CN110651056B - 硬质合金、包含该硬质合金的切削工具以及制造硬质合金的方法 - Google Patents

硬质合金、包含该硬质合金的切削工具以及制造硬质合金的方法 Download PDF

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Abstract

一种硬合金包含：含有WC的第一硬质相颗粒，包含至少含有Ti和Nb的碳氮化物的第二硬质相颗粒，以及含有铁族元素的金属结合相。第二硬质相颗粒包括粒状的芯部和被覆芯部的至少一部分的周边部。芯部包含表示为Ti1‑X‑ YNbXWYC1‑ZNZ的复合碳氮化物，其中X为0.1以上0.2以下，Y为0以上0.05以下，并且Z为0.3以上0.6以下。周边部在组成上不同于芯部。在该硬质合金中，在硬质合金的表面处由第二硬质相颗粒占据的面积的比率(％)与在从该表面沿深度方向延伸0.5mm的区域中由第二硬质相颗粒占据的面积的比率(％)之间的差的绝对值为10以下。

Description

硬质合金、包含该硬质合金的切削工具以及制造硬质合金的 方法
技术领域
本公开涉及一种硬质合金、包含该硬质合金的切削工具以及制造硬质合金的方法。本申请要求于2018年4月26日提交的日本专利申请No.2018-085641的优先权，该日本专利申请的全部内容通过引用并入本文中。
背景技术
作为含有Ti的硬质材料，已知有硬质合金和金属陶瓷。由于这种硬质材料具有优异的耐磨性，因此其适合用于切削工具和耐磨工具。
例如，WO2011/136197(专利文献1)公开了一种金属陶瓷，其包含由复合碳氮化物固溶体构成的第一硬质相、由WC构成的第二硬质相和主要由Co和Ni中的两者或一者构成的结合相。
引文列表
专利文献
专利文献1：WO2011/136197
发明内容
根据本公开的一种方式的硬合金包含：含有WC的第一硬质相颗粒，包含至少含有Ti和Nb的碳氮化物的第二硬质相颗粒，以及含有铁族元素的金属结合相。第二硬质相颗粒包括粒状的芯部和被覆芯部的至少一部分的周边部。芯部包含表示为Ti1-X-YNbXWYC1-ZNZ的复合碳氮化物，其中X为0.1以上0.2以下，Y为0以上0.05以下，并且Z为0.3以上0.6以下。周边部在组成上不同于芯部。在硬质合金中，在硬质合金的表面处由第二硬质相颗粒占据的面积的比率(％)与在从该表面沿深度方向延伸0.5mm的区域中由第二硬质相颗粒占据的面积的比率(％)之间的差的绝对值为10以下。
根据本公开的一种方式的切削工具包含该硬质合金。
根据本公开的一种方式的制造硬质合金的方法是这样一种制造硬质合金的方法，其包括：准备表示为Ti1-X-YNbXWYC1-ZNZ的复合碳氮化物的粉末、WC粉末和铁族元素的粉末；通过将复合碳氮化物的粉末、WC粉末和铁族元素的粉末混合，从而得到混合粉末；通过将混合粉末加压成形从而得到成形体；以及通过烧结成形体从而得到烧结体。X为0.1以上0.2以下，Y为0以上0.05以下，Z为0.3以上0.6以下。在通过制造硬质合金的方法获得的硬质合金中，在硬质合金的表面处由包含复合碳氮化物的第二硬质相颗粒占据的面积的比率(％)与在从表面沿深度方向延伸0.5mm的区域中由第二硬质相颗粒占据的面积的比率(％)之间的差的绝对值为10以下。
附图说明
图1为示意性地示出了根据本实施方案的硬质合金的截面的示意图。
具体实施方式
[本公开要解决的问题]
在专利文献1中的硬质材料中，定义为第一硬质相的复合碳氮化物固溶体包括表示为(Ti1-x-yLxMoy)(C1-zNz)的芯。在该化学式中，L表示选自由Zr、Hf、Nb和Ta组成的组中的至少一种元素，x为0.01以上0.5以下，y为0.03以上0.05以下，并且z为0.05以上0.75以下。因此，在该复合碳氮化物固溶体中，Mo在所有金属元素(Ti、L和Mo)中占据的原子比为0.03以上。然而，Mo降低了碳氮化物本身的耐钢反应性，因此其含量优选低。
根据烧结条件，在含有复合碳氮化物固溶体等含氮原料的硬质材料的表面上，可形成不含复合碳氮化物固溶体而由WC和Co构成的脱β层。然而，专利文献1没有提及脱β层，而且第一硬质相(复合碳氮化物固溶体)在硬质材料的表面和从表面到内部的深度方向上的分布也不清楚。复合碳氮化物在硬质材料的表面和从表面到内部的深度方向上的均匀分布使得能够得到硬度和韧性的均质性优异的硬质合金，因此，预计硬质合金的耐钢反应性也优异。然而，目前还没有得到这样的硬质材料，因此，迫切需要开发这样的硬质材料。
在这种情况下，本公开的目的是提供具有优异的耐钢反应性的硬质合金、包含该硬质合金的切削工具以及制造该硬质合金的方法。
[本公开的效果]
根据上述，能够提供具有优异的耐钢反应性的硬质合金、包含该硬质合金的切削工具以及制造该硬质合金的方法。
[本公开的实施方案的说明]
本发明人开发了一种硬质合金，其中应用了表示为Ti1-X-YNbXWYC1-ZNZ的复合碳氮化物作为新的原料。本发明人发现与常规的Ti系化合物相比，表示为Ti1-X-YNbXWYC1-ZNZ的复合碳氮化物的耐钢反应性更高。此外，通过适当地控制烧结条件，使得在烧结体的表面和表面附近(内部)由第二硬质相颗粒占据的面积的比率(％)均匀，从而本发明人成功地得到了硬度和韧性的均质性优异的硬质合金。从而本发明人开发出了具有显著优异的耐钢反应性的硬质合金，由此实现了本公开。在本文中，脱贝塔(β)层是指这样一种结构，该结构由第一硬质相颗粒和金属结合相构成而不含上述表示为Ti1-X-YNbXWYC1-ZNZ的复合碳氮化物。
首先列出并描述本公开的实施方案。
[1]根据本公开的一种方式的硬质合金包含：含有WC的第一硬质相颗粒，包含至少含有Ti和Nb的碳氮化物的第二硬质相颗粒，以及含有铁族元素的金属结合相。第二硬质相颗粒包括粒状的芯部和被覆芯部的至少一部分的周边部。芯部包含表示为Ti1-X-YNbXWYC1-ZNZ的复合碳氮化物，其中X为0.1以上0.2以下，Y为0以上0.05以下，并且Z为0.3以上0.6以下。周边部在组成上不同于芯部。在该硬质合金中，在硬质合金的表面处由第二硬质相颗粒占据的面积的比率(％)与在从该表面沿深度方向延伸0.5mm的区域中由第二硬质相颗粒占据的面积的比率(％)之间的差的绝对值为10以下。这样的硬质合金能够具有优异的耐钢反应性。
