【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、特定方向に配向した板状晶炭化タングステン（以下、「板状晶ＷＣ」と記す）を含有することにより高い靱性と耐熱衝撃性を兼備したフライス切削用強靱性超硬合金および強靱性被覆超硬合金に関し、特に各種の鋼，中でもステンレスのフライス切削に用いた場合に優れた耐欠損性，耐チッピング性，耐熱亀裂性，耐摩耗性を発揮するフライス切削用強靱性超硬合金および強靱性被覆超硬合金に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
一般に、ＪＩＳ規格Ｂ４０５３の超硬合金の使用選択基準の中で分類されているＰ３０〜４０およびＭ３０〜４０に相当するＷＣー（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ）Ｃ−Ｃｏ系超硬合は、各種の鋼，ステンレスのフライス削りに多用される。このフライス切削用超硬合金には、耐摩耗性と同時に、耐欠損性，耐チッピング性，耐熱亀裂性の向上が求められており、超硬合金自体の靱性と耐熱衝撃性を改善することが重要となっている。
【０００３】
この改善の１つの方策として、超硬合金中に含有している炭化タングステンの結晶構造について注目したもの、具体的には、板状晶ＷＣを含有させた超硬合金およびその製造方法について提案しているものがある。その代表的なものとして、特公昭４６−２９４８４号公報，特公昭４７−２３０４９号公報，特公昭４７−２３０５０号公報，特開平２ー４７２３９号公報，特開平２ー１３８４３４号公報，特開平２ー２７４８２７号公報および特開平５ー３３９６５９号公報がある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
板状晶ＷＣを含有させた超硬合金およびその製造方法に関する先行技術の内、特公昭４６−２９４８４号公報，特公昭４７−２３０４９号公報および特公昭４７−２３０５０号公報には、多孔性の凝集体でなるコロイド状ＷＣ粉末とＦｅ，Ｎｉ，Ｃｏまたはこれらの合金の粉末とからなる組成物を出発物質として板状晶ＷＣ含有超硬合金を製造する方法、およびこの方法により作製した超硬合金について記載されている。これらの公報に記載されている板状晶ＷＣ含有超硬合金およびその製造方法は、コロイド状ＷＣの調整が困難であること、全製造工程が複雑であること、これを用いて超硬合金を作製したとしても、焼結時に生成する板状晶ＷＣの含有割合が少ないこと、したがって超硬合金中に含有する板状晶ＷＣの粒径および含有量の制御が困難であること、超硬合金が高価になるという問題がある。
【０００５】
その他の板状晶ＷＣに関連する先行技術の内、特開平２ー４７２３９号公報および特開平２ー１３８４３４号公報には、炭化タングステンを過飽和に含有した（ＷＴｉＴａ）Ｃの立方晶系化合物を含む組成粉末を用いて、加熱焼結時に板状晶ＷＣを晶出させた超硬合金およびその製造方法について記載されており、かつ板状晶ＷＣを含有した超硬合金をフライス切削工具として用いていることが記載されている。これら両公報に記載されている超硬合金およびその製造方法は、晶出する板状晶ＷＣが特定方向に配向させることができないこと、立方晶系化合物である固溶体を多量に含有した組成範囲でしか板状晶ＷＣを晶出させることができないという問題があること、そして、これら両公報に記載の板状晶ＷＣ含有超硬合金をフライス切削工具として用いた場合には、板状晶ＷＣが特定方向に配向されていないこと、および組成範囲が制限されていることからその効果が弱く、用途範囲も制限されるという問題がある
【０００６】
また、特開平２ー２７４８２７号公報には、使用済の超硬合金を酸化と、還元した後、炭化して得られた組成物粉末をホットプレス焼結する異方性超硬合金の製造方法について記載されている。同公報に記載されている方法およびこの方法によって得られる超硬合金は、含有される板状晶ＷＣがホットプレス方向にやや配向しているものの、配向に伴う靱性改善は少ないこと、製造上の形状制限や高コストであるという問題がある。
【０００７】
さらに、特開平５ー３３９６５９号公報には、０．５μｍ以下のＷＣと、３〜４０重量％の立方晶系化合物と、１〜２５重量％のＣｏおよび／またはＮｉからなる混合粉末を用いて、長時間粉砕により微細で、かつ高歪量の炭化タングステンとした後、１４５０℃以上で焼結し、板状晶ＷＣを含有する超硬合金とする製造方法が記載されている。同公報に記載されている方法およびこの方法によって得られる超硬合金は、生成する板状晶ＷＣが特定方向に配向させることができないこと、板状晶ＷＣの生成割合が少ないという問題がある。
【０００９】
本発明は、上記のような問題点を解決したもので、具体的には、板状晶ＷＣを多量に含有させて、かつ板状晶ＷＣの特定結晶面を高密度に配向させることにより、高硬度，高靱性で耐摩耗性，耐塑性変形性，耐衝撃性，耐熱衝撃性および耐欠損性に優れるフライス切削用強靱性超硬合金の提供を目的とするものである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、長年に亘り、フライス切削用超硬合金について、耐摩耗性と同時に、耐欠損性，耐チッピング性，耐熱亀裂性を改善することによる工具寿命の延長を検討していた所、板状晶ＷＣを多量に含有させるとその目的が達成される傾向にあること、さらに板状晶ＷＣの特定結晶面の方位を高密度に配向させると、それぞれの特性が一層向上すること、結合相のＣｏと（ＷＴｉＴａ）Ｃなどの立方晶系化合物の量と粒度を最適化すると、さらに寿命延長が可能であるという知見を得て、本発明を完成するに至ったものである。
