0.9％Cr3C2，1.5％TiC，15.2％Co
比较品8 80.4％WC，3.5％ZrC*，0.9％Cr3C2，15.2％Co
比较品9 80.4％WC，3.5％ZrC*，0.9％Cr3C2，15.2％Co
比较品10 70.2％WC，1.5％Cr3C2，1.5％TiC，1.5％TaC，25.3％Co
比较品11 69.7％WC，3.5％ZrC*，1.5％Cr3C2，25.3％Co
比较品12 69.7％WC，3.5％ZrC，1.5％Cr3C2，25.3％Co
比较品13 64.08％WC，4％ZrC*，1.6％Cr3C2，1.5％TiC，1.5％TaC，27.32％Co
比较品14 83.9％WC，0.9％Cr3C2，15.2％Co
＊“配合组成”栏中的“ZrC*”是指由于经过氧化处理工序因而氧在表面扩散的ZrC(但是，氧不扩散至ZrC的内部)。
将混合物的成形体收容于烧结炉内后，在70Pa以下的真空下使其从室温升温至下述表2(a)所记载的升温温度T1(℃)。当炉内温度达到升温温度T1(℃)后，将一氧化碳气体导入至烧结炉内，直至炉内压力达到表2(b)所记载的炉内压力P1(Pa)。在这些温度T1和炉内压力P1的一氧化碳气氛下保持60分钟。之后，排出一氧化碳气体，将氩气导入炉内，直至炉内压力达到表2(c)所记载的炉内压力P2(Pa)，从而通过氩气置换一氧化碳气体。在置换为氩气气氛后，将炉内升温至表2(d)所记载的烧结温度T2(℃)，并在该温度T2(℃)下保持60分钟。由此，对成形体进行烧结。烧结后，将氩气导入炉内进行加压，直至炉内压力达到表2(e)所记载的炉内压力P3(kPa)，烧结温度以表2(f)所记载的冷却速度R(℃/min)从T2(℃)冷却至1200℃。
[表2]
通过以上述方式对混合物的成形体进行烧结，从而得到硬质合金。通过湿式刷珩磨机对得到的硬质合金的刀刃进行珩磨加工。
[被覆层的形成]
在电弧离子镀装置的反应容器内设置金属蒸发源。金属蒸发源的组成为Ti:Al＝50:50(原子比)。将以上述方式制造的硬质合金安装于电弧离子镀装置的反应容器内的支架上。将反应容器内的压力设为1×10-2Pa以下的真空。通过炉内加热器将硬质合金加热至500℃。当硬质合金的温度达到500℃后，将Ar气体导入反应容器内，直至反应容器内的压力达到5Pa。向反应容器内的硬质合金施加-1000V的偏压，并对硬质合金的表面实施Ar离子轰击处理。离子轰击条件如下所述。
反应容器内的气氛：Ar气氛
反应容器内的压力：5Pa
在进行Ar离子轰击处理后，排出Ar气体并将反应容器内的压力设为1×10-2Pa以下的真空。之后，向反应容器内导入N2气体，并将反应容器内设为压力为3Pa的氮气氛。接着，通过炉内加热器将硬质合金加热至600℃。在对硬质合金进行加热后，向硬质合金施加-50V的偏压，同时通过150A的电弧放电使金属蒸发源蒸发。由此，在硬质合金的表面形成被覆层。在形成被覆层后，对试样进行冷却。当试样温度达到100℃以下后，从反应容器内取出试样。
沿相对得到的试样(由被覆硬质合金构成的切削工具)的表面正交的方向对该试样进行镜面研磨。
对在从与金属蒸发源相对的面的刀刃朝向该面的中心部50μm的位置的附近由于上述镜面研磨而出现的面(以下，称作“镜面研磨面”。)进行观察。在对镜面研磨面的观察中使用光学显微镜和FE-SEM。根据观察到的镜面研磨面的图像测定3处被覆层的厚度。计算出测得的被覆层的厚度的平均值。使用FE-SEM附带的EDS和FE-SEM附带的WDS对被覆层的组成进行测定。所有试样的被覆层的组成为(Ti0.5Al0.5)N。并且，所有试样的被覆层整体的平均厚度为3.0μm。
沿相对表面正交的方向对得到的试样进行镜面研磨。
对于其镜面研磨面，在带有EDS的SEM下对比在深度方向上距离硬质合金的表面(被覆硬质合金中的被覆层与硬质合金的界面)500μm的位置更内部的截面(镜面研磨面)组织进行观察。
通过EDS对被覆硬质合金中的硬质合金的硬质相和结合相的各组成进行测定。由该结果求出硬质合金的硬质相和结合相的比例。将该结果表示于表3。
[表3]