[2]在芯部中，V、Cr和Mo的总量占Ti、Nb、W、V、Cr和Mo的总量的优选小于2原子％。这样，由于可以充分抑制影响硬质合金的特性的元素V、Cr和Mo，因此可以获得更高的耐钢反应性。
[3]芯部的50％数量累积分布粒径优选为1.5μm以下。这样，由于可以提高机械强度中的特别是弯曲强度和韧性，因此可以获得更高的耐钢反应性。
[4]芯部在硬质合金中的体积比率优选为2体积％以上20体积％以下。因此，可以获得进一步更高的耐钢反应性。
[5]根据本公开的一种方式的切削工具包含该硬质合金。因此，能够提供这样的切削工具，其具有硬质合金的诸如优异的耐钢反应性的特性。
[6]切削工具包括由硬质合金构成的基材和被覆基材的覆膜。这种切削工具还可以实现硬质合金的诸如优异的耐钢反应性的特性。
[7]根据本公开的一种方式的硬质合金的制造方法是这样一种硬质合金的制造方法，包括：准备表示为Ti1-X-YNbXWYC1-ZNZ的复合碳氮化物的粉末、WC粉末和铁族元素的粉末；通过将复合碳氮化物的粉末、WC粉末和铁族元素的粉末混合，从而得到混合粉末；通过将混合粉末加压成形从而得到成形体；以及通过烧结成形体从而得到烧结体。X为0.1以上0.2以下，Y为0以上0.05以下，Z为0.3以上0.6以下。在通过该制造硬质合金的方法获得的硬质合金中，在硬质合金的表面处由包含复合碳氮化物的第二硬质相颗粒占据的面积的比率(％)与在从表面沿深度方向延伸0.5mm的区域中由第二硬质相颗粒占据的面积的比率(％)之间的差的绝对值为10以下。通过这种制造硬质合金的方法，可以获得具有优异的耐钢反应性的硬质合金。
[8]在得到烧结体时，优选在氮分压3kPa以上15kPa以下、保持温度1300℃以上1600℃以下以及保持时间0.5小时以上2小时以下的烧结条件下烧结成形体。由此能够以高产率得到具有优异的耐钢反应性的硬质合金。
[本公开的实施方案的详述]
下文将进一步详细描述本公开的实施方案(下文也称为“本实施方案”)，但是本实施方案不限于此。以下将参考附图进行说明。
本文中，“A至B”形式的表述是指范围的上限和下限(即，A以上B以下)。当A没有单位，而仅B具有单位时，A和B的单位相同。本文中，当化合物用化学式表示并且没有对原子比进行特别限制时，包括所有常规已知的原子比，并且原子比不必仅限于化学计量范围内的那些。例如，当给出表述“TiAlN”时，构成TiAlN的原子数之比不限于Ti:Al:N＝0.5:0.5:1，而是包括所有常规已知的原子比。这也适用于“TiAlN”以外的化合物的表述。在本实施方案中，由金属元素如钛(Ti)、铝(Al)、硅(Si)、钽(Ta)、铬(Cr)、铌(Nb)或钨(W)和非金属元素如氮(N)、氧(O)或碳(C)表示的化合物不一定具有化学计量组成。本文中，“机械强度”是指包括各种特性如耐磨性、耐缺损性和弯曲强度等的机械强度。
[硬质合金]
如图1所示，根据本实施方案的硬质合金包含：含有WC的第一硬质相颗粒a、包含至少含有Ti和Nb的碳氮化物的第二硬质相颗粒b、以及含有铁族元素的金属结合相c。第二硬质相颗粒b包含粒状的芯部ba和被覆芯部ba的至少一部分的周边部bb。芯部ba包含表示为Ti1-X-YNbXWYC1-ZNZ的复合碳氮化物，其中X为0.1以上0.2以下，Y为0以上0.05以下，并且Z为0.3以上0.6以下。周边部bb在组成上不同于芯部ba。在该硬质合金中，在硬质合金的表面处由第二硬质相颗粒b占据的面积的比率(％)与在从表面沿深度方向延伸0.5mm的区域中由第二硬质相颗粒b占据的面积的比率(％)之间的差的绝对值为10以下。由于这样的硬质合金在其表面处以及表面附近(内部)均匀地包含第二硬质相颗粒，因此其可以具有诸如硬度和韧性的均质性优异并且由此耐钢反应性优异的特性。
<第一硬质相颗粒>
第一硬质相颗粒a含有WC。第一硬质相颗粒a主要由碳化钨(WC)组成。第一硬质相颗粒a除了WC之外，还可以包含在WC的制造工序中引入的不可避免的元素和微量的杂质元素。从本公开的效果的观点出发，第一硬质相颗粒a中的WC的含量优选为99质量％以上。可包含在第一硬质相颗粒a中的除了W和C以外的元素的实例可以包括钼(Mo)和铬(Cr)。
<第二硬质相颗粒>
第二硬质相颗粒b包含至少含有Ti和Nb的碳氮化物。特别地，第二硬质相颗粒b包含粒状的芯部ba和被覆芯部ba的至少一部分的周边部bb。芯部ba包含表示为Ti1-X- YNbXWYC1-ZNZ的复合碳氮化物，其中X为0.1以上0.2以下，Y为0以上0.05以下，并且Z为0.3以上0.6以下。周边部bb在组成上不同于芯部ba。在第二硬质相颗粒b中的粒状芯部ba的组成(Ti、Nb、W、C、N)为上述范围内的原子比的情况下，硬质合金可以获得优异的机械强度。第二硬质相颗粒b包含芯部ba和被覆芯部ba的至少一部分的周边部bb，因此，第二硬质相颗粒b与金属结合相c之间的密着强度得以提高，并且可以获得具有优异的机械强度的效果。
(芯部)
芯部ba包含表示为Ti1-X-YNbXWYC1-ZNZ的复合碳氮化物，其中X为0.1以上0.2以下，Y为0以上0.05以下，并且Z为0.3以上0.6以下。芯部ba主要由Ti构成，并且包含Nb作为副成分。芯部可以进一步包含W作为第三成分。当X和Y的值在上述范围内时，复合碳氮化物能够平衡地实现提高机械强度和耐钢反应性两者。Nb的原子比X优选为0.13以上0.17以下。W的原子比Y优选为0以上0.03以下。从将副成分和第三成分的添加量设定为固溶限以下并且充分发挥添加的金属元素的效果的观点来看，Ti的原子比(1-X-Y)优选为0.75以上0.9以下。Z表示复合碳氮化物中碳(C)和氮(N)的原子比，其优选为0.4以上0.6以下。对芯部ba的组成不应特别的限制，只要表现出本公开的效果即可，并且芯部ba的组成与周边部bb不同，示例性的组成可以包括Ti0.85Nb0.15C0.5N0.5和Ti0.8Nb0.17W0.03C0.45N0.55。