【００１１】
本発明のフライス切削用強靱性超硬合金は、Ｃｏを主成分とする結合相：６〜１２重量％と、Ｗ元素と周期律表の４ａ，５ａ属元素の中の少なくとも１種との炭化物，炭窒化物，炭酸化物，炭窒酸化物の中の１種以上でなる立方晶系化合物の第１硬質相：１５〜５０重量％と、残りが炭化タングステンの第２硬質相と不可避不純物とからなる組成を有する多面体形状でなる超硬合金製チップであって、該超硬合金製チップのすくい面に並行な面をｐ面とし、すくい面に垂直な面をｈ面とし、該ｐ面および該ｈ面におけるＷＣ結晶の（００１）面と（１０１）面でのＸ線回折法によるピーク強度をそれぞれｐ（００１），ｐ（１０１），ｈ（００１）およびｈ（１０１）と表わしたとき、ｐ（００１）／ｐ（１０１）＞１．５×ｈ（００１）／ｈ（１０１）でなることを特徴とするものである。
【００１２】
本発明の超硬合金における結合相は、具体的には、例えばＣｏのみでなる場合、または５０重量％以上のＣｏと残りがＷ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｖ，Ｆｅの中の１種以上とからなる結合相でなる場合を挙げることができる。特に、結合相に対して１０重量％以下のＷ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｖの中の１種以上を固溶したＣｏ合金でなる結合相の場合は、切削油に対する耐腐食性が良好となるので好ましい。この結合相量は、超硬合金全体に対して６重量％未満になると靱性が低下してフライス削りにおける耐欠損性，耐チッピング性が劣化し、逆に１２重量％を超えて多くなると硬さが低下して耐摩耗性，耐塑性変形性が劣化するために、６〜１２重量％と定めたものである。
【００１３】
本発明の超硬合金における第１硬質相は、具体的には、例えば立方晶系化合物の結晶構造を有する（ＷＴｉ）Ｃ，（ＷＴｉ）ＣＮ，（ＷＴｉ）ＣＯ，（ＷＴｉ）ＣＮＯ，（ＷＴｉＴａ）Ｃ，（ＷＴｉＴａＮｂ）Ｃ，（ＷＴｉＴａ）ＣＮを挙げることができる。この第１硬質相量は、超硬合金全体に対して１５重量％未満になると、被削材との反応拡散が顕著となるために耐摩耗性が劣化し、逆に５０重量％を超えて多くなると靱性および耐熱衝撃性が低下してフライス削りにおける欠損，チッピング，熱亀裂が増大するために、１５〜５０重量％と定めたものである。また、第１硬質相の平均粒子径は、超硬合金の靭性，耐欠損性，耐摩耗性をバランスよく高めるために２〜５μｍでなることが好ましい。
【００１４】
本発明の超硬合金における板状晶ＷＣを含有した第２硬質相は、板状晶ＷＣの結晶方位が特定方向に配向したもので、具体的には、超硬合金製チップのすくい面に並行な面をｐ面とし、逃げ面に並行な面をｈ面とし、ｐ面およびｈ面におけるＷＣ結晶の（００１）面と（１０１）面でのＸ線回折法によるピーク強度をそれぞれ ｐ（００１），ｐ（１０１），ｈ（００１）およびｈ（１０１）と表わしたとき、ｐ（００１）／ｐ（１０１）＞１．５×ｈ（００１）／ｈ（１０１）となるものである。ｐ（００１）／ｐ（１０１）≦１．５×ｈ（００１）／ｈ（１０１）では、板状ＷＣ結晶の配向効果である靱性および耐熱衝撃性の改善効果が少ない。また、第２硬質相の平均粒子径は、超硬合金の耐熱衝撃性、耐熱亀裂性，耐摩耗性をバランスよく高めるために１〜３μｍでなることが好ましい。このときの超硬合金製チップは、多面体形状でなり、具体的には、従来から用いられている刃先交換方式の切削工具であり、例えば円盤体状の３面体，三角柱体状の５面体，四角柱体状の６面体を挙げることができる。
【００１５】
以上に詳述してきた本発明の超硬合金を基体とし、この基体上に総膜厚さが１〜１５μｍでなる各種の被膜を被覆して、本発明のフライス切削用強靱性被覆超硬合金とすることもできる。この本発明の被覆超硬合金における被膜は、具体的には、例えば周期律表の４ａ，５ａ，６ａ族元素，Ａｌ，Ｓｉの炭化物，窒化物，酸化物およびこれらの相互固溶体，立方晶窒化硼素，硬質窒化硼素の中の１種の単層または２種以上の複層でなる構成を挙げることができる。これらの被膜の内、炭化チタン，窒化チタン，炭窒化チタン，炭酸化チタン，炭窒酸化チタン，窒化チタン・アルミニウム，炭窒化チタン・アルミニウム，窒酸化チタン・アルミニウム，炭窒酸化チタン・アルミニウム，酸化アルミニウムの中の１種の単層または２種以上の複層で構成された硬質膜を２〜１０μｍ膜厚さに被覆されていると、より耐摩耗性の向上と長寿命化が達成されることから好ましいことである。この被膜は、耐摩耗性，耐チッピング性，耐剥離性から総膜厚さを１〜１５μｍと定めたものである。
【００１６】
この本発明の被覆超硬合金における硬質膜は、単層として用いる場合は、例えばＴｉＣ，ＴｉＮ，ＴｉＣＯ，ＴｉＣＮ，ＴｉＮＯ，ＴｉＣＮＯ，（ＴｉＡｌ）Ｎ，（ＴｉＡｌ）ＮＣでなる硬質膜が好ましく、複層として用いる場合は、例えば基体側から順次ＴｉＣ−ＴｉＣＮ−ＴｉＮ，ＴｉＮ−ＴｉＣＮ−ＴｉＣ−Ａｌ2Ｏ3−ＴｉＮ，ＴｉＮ−Ａｌ2Ｏ3−ＴｉＮ，ＴｉＮ−（ＴｉＡｌ）Ｎ−ＴｉＮとする積層の硬質膜が好ましいことである。これらの硬質膜は、化学量論組成または非化学量論組成からなっている場合でもよい。