沿相对被覆硬质合金的表面正交的方向对被覆硬质合金进行研磨。通过反射电子图像对在带有EDS的SEM下放大了3000倍的被覆硬质合金的截面(通过研磨出现的面)组织进行观察。在带有EDS的SEM下，确定白色区域为碳化钨，深灰色区域为结合相，黑色区域为Zr的碳氧化物。之后，使用SEM拍摄从硬质合金的表面(被覆硬质合金中的被覆层与硬质合金的界面)至500μm深度的区域中的截面组织的照片。从得到的截面组织的照片中，使用市售的图像解析软件求出从硬质合金的表面(被覆硬质合金中的被覆层与硬质合金的界面)至500μm深度的区域中Zr的碳氧化物的含量(体积％)。用同样的方法求出至少3处的从硬质合金的表面(被覆硬质合金中的被覆层与硬质合金的界面)至500μm深度的区域中Zr的碳氧化物的含量(体积％)，并将其平均值作为Zrsur。接着，分别求出至少5处的比距离硬质合金的表面(被覆硬质合金中的被覆层与硬质合金的界面)500μm深度的位置更内部中的Zr的碳氧化物的含量(体积％)，并将得到的值的平均值作为Zrin。由该结果求出Zrsur/Zrin。将其结果表示于表4。
接着，在带有SEM的EDS下对沿相对硬质合金的表面正交的方向研磨而出现的截面组织进行观察。对从硬质合金的表面(被覆硬质合金中的被覆层与硬质合金的界面)至5μm深度的区域中的10处的Co含量(质量％)进行测定，并将其平均值作为Cosur。并且，对比距离硬质合金的表面(被覆硬质合金中的被覆层与硬质合金的界面)5μm深度的位置更内部的区域中任意10处的Co含量(质量％)进行测定，并将其平均值作为Coin。由该结果求出Cosur/Coin。将其结果表示于表4。
[表4]
试样编号 Zrsur/Zrin Cosur/Coin
发明品1 0.78 0.53
发明品2 0.79 0.68
发明品3 0.76 0.66
发明品4 0.55 0.72
发明品5 0.33 0.67
发明品6 0.76 0.62
发明品7 0.29 0.68
发明品8 0.73 0.72
发明品9 0.74 0.68
发明品10 0.25 0.73
发明品11 0.59 0.74
发明品12 0.73 0.79
发明品13 0.77 0.80
发明品14 0.31 0.75
发明品15 0.68 0.88
发明品16 0.79 0.89
发明品17 0.36 0.83
比较品1 0 0.53
比较品2 0.75 0.58
比较品3 0.87 0.65
比较品4 0 0.73
比较品5 0.93 0.70
比较品6 0.12 0.74
比较品7 0 0.71
比较品8 0.85 0.77
比较品9 0.13 0.75
比较品10 0 0.88
比较品11 0.87 0.90
比较品12 0 0.84
比较品13 0.7 0.98
比较品14 0 1.35
使用所得的试样进行切削试验。切削试验为对切削边界部的耐缺损性进行评价的试验。切削试验的条件如下所示，并将结果表示于表5。
[切削试验]
加工方式：车削，
工具形状：CNMG120408，
被削材料：因科镍合金718(因科镍合金：注册商标)，
被削材料形状：400mm×Φ120mm(形状：圆棒)，
切削速度：30m/min，
进给量：0.10mm/rev，
进刀量：1.0mm，
冷却液：使用，
评价项目：对直至试样发生缺损为止的加工时间进行测定。
[表5]
由表5所示的结果可知，发明品的加工时间在所有试样中均为11.3分钟以上，加工时间比比较品长，且耐缺损性优异。
(实施例2)
使用电弧离子镀装置，在与实施例1的发明品1～17相同的条件下制作的硬质合金的表面上形成被覆层。具体来说，首先，在电弧离子镀装置的反应容器内设置金属蒸发源。金属蒸发源的组成设置为与表6所示的被覆层的组成相对应。将在以与发明品1～17同样的方式制作的硬质合金的表面上形成表6所示的厚度的被覆层的产品作为发明品18～34。除将组成和平均厚度设置为如表6所示以外，被覆层以与实施例1的条件相同的条件形成。对于发明品18～34，进行与实施例1相同的切削试验。将其结果表示于表7。
[表6]
[表7]
由表7所示的结果可知，发明品18～34的加工时间在所有试样中均为11.5分钟以上，加工时间比比较品长，且耐缺损性优异。
产业上的可利用性
在本发明的硬质合金和被覆硬质合金中，通过含有Zr的碳氧化物，不仅高温强度得到提高，耐缺损性也较优异。因此，尤其是在难加工材料的加工中，能够良好地用作切削工具，因此在这点上，产业上的利用价值较高。