在芯部ba中，V、Cr和Mo的总量占Ti、Nb、W、V、Cr和Mo的总量的优选小于2原子％。在芯部ba中，V、Cr和Mo的总量占Ti、Nb、W、V、Cr和Mo的总量的更优选1原子％以下。含量最优选为0。
芯部ba除了作为主要成分的Ti、作为副成分的Nb和作为第三成分的W以外，还可以含有作为杂质或微量元素的上述V、Cr和Mo等元素。在本实施方案中，上述元素中V、Cr和Mo的总含量优选低于所有这些金属元素的2原子％。因此，可以获得更高的耐钢反应性。当含量为2原子％以上时，这些杂质可能不利地影响碳氮化物本身的机械强度和耐钢反应性。
芯部ba中所含的复合碳氮化物的组成和原子比可以通过用扫描电子显微镜(SEM)附带的能量分散型X射线光谱仪(EDX)分析沿任意面切割硬质合金而得到的切割面来确定。复合碳氮化物的组成和原子比例如可以通过以下方式求得：准备一件硬质合金的切割面，并使用上述装置对出现在该切割面中的第二硬质相颗粒b中包含的芯部ba进行测定。也可以通过相同的测定方法对在切割面中出现的第一硬质相颗粒a或将在后面描述的金属结合相c进行测定，从而确定第一硬质相颗粒a中WC的含量和金属结合相c中的铁族元素的含量。在用SEM观察之前，优选用聚焦离子束(FIB)抛光该切割面。
芯部ba是粒状的，并且芯部的50％数量累积分布粒径(以下也表示为“芯部的D50”)优选为1.5μm以下。即，在切割面中出现的多个芯部ba的D50优选为1.5μm以下。由此，能够提高机械强度中的特别是弯曲强度和韧性，从而能够实现更高的耐钢反应性。芯部ba的D50更优选为1μm以下，其下限值为0.1μm。
可通过对硬质合金的截面(切割面)的SEM图像进行图像分析，以求出各芯部ba的粒径。例如，ImageJ(https://imagej.nih.gov/ij/)可以用作用于图像分析的软件。芯部ba的“粒径”是指最大Feret直径。用于求出芯部ba的D50的母体参数(即，芯部ba的“粒径”的个数)被设定为至少50，优选地被设定为至少100。从分析的精度的观点出发，以3000至5000倍的倍率拍摄图像分析用SEM图像，并且优选设定多个视野以准备满足上述母体参数的芯部ba的粒径的个数。
芯部ba在硬质合金中占据的体积比率优选为2体积％以上20体积％以下。因此，可以获得进一步更高的耐钢反应性。芯部ba在硬质合金中占据的体积比率更优选为10体积％以上20体积％以下。
芯部ba在硬质合金中占据的体积比率可以以与芯部ba的D50的分析同样的方式求出。更具体而言，可通过准备上述切割面，用SEM以3000至5000倍的倍率观察该切割面，并用上述软件分析图像，从而来求出观察视野内的芯部ba的面积比率。然后，通过将面积比率视为也在切割面的深度方向上连续，从而将面积比率视为芯部ba在硬质合金中所占的体积比率。因此，能够求出芯部ba在硬质合金中占据的体积比率。优选地，准备在至少三个视野中拍摄的一个切割面的SEM图像，然后进行上述图像分析，并且将由此计算的值的平均值定义为芯部ba在硬质合金中占据的体积比率。
(周边部)
第二硬质相颗粒b包含被覆芯部ba的至少一部分的周边部bb。在后面将描述的烧结硬质合金的步骤(第四步骤)中形成周边部bb。由于液相烧结时，复合碳氮化物的颗粒与其周围的WC颗粒相互固溶并再析出，因此在芯部ba周围形成了这样的周边部bb，该周边部bb的组成中富含复合碳氮化物(即，Ti1-X-YNbXWYC1-ZNZ)中的W和C原子。因此，周边部bb与芯部ba的组成不同。
周边部bb作为提高第二硬质相颗粒b与金属结合相c的密着强度的密着层而发挥功能。因此，能够抑制第二硬质相颗粒b与金属结合相c之间的界面强度的降低，从而能够改善硬质合金的机械特性。周边部bb可以部分地或完全地被覆芯部ba，只要能够展示出本发明的效果即可，并且其厚度也不应当受到限制。对于周边部bb的组成没有特别的限制，只要能够展示出本发明的效果，并且周边部的组成与芯部ba的组成不同即可，其示例性组成可包括Ti0.77Nb0.13W0.1C0.5N0.5和Ti0.67Nb0.13W0.2C0.65N0.35。
(在表面及表面附近由第二硬质相颗粒占据的面积的比率(％))
在根据本实施方案的硬质合金中，在该硬质合金的表面处由第二硬质相颗粒占据的面积的比率(％)与在从所述表面沿深度方向延伸0.5mm的区域中由第二硬质相颗粒占据的面积的比率(％)之间的差的绝对值为10以下，这意味着根据本实施方案的硬质合金在硬质合金的表面处和表面附近由第二硬质相颗粒占据的面积的比率(％)基本上相等，因此其是均质的。由于在硬质合金的表面和表面附近(内部)之间不存在硬度或韧性的差异，因此硬质合金可具有优异的硬度和韧性的均质性，因此具有优异的耐钢反应性。
计算在硬质合金的表面处由第二硬质相颗粒占据的面积的比率(％)和在从该表面沿深度方向延伸0.5mm的区域中由第二硬质相颗粒占据的面积的比率(％)的方法如下所述。首先，准备包括硬质合金的表面和从该表面沿深度方向延伸0.5mm的区域的样品片。用SEM在3000至5000倍的倍率下观察该样品片的对应于表面的部分。接着，用上述软件分析观察视野内的图像，求出视野内的第二硬质相颗粒占据的面积的比率(％)。由此，能够求出在硬质合金的表面处由第二硬质相颗粒占据的面积的比率(％)。
然后，通过抛光样品片准备平行于硬质合金的表面并且在深度方向上距表面0.1mm深度处的切割面(其在下文中也表示为“0.1mm深的面”)。用SEM以3000至5000倍的倍率观察0.1mm深的面。接着，用上述软件分析观察视野内的图像，求出该视野内由第二硬质相颗粒占据的面积的比率(％)。由此，可以求出在从硬质合金的表面沿深度方向延伸0.5mm的区域中由第二硬质相颗粒占据的面积的比率(％)中的在硬质合金的0.1mm深的面处由第二硬质相颗粒占据的面积的比率(％)。
此外，通过抛光样品片准备平行于硬质合金的表面并且在深度方向上距表面0.2mm深度处的切割面(其在下文中也表示为“0.2mm深的面”)、平行于硬质合金的表面并且在深度方向上距表面0.3mm深度处的切割面(其在下文中也表示为“0.3mm深的面”)、平行于硬质合金的表面并且在深度方向上距表面0.4mm深度处的切割面(其在下文中也表示为“0.4mm深的面”)以及平行于硬质合金的表面并且在深度方向上距表面0.5mm深度处的切割面(其在下文中也表示为“0.5mm深的面”)。与0.1mm深的面同样地，用SEM以3000至5000倍的倍率观察0.2mm深的面、0.3mm深的面、0.4mm深的面和0.5mm深的面，并对它们的图像进行分析，以求出各视野中由第二硬质相颗粒占据的面积的比率(％)。由此，可以求出在从硬质合金的表面沿深度方向延伸0.5mm的区域中由第二硬质相颗粒占据的面积的比率(％)中的在硬质合金的0.2mm深的面、0.3mm深的面、0.4mm深的面和0.5mm深的面的每一个面处由第二硬质相颗粒占据的面积的比率(％)。
最后，计算在硬质合金的0.1mm深的面至0.5mm深的面处由第二硬质相颗粒占据的面积的比率(％)的平均值，并将其定义为在从硬质合金的表面沿深度方向延伸0.5mm的区域中由第二硬质相颗粒占据的面积的比率(％)。
在上述面积的比率(％)的确定中，通过从一个样品片中选择在硬质合金的表面中的三个位置以及在从硬质合金的表面沿深度方向延伸0.5mm的区域中的每个切割面中的三个位置来准备SEM图像。然后，将通过上述方法获得的值的平均值定义为第二硬质相颗粒在硬质合金的表面处和在从硬质合金表面沿深度方向延伸0.5mm的区域中的面积的比率(％)。因此，为了计算硬质合金的表面处和从硬质合金表面沿深度方向延伸0.5mm的区域中的第二硬质相颗粒的面积的比率(％)，需要18(6×3)个视野的SEM图像。
在本实施方案中，通过上述方法计算出的在硬质合金的表面处由第二硬质相颗粒占据的面积的比率(％)与在从硬质合金表面沿深度方向延伸0.5mm的区域中由第二硬质相颗粒占据的面积的比率(％)之间的差的绝对值为10(称为“十个点”等)以下。面积的比率(％)之间的差的绝对值优选为8以下，更优选为4以下，最优选为0(即，没有差)。
<金属结合相>
金属结合相c含有铁族元素。金属结合相c主要由铁族元素构成。金属结合相c除了铁族元素以外，还可以含有引入自第一硬质相颗粒a和第二硬质相颗粒b的不可避免的元素和微量的杂质元素。从维持作为金属的状态和避免形成脆性中间化合物的观点来看，金属结合相c中的铁族元素的含量优选为90原子％以上，更优选为95原子％以上。金属结合相c中的铁族元素含量的上限为100原子％。铁族元素是指周期表第4周期的第8族、第9族和第10族的元素，即铁(Fe)、钴(Co)和镍(Ni)。金属结合相c中所含的除铁族元素以外的元素的实例包括钛(Ti)和钨(W)。
硬质合金中的金属结合相c优选主要由Co构成。金属结合相c中除Co以外的铁族元素的含量优选低于1体积％，更优选低于0.6体积％。
[硬质合金的制造方法]
虽然对于根据本实施方案的制造硬质合金的方法不应特别的限制，但是以下方法是优选的。硬质合金的制造方法包括：准备表示为Ti1-X-YNbXWYC1-ZNZ的复合碳氮化物的粉末、WC粉末和铁族元素的粉末的步骤(第一步骤)；通过将复合碳氮化物的粉末、WC粉末和铁族元素的粉末混合，从而得到混合粉末的步骤(第二步骤)；通过将混合粉末加压成形从而得到成形体的步骤(第三步骤)；以及通过烧结成形体从而得到烧结体的步骤(第四步骤)。在Ti1-X-YNbXWYC1-ZNZ中，X为0.1以上0.2以下，Y为0以上0.05以下，并且Z为0.3以上0.6以下。
在通过该硬质合金的制造方法得到的硬质合金中，在硬质合金的表面处由包含复合碳氮化物的第二硬质相颗粒占据的面积的比率(％)与在从该表面沿深度方向延伸0.5mm的区域中由第二硬质相颗粒占据的面积的比率(％)之间的差的绝对值为10以下。
<第一步骤>
第一步骤是准备表示为Ti1-X-YNbXWYC1-ZNZ的复合碳氮化物的粉末、WC粉末和铁族元素的粉末的步骤。
在复合碳氮化物的粉末的准备中，通过将含有Ti和Nb这两种元素或Ti、Nb和W这三种元素的第一粉末与至少含有石墨的第二粉末混合，从而得到第三粉末(第一操作)。然后，通过对第三粉末进行造粒，从而获得造粒体(第二操作)。将该造粒体在1800℃以上的温度下在含有氮气的气氛中进行热处理，从而得到由复合碳氮化物构成的粉末前体(第三操作)。最后将该粉末前体破碎，从而得到复合碳氮化物的粉末。
(第一操作)
在第一操作中，通过混合含有Ti和Nb这两种元素或Ti、Nb和W这三种元素的第一粉末和至少含有石墨的第二粉末，从而得到第三粉末。
第一粉末含有Ti和Nb两种元素或Ti、Nb和W三种元素。第一粉末优选由含有Ti和Nb两种元素或Ti、Nb和W三种元素的氧化物构成。在第一粉末由氧化物构成的情况下，可以容易地得到一次粒径小的复合碳氮化物的粉末，因此可以使芯部的50％数量累积分布粒径(芯部的D50)小至(例如)1.5μm以下。第一粉末可以包含选自由V、Cr和Mo组成的组中的至少一种元素作为由用于制造的设备引入的成分。在这种情况下，在第一粉末中，V、Cr和Mo的总量占Ti、Nb、W、V、Cr和Mo的总量的优选小于2原子％。具体而言，第一粉末可以由诸如Ti0.9Nb0.1O2或Ti0.9Nb0.05W0.05O2等的复合氧化物构成。第一粉末可以是含有诸如TiO2、Nb2O5和WO3等的氧化物的粉末的混合粉末。只要不与本发明的目的相违背，可以改变各元素的氧化数或杂质的含量。
第二粉末至少含有石墨。第二粉末优选由石墨组成。在第一操作中，通过混合第二粉末和第一粉末获得第三粉末。因此，在后面将描述的第三操作中，在含有氮气的气氛中，可以同时且连续地进行氧化物的还原反应、由于还原的氧化物中的Ti、Nb和W相互扩散而引起的固溶化反应、以及固溶状态下的Ti、Nb和W的碳氮共渗反应。因此，可以有效地得到复合碳氮化物。