【００１７】
本発明の超硬合金は、以下の製造方法により超硬合金中に板状晶ＷＣを多量晶出し、かつ一定方向に配向させるようにする以外は従来から行われている超硬合金の製法である粉末冶金法により作製することができる。また、このようにして作製した超硬合金を基体とし、この基体の表面に従来から行われている物理蒸着法，化学蒸着法，プラズマ化学蒸着法により被膜を被覆すると本発明の被覆超硬合金を得ることができる。
【００１８】
本発明の超硬合金を作製するための特徴は、具体的には、例えば、まずＷ，Ｃｏ，Ｗ−Ｃｏ合金，ＷとＣｏを含む合金，Ｗ−Ｃｏ−Ｃの複合固溶体炭化物，ＷとＣｏとＣとを含む複合固溶体炭化物の中から選ばれた少なくとも１種の出発物質とカ−ボン，黒鉛，加熱により炭素に変換する物質の中の少なくとも１種の炭素源物質とからなる混合物質を粉末成形体工程，加熱によるＷとＣｏとＣとを含む複合固溶体炭化物の生成工程（これらの中でＷは、Ｗの一部を周期律表の４ａ，５ａ，６ａ族元素の中の１種以上と置換すること、Ｃｏは，Ｃｏの一部をＮｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｆｅの中の１種以上と置換することも好ましい）焼結工程を経て作製することである。このとき、混合物質には、周期律表の４ａ，５ａ，６ａ族元素の炭化物，窒化物，酸化物およびこれらの相互固溶体の中の少なくとも１種の粉末を所定量添加すること、および／またはＮｉ，Ｃｒ，Ｖ，Ｗなどの少なくとも１種の粉末を所定量添加し、目的の超硬合金の組成成分を得るための成分調整とすることも好ましいことである。すなわち、本発明の超硬合金を作製するための最大の特徴は、出発物質中または焼結までの加熱工程中において、ＷとＣｏとＣとでなる複合固溶体炭化物を存在させるようにすることである。
【００１９】
【作用】
本発明の超硬合金および被覆超硬合金は、超硬合金中に多量含有された板状晶ＷＣの（００１）結晶面が多面体形状でなる超硬合金製チップのすくい面に並行に配向されて、すくい面の硬さおよび靭性を顕著に高める作用をし、フライス切削時における耐摩耗性，耐塑性変形性，耐熱衝撃性および耐欠損性を高める作用をし、かつ超硬合金製チップ全体でもってフライス切削時における断続的切削による耐衝撃性と断続的熱サイクルによる耐熱衝撃性を高める作用をしているものである。
【００２０】
【実施例】
市販されている平均粒子径の２．２μｍのＷ（表中、「Ｗ１」と記す），３．２μｍのＷ（表中、「Ｗ２」と記す），１．０μｍのＣｏ，６μｍの黒鉛（表中、「Ｇ」と記す），１．０μｍのＷＣ（表中、「ＷＣ１」と記す），３．３μｍのＷＣ（表中、「ＷＣ２」と記す），４．５μｍのＷＣ（表中、「ＷＣ３」と記す），１．０μｍの（ＷＴｉ）Ｃ炭化物（ｗｔ％でＷＣ：ＴｉＣ＝７０：３０），１．０μｍのＴａＣ，１．２μｍのＴｉＮ，１．５μｍのＮｂＣの各粉末を用いて、表１に示す配合組成に秤量し、ステンレス製ポットにアセトン溶媒と超硬合金製ボ−ルと共に挿入し、比較品３と５を１６８時間混合粉砕した以外は全て４８時間混合粉砕とした後、乾燥して混合粉末を得た。これらの混合粉末を用いて、ＪＩＳ規格Ｂ４１２０に記載のＳＰＧＮ１２０３０８形状用金型で２ｔｏｎ／ｃｍ2の圧力でプレス成形し、得られた粉末成形体を雰囲気圧力１０Ｐａの真空中で、本発明品３，４および比較品４を１３８０℃，比較品３，５を１４８０℃とした以外は全て１４００℃の温度で１時間保持により焼結して本発明品１〜５および比較品１〜５を得た。
【００２１】
こうして得た本発明品１〜５および比較品１〜５のそれぞれの上面（すくい面に相当し、プレス方向に垂直、表中では「ｐ面」と記す）と、この面に対し垂直な切断面（表中では「ｈ面」と記す）とについて、研磨加工および１μｍのダイヤモンドペ−ストによるラップ加工を施した後、Ｃｕタ−ゲット，Ｎｉフィルタ−を用いたＸ線回折法により、各面のＷＣの（００１）結晶面と（１０１）結晶面のピ−ク強度を測定し、その結果を表２に示した。また、それぞれのｈ面について、電子顕微鏡にて組織写真を撮り、それを画像処理装置で処理し、それぞれの結合相，第１硬質相である立方晶系化合物，第２硬質相である炭化タングステンの重量割合、第１硬質相と第２硬質相の平均粒径を求めて、その結果を表２に併記した。さらに、ラップ加工後のそれぞれのｐ面，ｈ面について、ビッカ−ス圧子を用いて荷重：１９６Ｎによる破壊靭性値Ｋ1C（ＩＭ法）およびビッカ−ス硬さ（荷重；１９６Ｎ）を求めて、その結果を表３に示した。
【００２２】
次に、本発明品１〜３および比較品１〜３の超硬合金チップを２３０＃のダイヤモンド砥石を用いて研磨加工した後，（Ａ）旋削による耐摩耗性試験として、被削材：Ｓ４８Ｃ，切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ，切込み量：１．５ｍｍ，送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ，切削時間：１０ｍｉｎの条件でもって逃げ面摩耗幅を求めて、その結果を表３に併記した。また、同様に（Ｂ）フライスによる耐欠損性および耐熱亀裂性試験として、被削材：ＳＣＭ４４０，切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ，切込み量：１．５ｍｍ，初期送り：０．３ｍｍ／刃，の条件でもって１５０×２００ｍｍ2の面積を切削し、切れ刃がチッピングまたは欠損しないときは送りを増加し、切れ刃のチッピングまたは欠損しない最大送りおよびすくい面に発生する切れ刃に垂直なクラック本数（３回試験の平均値）を求めて、その結果を表３に併記した。