Claims (7)

1.一种超硬合金，其含有：
硬质相，所述硬质相以碳化钨为主要成分；和
结合相，所述结合相以选自由Co、Ni和Fe组成的群组中的至少一种元素为主要成分，
在比距离所述硬质合金的表面500μm深度的位置更内部的区域中，含有75质量％以上95质量％以下的所述硬质相、和5质量％以上25质量％以下的所述结合相，
所述硬质相含有Zr的碳氧化物，
当将从所述硬质合金的表面至500μm深度的范围的表面区域中所述Zr的碳氧化物的平均含量(体积％)设为Zrsur，将比所述表面区域更内部的内部区域中所述Zr的碳氧化物的平均含量(体积％)设为Zrin时，Zrsur/Zrin为0.25以上0.80以下。
2.如权利要求1所述的硬质合金，其中，
在比距离所述硬质合金的表面500μm深度的位置更内部的区域中，所述Zr的碳氧化物的含量相对所述内部的区域整体为0.05质量％以上3.5质量％以下。
3.如权利要求1或2所述的硬质合金，其中，
所述结合相含有Co作为主要成分，
当将从所述硬质合金的表面至5μm深度的范围的区域中Co的平均含量(质量％)设为Cosur，将比距离所述硬质合金的表面5μm深度的位置更内部的区域中Co的平均含量(质量％)设为Coin时，Cosur/Coin为0.60以上0.90以下。
4.如权利要求1～3中任一项所述的硬质合金，其中，
所述硬质相进一步含有选自由Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr和Mo组成的群组中的至少一种金属元素的碳化物、氮化物或碳氮化物。
5.一种被覆硬质合金，其包含：
如权利要求1～4中任一项所述的硬质合金；和
被覆层，所述被覆层形成于所述硬质合金的表面，且由选自由Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Al和Si组成的群组的至少一种金属元素和选自由C、N、O和B组成的群组中的至少一种非金属元素的化合物构成。
6.如权利要求5所述的被覆硬质合金，其中，
所述被覆层为单层或2层以上的叠层。
7.如权利要求5或6所述的被覆硬质合金，其中，
所述被覆层整体的平均厚度为1.0μm以上10μm以下。
CN201680032819.3A 2015-06-12 2016-06-02 硬质合金和被覆硬质合金 Active CN107614719B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2015118847 2015-06-12
JP2015-118847 2015-06-12
PCT/JP2016/066509 WO2016199686A1 (ja) 2015-06-12 2016-06-02 超硬合金および被覆超硬合金

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN107614719A true CN107614719A (zh) 2018-01-19
CN107614719B CN107614719B (zh) 2019-05-07

Family

ID=57503982

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201680032819.3A Active CN107614719B (zh) 2015-06-12 2016-06-02 硬质合金和被覆硬质合金

Country Status (5)

Country Link
US (1) US10066277B2 (zh)
EP (1) EP3309267B1 (zh)
JP (1) JP6090685B1 (zh)
CN (1) CN107614719B (zh)
WO (1) WO2016199686A1 (zh)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112004954A (zh) * 2018-03-29 2020-11-27 京瓷株式会社 硬质合金和使用它的涂层刀具、切削刀具
CN113166862A (zh) * 2019-10-25 2021-07-23 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
CN114901846A (zh) * 2020-04-15 2022-08-12 住友电工硬质合金株式会社 硬质合金以及包含该硬质合金的切削工具

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0499223A1 (en) * 1991-02-13 1992-08-19 Toshiba Tungaloy Co. Ltd. High toughness cermet and process for preparing the same
JPH08118123A (ja) * 1994-10-25 1996-05-14 Mitsubishi Materials Corp 高強度炭化タングステン基超硬合金製ミニチュアドリル
CN1211284A (zh) * 1996-12-16 1999-03-17 住友电气工业株式会社 硬质合金、其制造方法及硬质合金工具
JPH11335769A (ja) * 1998-05-20 1999-12-07 Sumitomo Electric Ind Ltd 超硬合金、その製造方法および超硬工具
CN1820089A (zh) * 2003-09-12 2006-08-16 钴碳化钨硬质合金维迪亚产品有限公司及两合公司 硬质金属体或陶瓷体及其制备方法
JP2009074121A (ja) * 2007-09-19 2009-04-09 Hitachi Tool Engineering Ltd Ｗｃ基超硬合金
CN102470446A (zh) * 2009-06-30 2012-05-23 株式会社图格莱 金属陶瓷和被覆金属陶瓷
CN106068167A (zh) * 2014-03-19 2016-11-02 株式会社图格莱 金属陶瓷工具