作为混合第一粉末和第二粉末的方法，可以采用常规已知的方法。从使第三粉末的50％数量累积分布粒径(以下也记为“第三粉末的D50”)减小的观点来看，可以适当地采用粉碎功能高的使用干式球磨机的混合方法和使用湿式球磨机的混合方法。也可以采用粉碎功能低的使用旋转叶片式流体混合器的混合方法。基于至少100个颗粒求得第三种粉末的D50，所述至少100个颗粒出现在用扫描电子显微镜(SEM)在10000倍的倍率下观察得到的显微图像中。使用图像分析软件(例如ImageJ)计算与在显微图像中出现的所有颗粒的颗粒面积相等的圆的直径(等效圆直径)，并且将处于50％数量累积分布的颗粒的等效圆直径定义为第三粉末的D50。
(第二操作)
在第二操作中，通过对第三粉末进行造粒获得造粒体。作为第二操作中的造粒方法，可以采用常规已知的造粒方法。造粒方法的实例可以包括使用喷雾干燥机和挤出造粒机等已知的装置的方法。对于造粒，例如，可以适当地使用诸如蜡材料的粘合剂成分作为结合剂。对造粒体的形状和尺寸不应特别的限制。造粒体可以是例如直径为0.5mm至5mm且长度为5mm至20mm的圆柱状。
(第三操作)
在第三操作中，在含有氮气的气氛中，在1800℃以上的温度下对该造粒体进行热处理，从而得到由复合碳氮化物构成的粉末前体。在第三操作中，在含有氮气的气氛中，造粒体中含有的第一粉末中的氧化物中的氧与第二粉末中的石墨反应，使得第一粉末中的Ti、Nb和W被还原。还原后的Ti、Nb和W通过相互扩散而进行固溶化反应。还同时进行还原后的Ti、Nb和W与气氛中的氮和第二粉末中的石墨的碳氮共渗反应。由此形成由上述表示为Ti1-X-YNbXWYC1-ZNZ的复合碳氮化物构成的粉末前体。气氛中含有的氮气成为复合碳氮化物的N源。
在第三操作中，在对代替第一粉末而将含有Ti、Nb和W的金属粉末或含有Ti、Nb和W的碳氮化物粉末与第二粉末混合而成的混合粉末进行热处理时，无法得到由复合碳氮化物构成的粉末前体。这是因为，含有Ti、Nb和W的金属粉末的碳氮共渗反应在热处理的早期进行，因此，没有进行由于Ti、Nb和W的相互扩散而导致的固溶化反应。由于含有Ti、Nb和W的碳氮化物粉末即使在超过2000℃的高温区域也是化学稳定的，因此，未进行由Ti、Nb和W的相互扩散引起的固溶化反应。
第三操作中的热处理中的气氛不应受到特别的限制，只要它是含氮气的气氛即可。可以使用纯N2气体或通过将氢气(H2气体)、氩气(Ar气体)、氦气(He气体)或一氧化碳气体(CO气体)混合到N2气体中获得的气体混合物。
从第一粉末的还原反应、固溶化反应和碳氮共渗反应的进行和加速的角度来看，第三操作中的热处理期间的温度优选为1800℃以上，更优选为2000℃以上。从防止通过热处理获得的粉末前体的过度聚集的角度来看，该温度优选为2400℃以下。
第三操作中的热处理时间优选根据第三粉末的D50进行调节。例如，当第三粉末的D50为0.3μm至0.5μm时，上述热处理的时间合适地为15分钟至60分钟。优选地，D50值越小，第三操作中的热处理时间越短，D50值越大，第三操作中的热处理时间越长。
在第三操作中，优选使用旋转连续热处理装置，例如回转窑。该热处理装置包括倾斜的旋转反应管。热处理装置还进一步包括加热旋转反应管的加热机构、向旋转反应管内导入含氮气体的气体导入口、从旋转反应管排出含氮气体的排气口、向旋转反应管内导入造粒体的投入口、以及从旋转反应管取出粉体前体的取出口。这样的热处理装置由于能够在一定条件下对造粒体进行热处理，因此能够连续且高效地制造品质稳定的复合碳氮化物的粉末前体，因此是优选的。
在第三操作中使用热处理装置的情况下，首先，通过利用加热机构将旋转反应管加热到1800℃以上的温度，并且通过从气体导入口导入含有氮气的气体，从而将旋转反应管的内部设为氮气气氛。通过从旋转反应管上部的投入口连续供给造粒体，使旋转反应管旋转，并且使造粒体在旋转反应管内部移动，由此对造粒体进行热处理。由此，形成了由复合碳氮化物构成的粉末前体。可从旋转反应管下部的取出口取出粉末前体。
最后通过将粉末前体破碎得到复合碳氮化物的粉末。作为破碎粉末前体的方法，可以使用常规已知的破碎方法。
<第二步骤>
第二步骤是将上述复合碳氮化物的粉末、WC粉末和铁族元素的粉末混合，从而得到混合粉末的步骤。作为混合这些粉末的方法，可以采用常规已知的混合方法。该方法的实例可以包括：粉碎能力高的使用干式球磨机的混合方法和使用湿式球磨机的混合方法、以及在粉末弱聚集的情况下粉碎能力弱的使用旋转叶片式流体混合器的混合方法。
<第三步骤>
第三步骤是通过将上述混合粉末加压成形从而得到成形体的步骤。作为混合粉末的加压成形的方法，可以采用常规已知的加压成形方法。加压成形方法的实例包括：将混合粉末填充到模具中并使用锤加压的加压方法、冷等静压法、注射成型法和挤出成型法。加压成形时的压力优选为0.5t/cm2(约50MPa)以上2.0t/cm2(约200MPa)以下。
<第四步骤>
第四步骤是通过烧结上述成形体从而得到烧结体的步骤。在本步骤中，优选将烧结炉的温度升高至出现成形体的液相的温度区域，然后将成形体在规定的保持温度下保持规定的保持时间。
具体来说，得到烧结体的步骤优选为在这样的烧结条件下烧结成形体的步骤：3kPa以上15kPa以下的氮分压、1300℃以上1600℃以下的保持温度、以及0.5小时以上2小时以下的保持时间。保持温度更优选为1400℃以上1500℃以下，保持时间更优选为1小时以上1.5小时以下。当烧结时的气氛中的氮分压低于3kPa时，在成形体表面发生脱氮反应，并且容易生成脱β层。当氮分压超过15kPa时，倾向于在成形体表面形成氮富集层，并且耐缺损性可能降低。从上述角度出发，氮分压优选为3kPa以上15kPa以下，并且更优选为7kPa以上10kPa以下。
在这样获得烧结体之后，可以根据需要通过对烧结体进行机械加工而获得作为最终产品的硬质合金。通过这样的制造方法得到的烧结体的表面及表面附近(内部)的第二硬质相颗粒的分布是均匀的，因此烧结体是均质的。因此，烧结体不必需要诸如表面抛光之类的机械加工。即使在将烧结体保持其烧结表层的情况下用作最终产品(硬质合金)时，其也可以实现优异的耐钢反应性。
复合碳氮化物的粉末的组成和原子比可以通过常规公知的成分分析技术求得。例如，粉末中的组成(金属、碳和氮)和含量可以通过感应等离子体发射光谱、高频燃烧或热传导技术来确定。
从可操作性以及在作为切削工具的用途中实现高硬度和高韧性两者的角度出发，复合碳氮化物的粉末的50％数量累积分布粒径(以下也记为“复合碳氮化物的粉末的D50”)优选为0.3μm以上1.5μm以下。复合碳氮化物的粉末的D50的测定方法与芯部的D50的测定方法不同。具体而言，在使用激光衍射式粒度分布测定装置(MicrotracBELCorp.公司制，商品名“
Figure BDA0002245929520000161
MT3000II”)并将粒子折射率设定为2.4的测定中，可以求出复合碳氮化物的粉末的D50。复合碳氮化物的粉末的D50是指复合碳氮化物的一次颗粒的D50。
[切削工具]
根据本实施方案的切削工具包含上述硬质合金。因此，该切削工具可以具有优异的耐钢反应性。由于即使因为烧结后难以机械加工的复杂形状而将保持其烧结表层的硬质合金原样用作最终产品，第二硬质相颗粒在硬质合金的表面处和表面附近(内部)的分布也是均匀的，因此该切削工具是均质的，并且能够具有优异的耐钢反应性。
该切削工具可适合用作钻头、端铣刀、钻头用替换型切削刀片、端铣刀用替换型切削刀片、铣削用替换型切削刀片、车削用替换型切削刀片、金属锯、齿轮切削工具、铰刀、丝锥、切削车刀、耐磨工具或搅拌摩擦焊接用工具。
当切削工具以替换型刀片的方式实施时，基材可以具有或不具有断屑器。在切削加工材料时，作为切削的中心部分的切削刃棱线部分可以具有锐边(前刀面和后刀面彼此相交处的棱)、可经过珩磨(具有R的锐边)、可以具有负刃带(斜削的)、并且可以经过珩磨且具有负刃带。
根据本实施方案的切削工具具有由硬质合金构成的基材和被覆该基材的覆膜。由于切削工具还包括覆膜，因此其具有改善的耐磨性和耐缺损性。该覆膜可以被覆基材的全部表面或基材的一部分(例如，作为对切削性能贡献高的区域的切削刃棱线部分)。对覆膜的组成不应特别的限制，可以采用任何常规已知的覆膜。
作为在由硬质合金构成的基材上被覆覆膜的方法，可以采用常规公知的方法。例如，可以采用物理气相沉积(PVD)或化学气相沉积(CVD)。特别地，PVD的实例可以包括电阻热蒸镀、电子束(EB)蒸镀、分子束外延(MBE)、离子镀、离子束沉积和溅射。
实施例
以下将参照实施例对本发明进行更详细的说明，但本发明并不限定于这些实施例。
[实施例1]
<样品11至20和样品111至116的制作>
(第一步骤)
准备市售的TiO2粉末(Kojundo Chemical Lab.Co.，Ltd.制，粒径为约0.5μm)、市售的Nb2O5粉末(Kojundo Chemical Lab.Co.，Ltd.制，粒径为约1μm)和市售的WO3粉末(Kojundo Chemical Lab.Co.，Ltd.制，纯度为3N)作为第一粉末。准备市售的石墨粉末(Kojundo Chemical Lab.Co.，Ltd.制，粒径为约5μm)作为第二粉末。将这些粉末以达到表1中的样品11至20和样品111至116所示的复合碳氮化物的设计组成的配合比混合，从而得到与样品11至20和样品111至116对应的第三粉末(第一操作)。利用球磨法进行混合。
然后，用挤出造粒机(挤出孔径
Figure BDA0002245929520000171
设定为2.5mm)对第三粉末进行造粒，得到平均直径为约2.4mm且平均长度为约10mm的圆柱状的造粒体(第2操作)。用测微计测定造粒体的平均直径和平均长度。
使用上述回转窑，在氮气氛中在1800℃对该造粒体进行热处理，从而得到由复合碳氮化物构成的粉末前体(第3操作)。该造粒体通过回转窑内的加热区段需要约30分钟。
最后，使用公知的破碎机(使用φ4.5mm的超硬球作为破碎介质的滚筒球磨机)在干燥状态下破碎粉末前体。由此得到具有表1的样品11至20和样品111至116所示的设计组成的复合碳氮化物的粉末。通过上述方法，利用EDX识别复合碳氮化物的粉末的组成。
(第二步骤)
通过将5体积％的上述复合碳氮化物的粉末、85体积％的市售的WC粉末(JapanNew Metals Co.,Ltd制，商品名为“WC-25”)和10体积％的作为铁族元素的粉末的市售的Co粉末(Kojundo Chemical Lab.Co.，Ltd.制，粒径为约5μm)混合，从而得到混合粉末。用球磨机法混合8小时。
(第三步骤)
使用樟脑和乙醇将混合粉末造粒，并在1t/cm2(约98MPa)的压力下将造粒体加压成形，从而得到成形体。此时将成形体成型为SNMN120408。
(第四步骤)
将该成形体装入烧结炉中，并将炉温升至1400℃。然后，在氮分压为7kPa的气氛中，在保持温度1400℃、保持时间1小时的条件下将成形体烧结，从而得到烧结体。接着，并未对烧结体进行机械加工，得到在表面保持烧结表层的硬质合金。最后，使用该硬质合金得到样品11至20和样品111至116的切削工具。
利用上述方法使用EDX分析切削工具(硬质合金)中的第二硬质相颗粒的芯部的组成。然后，该芯部的组成与复合碳氮化物的粉末的组成相一致。复合碳氮化物的具体组成示于表1。此外，通过EDX还确认了：与芯部的组成(即，Ti1-X-YNbXWYC1-ZNZ)相比，被确定为富含W和C的原子的周边部被覆芯部的一部分。
通过上述方法，求出在切削工具(硬质合金)的表面处和在从表面沿深度方向延伸0.5mm的区域中由第二硬质相颗粒占据的面积的比率(％)。表1示出了在这种情况下面积的比率(％)之间的差的绝对值。由此，确认了在样品11至20的切削工具(硬质合金)中，面积的比率(％)之差的绝对值为4至8且为10以下。
在本实施例1中，为了进行将在后面描述的切削试验，制作了必要数量的样品11至20和样品111至116的切削工具。样品11至20的切削工具对应于实施例，样品111至116的切削工具对应于比较例。
<切削试验>
对样品11至20和样品111至116的切削工具在以下条件下进行耐磨性试验、耐缺损性试验和耐钢反应性试验。结果示于表1。随着表示为Ti1-X-YNbXWYC1-ZNZ的复合碳氮化物具有规定的组成并且切削工具(硬质合金)的表面和表面附近(内部)更加均质(面积的比率(％)之差的绝对值为10以下)，在耐钢反应性试验中可以获得更好的结果。
(耐磨性试验)
加工材料：SCM435
圆周速度：250m/min
进给：0.2mm/转
切削深度：2mm
切削液：无
在耐磨性试验中，将直至各样品中切削工具的切削刃的后刀面的磨损宽度为0.2mm以上时的切削距离(以m为单位)确定为寿命。随着该距离越长，耐磨性评价为越高。
(耐缺损性试验)
加工材料：具有孔的SCM435
圆周速度：200m/min
进给：0.5mm/转
切削深度：2mm
切削液：无
在耐缺损性试验中，通过测力计和切削声音确认直至各样品中切削工具的切削刃发生缺损时的切削距离(以m为单位)，并将该切削距离确定为寿命。随着该距离越长，耐缺损性评价为越高。
(耐钢反应性试验)
加工材料：SCM435
圆周速度：100m/min
进给：0.15mm/转
切削深度：1.5mm
切削液：无
在耐钢反应性试验中，将直至各样品中的切削工具的切削刃的后刀面的磨损宽度为0.2mm以上时的切削距离(以m为单位)确定为寿命。随着该距离越长，耐钢反应性评价为越高。
[表1]
Figure BDA0002245929520000201
<讨论>
根据表1，可以理解，根据实施例(样品11至20)的切削工具在耐钢反应性方面高于根据比较例(样品111至116)的切削工具。另外，还认为，基于该优异的耐钢反应性，根据实施例(样品11至20)的切削工具还实现了优异的耐磨损性和耐缺损性。
[实施例2]
<样品21至28的制作>
对于样品21至28，首先，准备添加有V2O5粉末(Kojundo Chemical Lab Co.，Ltd.制，纯度3N)、Cr2O3粉末(Kojundo Chemical Lab Co.，Ltd.制，粒径为约3μm)和MoO3粉末(Kojundo Chemical Lab Co.，Ltd.制，纯度3N)的第一粉末，使得复合碳氮化物的设计组成设定为如表2所示，并且杂质(V、Cr和Mo)的总量占Ti、Nb、W、V、Cr和Mo的总量的原子比如表2所示。除了第一粉末的准备以外，与样品11同样地制作样品21至28的硬质合金。在本实施例2中，如实施例1那样将制品成型为SNMN120408。
将样品21至28的硬质合金用作基材，并在以下的PVD条件下用由TiAlN构成的覆膜被覆基材，从而制作样品21至28的切削工具。
(PVD条件)
AlTi靶(靶组成为Al:Ti＝50:50)
电弧电流：100A
偏压：-100V
腔室内压力：4.0Pa
反应气体：氮
在下述条件下对样品21至28的切削工具进行切削试验(耐钢反应性试验)。结果示于表2。
(耐钢反应性试验)
加工材料：具有狭槽的SCM415
圆周速度：120m/min
进给：0.4mm/转
切削深度：2mm
切削液：无
在耐钢反应性试验中，将切削时间设定为5分钟，并将在经过5分钟的时间点没有观察到缺损的样品确定为良好产品。将经过5分钟的时间目视未观察到缺损的良好产品在表2中评价为“5”。对于经过5分钟的时间目视观察到缺损的样品，显示观察到缺损时的时间(分钟)。
[表2]
Figure BDA0002245929520000211
<讨论>
根据表2，可以理解，其中V、Cr和Mo的总量占Ti、Nb、W、V、Cr和Mo的总量的小于2原子％的样品21至23的切削工具的耐钢反应性高于样品24至28的切削工具的耐钢反应性。
[实施例3]
<样品31至36的制作>
对于样品31至36，使用与样品21的杂质(V、Cr和Mo)的量相同且复合碳氮化物的设计组成相同的粉末，并通过预先用球磨法破碎粉末，调制粉末的粒度以达到表3所示的芯部的D50(50％数量累积分布粒径)。然后，通过进行实施例1中的第二、第三和第四步骤，制造了如实施例1中所述由成形为SNMN120408的硬质合金构成的样品31至36的切削工具。如实施例2那样对这些切削工具进行耐钢反应性试验。结果示于表3。
[表3]
Figure BDA0002245929520000221
<讨论>
根据表3，可以理解，芯部D50为1.5μm以下的样品31至33的切削工具比样品34至36的切削工具具有更高的耐钢反应性。
[实施例4]
<样品41至48的制作>
对于样品41至48，通过调整上述样品11的复合碳氮化物的粉末、WC粉末和Co粉末以实现表4所示的芯部在硬质合金中占据的体积比率(％)，从而获得第三粉末。除此以外按照与样品11相同的方式制作由硬质合金构成的切削工具。在本实施例4中，如实施例1那样将制品成型为SNMN120408。为了进行后面将描述的切削试验，制作了必要数量的样品41至46的切削工具。
在与实施例1相同的条件下对样品41至46的切削工具进行耐磨性试验、耐缺损试验和耐钢反应性试验。结果示于表4。
[表4]
Figure BDA0002245929520000231
<讨论>
根据表4，可以理解，其中芯部在硬质合金中占据的体积比率(％)为2体积％至20体积％的样品41至46的切削工具在耐钢反应性方面高于样品47至48的切削工具。此外，还认为，基于该优异的耐钢反应性，样品41至46的切削工具也实现了优异的耐磨性和耐缺损性。
以上，对本发明的实施方案及实施例进行了说明，但最初还预想将上述各实施方案及实施例种的特征进行组合。
应当理解，本文公开的实施方案和实施例在各个方面都是说明性的而非限制性的。本发明的范围由权利要求的条款而不是上述实施方案和实施例限定，并且旨在包括在与权利要求的条款等同的范围和含义内的任何修改。
参考符号列表
a第一硬质相颗粒；b第二硬质相颗粒；ba芯部；bb周边部；c金属结合相。

Claims (11)

1.一种硬质合金，包含：
含有WC的第一硬质相颗粒；
包含至少含有Ti和Nb的碳氮化物的第二硬质相颗粒；以及
含有铁族元素的金属结合相，
所述第二硬质相颗粒包括粒状的芯部和被覆所述芯部的至少一部分的周边部，
所述芯部包含表示为Ti1-X-YNbXWYC1-ZNZ的复合碳氮化物，其中X为0.1以上0.2以下，Y为0以上0.05以下，并且Z为0.3以上0.6以下，
所述周边部在组成上不同于所述芯部，
在所述硬质合金中，在所述硬质合金的表面处由所述第二硬质相颗粒占据的面积的比率(％)与在从所述表面沿深度方向延伸0.5mm的区域中由所述第二硬质相颗粒占据的面积的比率(％)之间的差的绝对值为10以下，并且
所述芯部在所述硬质合金中的体积比率为2体积％以上20体积％以下。
2.根据权利要求1所述的硬质合金，其中
所述芯部包含表示为Ti1-X-YNbXWYC1-ZNZ的复合碳氮化物，其中X为0.13以上0.17以下，Y为0以上0.03以下，并且1-X-Y为0.75以上0.9以下。
3.根据权利要求1或2所述的硬质合金，其中
在所述芯部中，V、Cr和Mo的总量占Ti、Nb、W、V、Cr和Mo的总量的小于2原子％。
4.根据权利要求1或2所述的硬质合金，其中
在所述芯部中，V、Cr和Mo的总量占Ti、Nb、W、V、Cr和Mo的总量的小于1原子％。
5.根据权利要求1或2所述的硬质合金，其中
所述芯部的50％数量累积分布粒径为1.5μm以下。
6.根据权利要求1或2所述的硬质合金，其中
所述芯部的50％数量累积分布粒径为1μm以下。
7.根据权利要求1或2所述的硬质合金，其中
所述芯部在所述硬质合金中的体积比率为10体积％以上20体积％以下。
8.一种切削工具，其包括根据权利要求1至7中任一项所述的硬质合金。
9.根据权利要求8所述的切削工具，包括：
由所述硬质合金构成的基材；以及
被覆所述基材的覆膜。
10.一种制造权利要求1所述的硬质合金的方法，包括：
准备表示为Ti1-X-YNbXWYC1-ZNZ的复合碳氮化物的粉末、WC粉末和铁族元素的粉末；
通过将所述复合碳氮化物的粉末、所述WC粉末和所述铁族元素的粉末混合，从而得到混合粉末；
通过将所述混合粉末加压成形从而得到成形体；以及
通过烧结所述成形体从而得到烧结体，
X为0.1以上0.2以下，
Y为0以上0.05以下，
Z为0.3以上0.6以下，
在通过所述制造硬质合金的方法获得的硬质合金中，在所述硬质合金的表面处由包含所述复合碳氮化物的所述第二硬质相颗粒占据的面积的比率(％)与在从所述表面沿深度方向延伸0.5mm的区域中由所述第二硬质相颗粒占据的面积的比率(％)之间的差的绝对值为10以下。
11.根据权利要求10所述的制造硬质合金的方法，其中
在得到所述烧结体时，在氮分压3kPa以上15kPa以下、保持温度1300℃以上1600℃以下以及保持时间0.5小时以上2小时以下的烧结条件下烧结所述成形体。
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Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7020477B2 (ja) * 2018-05-15 2022-02-16 住友電気工業株式会社 サーメット、それを含む切削工具およびサーメットの製造方法
EP4074853A4 (en) * 2020-04-15 2023-09-20 Sumitomo Electric Hardmetal Corp. SINTERED CARBIDE AND CUTTING TOOL CONTAINING THE SAME
EP4275822A4 (en) * 2021-04-01 2024-06-12 Sumitomo Electric Industries, Ltd. CEMENTED CARBIDE AND CUTTING TOOL
WO2023139695A1 (ja) * 2022-01-19 2023-07-27 住友電気工業株式会社 超硬合金およびそれを含む工具

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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0732961B2 (ja) 1986-10-03 1995-04-12 三菱マテリアル株式会社 表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具
DE69025582T3 (de) * 1989-12-27 2001-05-31 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Beschichteter Hartmetallkörper und Verfahren zu seiner Herstellung
SE516017C2 (sv) * 1999-02-05 2001-11-12 Sandvik Ab Hårdmetallskär belagt med slitstark beläggning
WO2005086849A2 (en) 2004-03-09 2005-09-22 Osteobiologics, Inc. Implant scaffold combined with autologous or allogenic tissue
KR20070070193A (ko) 2004-10-29 2007-07-03 쎄코 툴스 에이비 초경합금의 제조 방법
WO2011136197A1 (ja) 2010-04-26 2011-11-03 株式会社タンガロイ サーメットおよび被覆サーメット
JP6888282B2 (ja) 2016-11-24 2021-06-16 日立金属株式会社 漏洩同軸ケーブル、無線通信システム
WO2018193659A1 (ja) * 2017-04-19 2018-10-25 住友電気工業株式会社 超硬合金、それを含む切削工具および超硬合金の製造方法

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