【００２３】
次いで、本発明品４，５および比較品４，５の超硬合金チップを２３０＃のダイヤモンド砥石を用いて研磨加工した後，イオンプレ−ティング装置を用いて、基体側から被膜厚さおよび膜質が０．５μｍＴｉＮ，２．０μｍＴｉＣＮＯ，０．５μｍＴｉＮの合計総膜厚さ３μｍの被膜を被覆した。こうして得た表面被覆超硬合金チップを用いて、（Ｃ）フライスによる耐欠損性試験として、被削材：ＳＣＭ４４０，切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ，切込み量：２．０ｍｍ，送り：０．２５ｍｍ／刃の条件でもって、切れ刃のチッピングまたは欠損までの切削距離（３回試験の平均値）を求めた結果、本発明品４が６．５ｍ，本発明品５が５．９ｍ，比較品４が３．９ｍ，比較品５が３．１ｍでそれぞれ寿命となった。
【００２４】
【表１】
【００２５】
【表２】
【００２６】
【表３】
【００２７】
【発明の効果】
本発明のフライス切削用強靱性超硬合金は、従来の板状晶ＷＣ含有超硬合金に比較して、炭化タングステンの（００１）結晶面がすくい面側に多く配向しており、その結果超硬合金の硬さおよび破壊靭性値が高く，耐摩耗性，耐欠損性および耐熱亀裂性が顕著の優れるという効果がある。また、本発明のフライス切削用強靱性被覆超硬合金は、従来の被覆板状晶ＷＣ含有超硬合金に比較して、フライス切削において顕著に長寿命が達成されるという効果がある。[0001]
[Industrial application fields]
The present invention relates to a toughened cemented carbide for milling and a toughness having both high toughness and thermal shock resistance by containing plate-like tungsten carbide (hereinafter referred to as “plate-like crystal WC”) oriented in a specific direction. Toughness cemented carbides for milling that exhibit excellent fracture resistance, chipping resistance, thermal crack resistance, and wear resistance, especially when used for milling various steels, especially stainless steel And toughness-coated cemented carbide.
[0002]
[Prior art]
In general, WC- (W, Ti, Ta) C-Co cemented carbide corresponding to P30 to 40 and M30 to 40 classified in the use selection criteria of cemented carbide of JIS standard B4053 are various types. Often used for milling steel and stainless steel. This cemented carbide for milling is required to improve wear resistance, as well as chipping resistance, chipping resistance, and thermal crack resistance, which can improve the toughness and thermal shock resistance of the cemented carbide itself. It is important.
[0003]
As one measure for this improvement, we focused on the crystal structure of tungsten carbide contained in cemented carbide, specifically, a cemented carbide containing plate-like crystal WC and a method for producing the same. There is something that is. Representative examples thereof include Japanese Patent Publication No. 46-29484, Japanese Patent Publication No. 47-23049, Japanese Patent Publication No. 47-23050, Japanese Patent Application Laid-Open No. 2-47239, Japanese Patent Application Laid-Open No. There are JP-A-274827 and JP-A-5-339659.
[0004]
[Problems to be solved by the invention]
Among prior arts related to cemented carbide containing plate-like WC and a method for producing the same, Japanese Patent Publication No. 46-29484, Japanese Patent Publication No. 47-23049 and Japanese Patent Publication No. 47-23050 include porous materials. A method of producing a plate-like WC-containing cemented carbide using as a starting material a composition comprising a colloidal WC powder composed of an agglomerate and a powder of Fe, Ni, Co or an alloy thereof, and a cemented carbide produced by this method An alloy is described. The plate-like WC-containing cemented carbide described in these publications and the production method thereof are difficult to adjust the colloidal WC, the entire production process is complicated, and the cemented carbide is produced using this. Even if produced, the content ratio of the plate-like crystal WC produced during sintering is small, and therefore it is difficult to control the particle size and content of the plate-like crystal WC contained in the cemented carbide. There is a problem that becomes expensive.
[0005]
Among other prior arts related to plate-like crystal WC, JP-A-2-47239 and JP-A-2-138434 contain a cubic compound of (WTiTa) C containing tungsten carbide in supersaturation. A cemented carbide in which a plate-like crystal WC is crystallized at the time of heating and sintering using a composition powder and a method for producing the same are described, and a cemented carbide containing the plate-like crystal WC is used as a milling cutting tool. It is described that. The cemented carbide and the manufacturing method thereof described in both of these publications are such that the crystallized plate-like crystal WC cannot be oriented in a specific direction, and in a composition range containing a large amount of solid solution which is a cubic compound. However, there is a problem that the plate-like crystal WC cannot be crystallized, and when the plate-like WC-containing cemented carbide described in both publications is used as a milling cutting tool, the plate-like crystal WC is There is a problem that the effect is weak because the composition is not oriented in a specific direction and the composition range is limited, and the application range is also limited.
Japanese Patent Application Laid-Open No. 2-274825 discloses a method for producing an anisotropic cemented carbide in which a composition powder obtained by oxidizing and reducing a used cemented carbide and then carbonizing is hot-press sintered. Has been. In the cemented carbide obtained by the method described in the publication and the cemented carbide, although the plate-like crystal WC contained is slightly oriented in the hot press direction, there is little improvement in toughness due to orientation, There are problems such as shape limitation and high cost.
[0007]
Further, JP-A-5-339659 uses a mixed powder comprising WC of 0.5 μm or less, 3 to 40% by weight of a cubic compound, and 1 to 25% by weight of Co and / or Ni. In addition, a manufacturing method is described in which a fine and high strain amount tungsten carbide is obtained by pulverization for a long time and then sintered at 1450 ° C. or more to obtain a cemented carbide containing plate-like crystal WC. The cemented carbide obtained by this method and the cemented carbide obtained by this method have problems that the generated plate-like crystals WC cannot be oriented in a specific direction and the generation rate of the plate-like crystals WC is small.
[0009]
The present invention has solved the above-described problems. Specifically, by containing a large amount of the plate crystal WC and orienting the specific crystal plane of the plate crystal WC at a high density, The purpose is to provide a tough cemented carbide for milling that has high hardness and high toughness and is excellent in wear resistance, plastic deformation resistance, impact resistance, thermal shock resistance and fracture resistance.
[0010]
[Means for Solving the Problems]
For many years, the inventors of the present invention have been studying extending tool life by improving not only wear resistance but also chipping resistance, chipping resistance, and thermal crack resistance for cemented carbides for milling. The purpose tends to be achieved when a large amount of the plate-like crystal WC is contained, and when the orientation of the specific crystal plane of the plate-like crystal WC is oriented at a high density, the respective characteristics are further improved. By optimizing the amount and particle size of the cubic compound such as Co and (WTiTa) C in the binder phase, the inventors have obtained the knowledge that the lifetime can be further extended, and have completed the present invention.
[0011]
The tough cemented carbide for milling of the present invention is a carbide comprising a Co-based binder phase: 6 to 12% by weight, and W element and at least one of elements 4a and 5a in the periodic table. First hard phase of cubic compound composed of one or more of carbonitride, carbonitride, carbonitride, carbonitride oxide: 15 to 50% by weight, the second hard phase of tungsten carbide and the inevitable impurities A cemented carbide chip having a polyhedral shape having a composition comprising: a plane parallel to the rake face of the cemented carbide chip as a p-plane; a plane perpendicular to the rake face as an h-plane; The peak intensities of the WC crystal on the (001) plane and (101) plane by the X-ray diffraction method on the h plane are expressed as p (001), p (101), h (001) and h (101), respectively. P (001) / p (101)> 1.5 × h (001) / Those characterized by comprising at (101).
[0012]
Specifically, the binder phase in the cemented carbide of the present invention is composed of, for example, only Co, or from 50% by weight or more of Co and the balance of one or more of W, Cr, Ni, V, and Fe. The case where it consists of the following binder phase can be mentioned. In particular, in the case of a binder phase made of a Co alloy in which at least one of W, Cr, Ni, and V is 10% by weight or less with respect to the binder phase, the corrosion resistance against cutting oil is improved. preferable. When the amount of this binder phase is less than 6% by weight with respect to the entire cemented carbide, the toughness decreases and the chipping resistance and chipping resistance in milling deteriorate, and conversely the hardness exceeds 12% by weight. Is 6 to 12% by weight because the wear resistance and the plastic deformation resistance are deteriorated.
[0013]
Specifically, the first hard phase in the cemented carbide of the present invention is, for example, (WTi) C, (WTi) CN, (WTi) CO, (WTi) CNO, (WTiTa) having a crystal structure of a cubic compound. ) C, (WTiTaNb) C, (WTiTa) CN. When the amount of the first hard phase is less than 15% by weight with respect to the entire cemented carbide, the reaction diffusion with the work material becomes remarkable, so the wear resistance is deteriorated, and conversely, exceeds 50% by weight. As the amount increases, the toughness and thermal shock resistance decrease and the number of chips, chipping, and thermal cracks in milling increases, so the amount is determined to be 15 to 50% by weight. The average particle size of the first hard phase is preferably 2 to 5 μm in order to enhance the toughness, fracture resistance, and wear resistance of the cemented carbide in a well-balanced manner.
[0014]
The second hard phase containing the plate-like crystal WC in the cemented carbide of the present invention is one in which the crystal orientation of the plate-like crystal WC is oriented in a specific direction, specifically, on the rake face of the cemented carbide chip. The parallel plane is defined as p-plane, the plane parallel to the flank plane is defined as h-plane, and the peak intensities obtained by X-ray diffraction on the (001) plane and the (101) plane of the WC crystal on the p-plane and h-plane are p ( 001), p (101), h (001) and h (101), p (001) / p (101)> 1.5 × h (001) / h (101) . When p (001) / p (101) ≦ 1.5 × h (001) / h (101), the effect of improving toughness and thermal shock resistance, which are orientation effects of the plate-like WC crystal, is small. The average particle diameter of the second hard phase is preferably 1 to 3 μm in order to improve the thermal shock resistance, thermal crack resistance, and wear resistance of the cemented carbide with a good balance. The cemented carbide chip at this time has a polyhedral shape, specifically, a cutting tool of a blade edge replacement method that has been conventionally used, for example, a disk-shaped trihedral body, a triangular prism-shaped pentahedral body, A quadrangular prismatic hexahedron can be given.
[0015]
The cemented carbide of the present invention described above in detail is used as a base, and various coatings having a total film thickness of 1 to 15 μm are coated on the base. It can also be. Specifically, the coating in this coated cemented carbide of the present invention is, for example, a group 4a, 5a, 6a element of the periodic table, Al, Si carbide, nitride, oxide and their mutual solid solution, cubic nitriding A structure composed of one single layer or two or more multilayers of boron and hard boron nitride can be given. Of these coatings, titanium carbide, titanium nitride, titanium carbonitride, titanium carbonate, titanium carbonitride, titanium nitride / aluminum, titanium carbonitride / aluminum, titanium nitride / aluminum, titanium carbonitride / aluminum, oxidation When a hard film composed of one single layer or two or more layers in aluminum is coated to a thickness of 2 to 10 μm, more wear resistance and longer life are achieved. This is preferable. This film has a total film thickness of 1 to 15 μm in terms of wear resistance, chipping resistance, and peel resistance.
[0016]
The hard film in the coated cemented carbide of the present invention is preferably a hard film made of, for example, TiC, TiN, TiCO, TiCN, TiNO, TiCNO, (TiAl) N, and (TiAl) NC when used as a single layer. When used as a layer, for example, a stack of TiC—TiCN—TiN, TiN—TiCN—TiC—Al 2 O 3 —TiN, TiN—Al 2 O 3 —TiN, TiN— (TiAl) N—TiN is sequentially formed from the substrate side. The hard film is preferable. These hard films may have a stoichiometric composition or a non-stoichiometric composition.
[0017]
The cemented carbide of the present invention is a conventional cemented carbide manufacturing method except that a large amount of plate-like WC is crystallized in the cemented carbide and oriented in a certain direction by the following manufacturing method. It can be produced by a certain powder metallurgy method. The coated cemented carbide of the present invention can be obtained by using the cemented carbide prepared as described above as a substrate and coating the surface of the substrate with a conventional physical vapor deposition method, chemical vapor deposition method, or plasma chemical vapor deposition method. Can be obtained.
[0018]
Specifically, the features for producing the cemented carbide of the present invention include, for example, W, Co, W—Co alloy, W and Co containing alloy, W—Co—C composite solid solution carbide, W and A mixed material comprising at least one starting material selected from a composite solid solution carbide containing Co and C, and at least one carbon source material among carbon, graphite, and a material that is converted to carbon by heating. A powder molding process, a process for producing a composite solid solution carbide containing W, Co, and C by heating (in which W is a part of W in group 4a, 5a, 6a of the periodic table) Substituting with more than seeds, Co is preferably produced through a sintering step, in which part of Co is preferably replaced with one or more of Ni, V, Cr, and Fe. At this time, a predetermined amount of at least one powder among carbides, nitrides, oxides, and mutual solid solutions of elements 4a, 5a, and 6a in the periodic table is added to the mixed material, and / or It is also preferable to add a predetermined amount of at least one kind of powder such as Ni, Cr, V, W, etc., and adjust the components to obtain the desired cemented carbide composition component. That is, the greatest feature for producing the cemented carbide of the present invention is that a composite solid solution carbide composed of W, Co, and C is present in the starting material or in the heating process until sintering. is there.
[0019]
[Action]
The cemented carbide and coated cemented carbide of the present invention are oriented in parallel to the rake face of a cemented carbide chip in which the (001) crystal plane of the plate-like WC contained in a large amount in the cemented carbide is a polyhedral shape. It significantly increases the hardness and toughness of the rake face, increases the wear resistance, plastic deformation resistance, thermal shock resistance and fracture resistance during milling, and the entire cemented carbide tip. Therefore, it acts to improve the impact resistance by intermittent cutting and the thermal shock resistance by intermittent thermal cycle during milling.
[0020]
【Example】
Commercially available average particle size of 2.2 μm W (denoted in the table as “W1”), 3.2 μm W (denoted in the table as “W2”), 1.0 μm Co, 6 μm graphite ( In the table, indicated as “G”), 1.0 μm WC (in the table, indicated as “WC1”), 3.3 μm WC (in the table, indicated as “WC2”), 4.5 μm WC (in the table) , “WC3”), 1.0 μm (WTi) C carbide (wt% WC: TiC = 70: 30), 1.0 μm TaC, 1.2 μm TiN, 1.5 μm NbC powder Were mixed and pulverized for 48 hours except that the comparative products 3 and 5 were mixed and pulverized for 168 hours, inserted into a stainless steel pot together with an acetone solvent and a cemented carbide ball. And dried to obtain a mixed powder. These mixed powders were press-molded at a pressure of 2 ton / cm 2 with a SPGN120308 shape mold described in JIS standard B4120, and the obtained powder compact was invented product 3 in a vacuum with an atmospheric pressure of 10 Pa. , 4 and comparative product 4 were sintered at 1400 ° C. for 1 hour except for 1380 ° C. and comparative products 3 and 5 were set to 1480 ° C. to obtain inventive products 1-5 and comparative products 1-5. It was.
[0021]
The top surfaces (corresponding to a rake face, perpendicular to the pressing direction, indicated as “p-plane” in the table) of each of the inventive products 1 to 5 and comparative products 1 to 5 thus obtained, and cutting perpendicular to this plane Each surface (denoted as “h-plane” in the table) is polished and lapped with a 1 μm diamond paste, and then subjected to X-ray diffraction using a Cu target and Ni filter. The peak strengths of the (001) crystal plane and (101) crystal plane of the WC of the plane were measured, and the results are shown in Table 2. Further, for each h-plane, a structure photograph is taken with an electron microscope and processed with an image processing apparatus. The binder phase, the cubic compound as the first hard phase, and the tungsten carbide as the second hard phase. And the average particle size of the first hard phase and the second hard phase were determined, and the results are also shown in Table 2. Furthermore, for each p-plane and h-plane after lapping, a fracture toughness value K 1C (IM method) and a Vickers hardness (load; 196 N) with a load of 196 N were obtained using a Vickers indenter, The results are shown in Table 3.
[0022]
Next, after grinding the cemented carbide chips of the present invention products 1-3 and comparative products 1-3 using a 230 # diamond grindstone, (A) As a wear resistance test by turning, the work material: S48C Cutting speed: 100 m / min, cutting amount: 1.5 mm, feed: 0.3 mm / rev, cutting time: 10 min. The flank wear width was determined, and the results are also shown in Table 3. Similarly, as (B) fracture resistance and thermal crack resistance test using a milling machine, the conditions are: work material: SCM440, cutting speed: 100 m / min, depth of cut: 1.5 mm, initial feed: 0.3 mm / blade. Therefore, when cutting an area of 150 × 200 mm 2 and the cutting edge does not chip or break, the feed is increased. The average value of the round test) was determined, and the results are also shown in Table 3.
[0023]
Next, after the cemented carbide chips of the present invention products 4 and 5 and comparative products 4 and 5 were polished using a 230 # diamond grindstone, the film thickness and film quality were measured from the substrate side using an ion plating apparatus. A coating having a total thickness of 3 μm of 0.5 μm TiN, 2.0 μm TiCNO, and 0.5 μm TiN was coated. Using the surface-coated cemented carbide chip thus obtained, as a fracture resistance test by (C) milling, work material: SCM440, cutting speed: 150 m / min, depth of cut: 2.0 mm, feed: 0.25 mm / As a result of obtaining the cutting distance (average value of three tests) to the chipping or chipping of the cutting edge under the conditions of the blade, the present product 4 is 6.5 m, the present product 5 is 5.9 m, and the comparative product 4 Was 3.9 m, and Comparative product 5 was 3.1 m, and the lifetime was reached.
[0024]
[Table 1]
[0025]
[Table 2]
[0026]
[Table 3]
[0027]
【The invention's effect】
In the toughened cemented carbide for milling of the present invention, the (001) crystal plane of tungsten carbide is more oriented on the rake face side than the conventional plate-like WC-containing cemented carbide. Hard alloys have high hardness and fracture toughness values, and have the effects of outstanding wear resistance, fracture resistance, and thermal crack resistance. In addition, the toughness-coated cemented carbide for milling of the present invention has an effect that a significantly longer life is achieved in milling than the conventional coated plate-like WC-containing cemented carbide.