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0773802B2 (ja) * 1987-07-10 1995-08-09 住友電気工業株式会社 被覆超硬合金工具
ATE210743T1 (de) * 1995-02-17 2001-12-15 Seco Tools Ab Sinterkarbidsubstrat mit mehrschichten aus aluminien
JP2000042806A (ja) * 1998-07-31 2000-02-15 Toshiba Tungaloy Co Ltd 切削工具用積層被覆体
JP2006291299A (ja) * 2005-04-12 2006-10-26 Tungaloy Corp 超硬合金および被覆超硬合金ならびにそれらの製造方法
JP5715570B2 (ja) * 2009-11-06 2015-05-07 株式会社タンガロイ 被覆工具
WO2013042790A1 (ja) * 2011-09-22 2013-03-28 株式会社タンガロイ 被覆切削工具

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0499223A1 (en) * 1991-02-13 1992-08-19 Toshiba Tungaloy Co. Ltd. High toughness cermet and process for preparing the same
JPH08118123A (ja) * 1994-10-25 1996-05-14 Mitsubishi Materials Corp 高強度炭化タングステン基超硬合金製ミニチュアドリル
CN1211284A (zh) * 1996-12-16 1999-03-17 住友电气工业株式会社 硬质合金、其制造方法及硬质合金工具
JPH11335769A (ja) * 1998-05-20 1999-12-07 Sumitomo Electric Ind Ltd 超硬合金、その製造方法および超硬工具
CN1820089A (zh) * 2003-09-12 2006-08-16 钴碳化钨硬质合金维迪亚产品有限公司及两合公司 硬质金属体或陶瓷体及其制备方法
JP2009074121A (ja) * 2007-09-19 2009-04-09 Hitachi Tool Engineering Ltd Ｗｃ基超硬合金
CN102470446A (zh) * 2009-06-30 2012-05-23 株式会社图格莱 金属陶瓷和被覆金属陶瓷
CN106068167A (zh) * 2014-03-19 2016-11-02 株式会社图格莱 金属陶瓷工具

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112004954A (zh) * 2018-03-29 2020-11-27 京瓷株式会社 硬质合金和使用它的涂层刀具、切削刀具
CN113166862A (zh) * 2019-10-25 2021-07-23 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
CN113166862B (zh) * 2019-10-25 2022-06-21 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
CN114901846A (zh) * 2020-04-15 2022-08-12 住友电工硬质合金株式会社 硬质合金以及包含该硬质合金的切削工具

Also Published As

Publication number Publication date
WO2016199686A1 (ja) 2016-12-15
EP3309267B1 (en) 2020-05-06
US10066277B2 (en) 2018-09-04
JPWO2016199686A1 (ja) 2017-06-22
US20180179615A1 (en) 2018-06-28
CN107614719B (zh) 2019-05-07
EP3309267A1 (en) 2018-04-18
EP3309267A4 (en) 2019-03-13
JP6090685B1 (ja) 2017-03-08

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US9522850B2 (en) Method for manufacturing cubic boron nitride sintered body, and cubic boron nitride sintered body
CN105073313B (zh) 表面包覆切削工具
KR102326622B1 (ko) 내치핑성, 내마모성이 우수한 표면 피복 절삭 공구
TWI457445B (zh) Metal cermet
CN108367357B (zh) 切削工具
US10961609B2 (en) Cemented carbide, cutting tool containing the same, and method of manufacturing cemented carbide
JP6292303B2 (ja) 被覆超硬合金
CN107614719B (zh) 硬质合金和被覆硬质合金
US20120003466A1 (en) Cermet and Coated Cermet
JP2021510773A (ja) より高い熱安定性を有するＡｌ−ＣｒＯ系コーティングおよびその製造方法
EP4170053B1 (en) Cemented carbide and cutting tool containing the same as substrate
CN104942555A (zh) 立方晶氮化硼基超高压烧结材料制切削工具
JP6098882B2 (ja) 耐欠損性にすぐれた立方晶窒化硼素焼結体切削工具
JP5268771B2 (ja) スパッタリングターゲットの製造方法、それを用いた硬質被膜の形成方法および硬質被膜被覆部材
JP7170964B2 (ja) 超硬合金及び被覆超硬合金
JP7064659B1 (ja) 立方晶窒化硼素焼結体、およびそれを含む切削工具
WO2022025292A1 (ja) 立方晶窒化硼素焼結体、およびそれを含む切削工具
CN105693253B (zh) 耐缺损性优异的立方晶氮化硼烧结体切削工具
JP7170965B2 (ja) 超硬合金及び被覆超硬合金
JP2008214757A (ja) 硬質被膜およびそれを用いた硬質被膜部材
JP2022147326A (ja) 表面被覆切削工具
JP2009041106A (ja) スパッタリングターゲット

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant