JP5902613B2 - 超硬合金工具 - Google Patents
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Description
本発明は、特に、木材加工、プリント基板ドリル加工、および線引加工のための工具としての使用に対して、また金属切断作業のための工具としての使用に対しても非常に優れた特性を有する、ＷＣ‐Ｃｏベースの超硬合金に関する。
超硬合金体の製造は、一般に、ＷＣ、ＴｉＣ、ＮｂＣ、ＴａＣ、Ｎｉ、および／またはＣｏの粉末、ならびにプレス剤（pressing agent）（通常はワックスベース）を、ボールミル中にて湿式ミリングによって混合してスラリーとし、このスラリーをスプレー乾燥してすぐにプレスできる流動性粉末とし、これを圧縮して所望される形状および寸法の物体とし、続いてこれを焼結することによって行われる。
一般に、ＣｏまたはＮｉの粉末は、広い粒子サイズ分布を持ち、ウォーム様構造（worm like structure）の凝集粒子を有するものであり、図１を参照されたい。この粉末の解凝集は、磨砕機ミリングによっても困難である。バインダー相の含有量が低い場合、これは、バインダー相の偏り（binder-phase lakes）および不均質なマイクロ構造を引き起こす可能性があり、結果として物理的および化学的特性の変動をもたらす。
特許文献１に開示されるバインダー相粉末は、粒子凝集物を含む平均粒子サイズが０．５〜２μｍであるほぼ球形状の粒子を主として有するものであり、図２を参照されたい。この粉末は、比表面積（ＳＳＡ）が小さく、このことも、低いバインダー相の含有量で均質な超硬合金構造を得る際の問題となる。
別のバインダー相粉末は、特許文献２に開示されている。この粉末は、球形状で、粒子サイズがサブミクロンである粒子を有しており、図３を参照されたい。超硬合金においてそのような粉末をバインダー相として用いることは、特許文献３に記載されている。そのような粉末を用いることで、バインダー相粒子の分散が良好となることにより、マイクロ構造がより均質となる。それによって、焼結後に存在するバインダー相の偏りの数が減少し、さらに、焼結温度を低下させ得る。
小粒子サイズおよび／または低バインダー相含有量は、より高い硬度をもたらす。通常は、低焼結温度での低多孔度超硬合金を例とする最適な焼結性を得るためには、粒子サイズとバインダー相含有量との間で妥協に到達する必要がある。通常、非常に微細な粒子サイズの超硬合金の場合、ＷＣ粒子をバインダー相によって適切かつ均質に濡れた状態とするために、僅かにそれより粗い粒子サイズの超硬合金よりも高いバインダー相の含有量が必要となる。バインダー相のＷＣ粒子上における濡れはまた、焼結前のバインダー相の分散および分布によっても影響を受けるものであり、大きな比面積を得るには、ＷＣ粒子は、非常に良好に解凝集および／または分離されている必要がある。超硬合金の作用を最適なものとするためには、マイクロ構造が可能な限り均質であることが重要である。
非常に微細な粒子の超硬合金においてバインダー相の含有量が低い場合、微細過ぎて光学顕微鏡では観察できず、従ってＩＳＯ４５０５が適用できない多孔度の観察が可能である。このナノサイズの多孔度は、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）により、倍率５０００倍の二次電子モードにて観察することができる。細孔サイズは、１μｍ未満である。ナノ多孔度を定量するためには、それぞれ１０００μｍ2の異なる５つの視野内にて、サイズが０．５から１μｍの範囲の細孔の数をカウントする。
そのような多孔度は、耐摩耗性にマイナスの影響を与える。この多孔度は、加圧下での焼結（焼結ＨＩＰ）、または超硬合金のポストＨＩＰ処理（post-hipping）によって最小化することができる。
本発明の目的は、特に微細ＷＣ粒子サイズおよび／または低バインダー相含有量にて、焼結性が向上された超硬合金を提供することである。
本発明の１つの局面では、粉末冶金法による粉末のミリング、プレス、および焼結によって、１もしくは２つ以上の硬質成分ならびにコバルトおよび／またはニッケルベースのバインダー相を含む焼結体を作製する方法を提供するものであり、ここで、バインダー相粉末の少なくとも一部は、３から８ｍ2／ｇの比表面積、および１から５μｍのバインダー相粉末粒子の粒子サイズを有する。
本発明の別の局面では、粉末冶金法による粉末のミリング、プレス、および焼結によって、１もしくは２つ以上の硬質成分ならびにコバルトおよび／またはニッケルベースのバインダー相を含む焼結体を作製する方法を提供するものであり、ここで、バインダー相粉末の少なくとも一部は、スポンジ形状であって３から８ｍ2／ｇの比表面積を有し、スポンジ形状粒子の粒子サイズは１から５μｍである。
本発明によると、炭化タングステン、ならびにＮｉおよび／またはＣｏベースのバインダー相を主体とする、焼結性が向上された超硬合金が提供され、これは、前記Ｎｉおよび／またはＣｏ粉末が、適切に、その２５％超まで、好ましくは５０％、最も好ましくは７５％までを１から５μｍのフィッシャー粒子サイズ（Fisher grain size）および３から８ｍ2／ｇの比表面積／ＢＥＴを有するスポンジ形状粒子で構成する場合に、硬質成分およびバインダー相を形成する粉末の粉末冶金法によるミリング、プレス、および焼結によって作製される。焼結性の向上は、焼結した超硬合金を、保護雰囲気下にて１３７０〜１４１０℃まで約１時間再加熱した後にナノ多孔度が実質的に変化しないことによって示される。
本発明はまた、木材加工、プリント基板のドリル加工、および線引加工、またはさらには金属切断加工にも特に有用であり、ＩＳＯ４５０５に従う多孔度がＡ００〜Ｂ００、上記で定めるナノ多孔度が＜２．５細孔／１０００μｍ2である良好に分布したバインダー相を有する均質で稠密なマイクロ構造を持つ超硬合金にも関する。保護雰囲気下にて１３７０〜１４１０℃で約１時間の熱処理を行った後、ナノ多孔度は、３細孔／１０００μｍ2未満まで多少上昇する。
好ましくは、バインダー相の総含有量は＜８質量％であり、好ましくは０．８〜６質量％、より好ましくは１．５〜４質量％、より好ましくは１．５〜＜３質量％、最も好ましくは１．５〜２．９質量％である。
好ましくは、バインダー相の総含有量は＜８質量％であり、好ましくは０．８〜６質量％、最も好ましくは１．５〜４質量％であり、５質量％までが、ＴｉＣ＋ＮｂＣ＋ＴａＣであり、残りがＷＣである。焼結されたＷＣの平均粒子サイズは、好ましくは＜１μｍであり、より好ましくは＜０．８μｍである。
第一の態様では、バインダー相の組成は、４０から８０質量％のＣｏ、好ましくは５０から７０質量％のＣｏ、最も好ましくは５５から６５質量％のＣｏ、最大１５質量％のＣｒ、好ましくは６から１２質量％のＣｒ、最も好ましくは８〜１１質量％のＣｒ、残りがＮｉ、好ましくは２５から３５質量％のＮｉである。
第二の態様では、超硬合金は、１．５から２．０質量％のＣｏ、０．４〜０．８質量％のＮｉ、および０．２〜０．４質量％のＣｒ、残量の平均焼結ＷＣ粒子サイズが＜０．８μｍである炭化タングステンから成る。
超硬合金は、本技術分野で公知のコーティングを備えていてよい。
本発明はまた、
‐ 木材および木材系製造物、特にチップボード、パーティクルボード、および中密度または高密度ファイバーボード（ＭＤＦ／ＨＤＦ）の切断および切削加工のための鋸チップまたはインサート、
‐ 冷間成形作業のための線引加工用ダイスまたは工具、
‐ プリント基板用ドリルおよびバー（burrs）、または、
‐ 金属の切り屑生成切削加工（chipforming machining）用のコーティング有りまたは無しのインサート、
としての、上記に従う超硬合金の使用にも関する。
‐ 木材および木材系製造物、特にチップボード、パーティクルボード、および中密度または高密度ファイバーボード（ＭＤＦ／ＨＤＦ）の切断および切削加工のための鋸チップまたはインサート、
‐ 冷間成形作業のための線引加工用ダイスまたは工具、
‐ プリント基板用ドリルおよびバー（burrs）、または、
‐ 金属の切り屑生成切削加工（chipforming machining）用のコーティング有りまたは無しのインサート、
としての、上記に従う超硬合金の使用にも関する。
実施例１
ミリングカッター用のインサートを、以下の合金Ａ〜Ｄより作製した。これらのインサートは、焼結工程の間、１４１０℃、圧力６ＭＰａにて、従来の製造経路に従い、焼結ＨＩＰ炉中で焼結した。
ミリングカッター用のインサートを、以下の合金Ａ〜Ｄより作製した。これらのインサートは、焼結工程の間、１４１０℃、圧力６ＭＰａにて、従来の製造経路に従い、焼結ＨＩＰ炉中で焼結した。
本発明に従う第一の超硬合金（Ａ）は、１．９質量％のＣｏ、０．７質量％のＮｉ、および０．３質量％のＣｒ、残量のＦＳＳＳによる平均粒子サイズが０．５μｍである炭化タングステン、から成る。市販のＣｏおよびＮｉ粉末は、ＦＳＳＳ（フィッシャー空気透過装置（Fisher Subsieve Sizer））による粒子サイズが１．５μｍおよびＢＥＴによる比表面積が４ｍ2／ｇであるスポンジ構造を有しており、図４を参照されたい。
第二の超硬合金（Ｂ）は、Ａと同じ組成、同じＷＣ粒子サイズを有する。この場合は、ＦＳＳＳ粒子サイズが０．７μｍ、ＢＥＴ比表面積が２ｍ2／ｇである球形状のポリオールＣｏおよびＮｉ粉末を用いたものであり、図３を参照されたい。
第三の超硬合金（Ｃ）は、Ａと同じ組成、同じＷＣ粒子サイズを有する。この場合、用いたＣｏおよびＮｉ粉末は、超硬合金作製における工業的標準であるヒドロキシドから作製した。ＦＳＳＳ粒子サイズは０．９μｍであり、ＢＥＴ比表面積は２ｍ2／ｇであり、図１を参照されたい。
第四の超硬合金（Ｄ）は、Ａと同じ組成、同じＷＣ粒子サイズを有する。この場合、用いたＣｏおよびＮｉ粉末は、カルボニル分解プロセスから作製した。ＦＳＳＳ粒子サイズは０．９μｍであり、ＢＥＴ比表面積は１．８ｍ2／ｇであり、図２を参照されたい。
本発明に従う第五の超硬合金（Ｅ）は、１．９質量％のＣｏ、０．７質量％のＮｉ、および０．３質量％のＣｒ、残量のＦＳＳＳによる平均粒子サイズが０．５μｍである炭化タングステン、から成る。市販のＮｉ粉末は、ＦＳＳＳ（フィッシャー空気透過装置）による粒子サイズが１．５μｍおよびＢＥＴによる比表面積が４ｍ2／ｇであるスポンジ構造を有していた。Ｃｏ粉末は、ＦＳＳＳによる粒子サイズが０．７μｍおよびＢＥＴによる比表面積が２ｍ2／ｇである球形状のポリオールＣｏ粉末であった。スポンジ形状のバインダー相粉末の比率は、従って、約２７質量％であった。
インサートは、密度、硬度、多孔度、およびナノ多孔度に関して、冶金学的分析を行った。ナノ多孔度は、走査電子顕微鏡により、倍率５０００倍の二次電子モードにて測定し、上記で定めるように、１０００μｍ2あたりの細孔数として報告する。平均焼結ＷＣ粒子サイズは、電界放出銃を備えた走査電子顕微鏡（ＦＥＧ‐ＳＥＭ）から得られた顕微鏡写真から測定した。評価は、半自動装置を用い、形状効果を考慮に入れて行った。
合金Ａ、Ｂ、およびＤに対して、アルゴン雰囲気下、１４００℃における１時間の熱処理を行った。冶金学的検査により、断面領域から異なるレベルのナノ多孔度が得られた。合金Ａの表面および塊からの倍率５０００倍でのＦＥＧ‐ＳＥＭ写真より、２．５細孔／１０００μｍ2が得られた。合金Ｂは、２０細孔／１０００μｍ2を示した。合金Ｄは、２０細孔／１０００μｍ2超を示した。
実施例２
実施例１からの３つの同一の刃先交換式インサート（indexable inserts）を有するサイドカッターφ１２５ｍｍにより、ＨＤＦタイプのファイバーボードを切削加工することを含む試験。切断スピードは４５００ｒｐｍまたは２９ｍ／秒とし、フィード速度は１０ｍ／分、切断深さは２ｍｍとした。エッジラインの磨耗の尺度として、２０００ｍおよび１００００ｍの距離の後にエッジ部半径を測定し、以下の結果を得た：
実施例１からの３つの同一の刃先交換式インサート（indexable inserts）を有するサイドカッターφ１２５ｍｍにより、ＨＤＦタイプのファイバーボードを切削加工することを含む試験。切断スピードは４５００ｒｐｍまたは２９ｍ／秒とし、フィード速度は１０ｍ／分、切断深さは２ｍｍとした。エッジラインの磨耗の尺度として、２０００ｍおよび１００００ｍの距離の後にエッジ部半径を測定し、以下の結果を得た：
試験結果より、本発明に従って作製されたインサートＡの磨耗は、最も良い結果の先行技術であるＢと比較して、３３％超減少していることが明らかである。
実施例３
実施例１からの超硬合金Ａ、Ｂ、およびＣの線引加工用ダイスによる線引加工試験を行った。ダイスは、研削および研磨を同時に行った。試験の実施は、スチールワイヤ：ＡＩＳＩ１００５の線引加工について、生産用線引機にて行った。ダイスは、同一の動作条件下にて次々に線引加工を行った。各異組成物から３つずつのダイスを線引加工試験に用いた。
動作条件：
線引速度： ２５ｍ／秒
ダイスの入口径： ０．２６ｍｍ
ダイスの内部プロファイル： ２アルファ＝１０°、ベアリング０．１５×ｄ１（０．２３×０．１５ｍｍ）
実施例１からの超硬合金Ａ、Ｂ、およびＣの線引加工用ダイスによる線引加工試験を行った。ダイスは、研削および研磨を同時に行った。試験の実施は、スチールワイヤ：ＡＩＳＩ１００５の線引加工について、生産用線引機にて行った。ダイスは、同一の動作条件下にて次々に線引加工を行った。各異組成物から３つずつのダイスを線引加工試験に用いた。
動作条件：
線引速度： ２５ｍ／秒
ダイスの入口径： ０．２６ｍｍ
ダイスの内部プロファイル： ２アルファ＝１０°、ベアリング０．１５×ｄ１（０．２３×０．１５ｍｍ）
ダイスの同心度を、４０および８０ｋｍ後に測定した。線引チャネル断面の磨耗プロファイルを、Ｗｙｋｏ光学プロフィルメーターで測定した。
同心度の結果
すべてのダイスについて、ワイヤの挿入径から、超硬合金の接触領域にて磨耗リングが観察された。
すべてのダイスについて、ワイヤの挿入径から、超硬合金の接触領域にて磨耗リングが観察された。
異組成物Ｂは、８０ｋｍ後、３つのダイス間で不均一な楕円化を示した。ダイスの１つは、０．１２０ｍｍの楕円化であった。
Ｗｙｋｏプロフィルメーターからの磨耗結果
線引チャネルの光学スキャンを、ダイスのチャネルに沿う方向およびチャネルを横切る方向で行った。
線引チャネルの光学スキャンを、ダイスのチャネルに沿う方向およびチャネルを横切る方向で行った。
磨耗（Ｒａ値）の相違は、特に異組成物Ｃにおいて、磨耗平面におけるＷＣ粒子の顕著なピット形成によって説明される。本発明に従って作製されたダイスは、平滑性が高く変化のない磨耗表面を有し、同心度および磨耗挙動に関して最良の性能結果を示した。
実施例４
鋸引き加工への適用
アルミニウム合金ＪＩＳ ＡＣ２Ｂの棒および管の鋸引き加工では、構成刃先（ＢＵＥ）の問題およびカットエッジラインにおける超硬合金粒子のピット形成の問題が生ずる。合金ＪＩＳ ＡＣ２Ｂは、ＳｉおよびＣｕの高い含有量を特徴とする。本適用で用いる超硬合金のグレードは、従って、バインダー相の含有量が低く、耐摩耗性の高いものを選択する。
鋸引き加工への適用
アルミニウム合金ＪＩＳ ＡＣ２Ｂの棒および管の鋸引き加工では、構成刃先（ＢＵＥ）の問題およびカットエッジラインにおける超硬合金粒子のピット形成の問題が生ずる。合金ＪＩＳ ＡＣ２Ｂは、ＳｉおよびＣｕの高い含有量を特徴とする。本適用で用いる超硬合金のグレードは、従って、バインダー相の含有量が低く、耐摩耗性の高いものを選択する。
乾式鋸引き加工試験を、実施例１に従うグレード組成により実施した。この鋸引き加工への適用において、グレードＤは、市販品グレードであり、本発明に従うグレードＡ、およびグレードＢを、２００×２０ｍｍのサイズの長方形断面を有する中実アルミニウム棒（ＪＩＳ ＡＣ２Ｂ）の鋸引き加工試験に用いた。この試験では、３００ｍｍのＯＤ、およびＳＷ１６７タイプの鋸チップ４８個を有する丸鋸（サンドビック（Sandvik））を選択した。
鋸チップのカットエッジを高い鋭利度に研磨し、切断加工試験前にダイヤモンドのヤスリで軽いエッジ処理を行った。
切断条件：
切断速度： ８０ｍ／秒
フィード速度： ４０ｍｍ／秒
レーキ角： １５°
逃げ角： ６°
切断条件：
切断速度： ８０ｍ／秒
フィード速度： ４０ｍｍ／秒
レーキ角： １５°
逃げ角： ６°
切断工程を、切断力を測定することで評価した。切断長がそれぞれ１０ｍおよび１００ｍのところでエッジの磨耗を測定した。
切断は、潤滑剤（合成エステル）を噴霧し、乾式切断で行った。
注： 鋸ＢおよびＤによる切断工程の場合、１００ｍの後、アルミニウム棒の切断表面は、その表面粗さがＲｙ＞６μｍと鈍く、認められるものではなかった。本発明によると、表面粗さはＲｙ＝２μｍであった。
１００ｍにおける切断力は、鋸Ａと比較して、鋸ＢおよびＤでは、ほぼ２倍高かった。
鋸チップの磨耗は、ＷＣの断片化、および断片／屑の炭化物骨格からの除去に起因する、マイクロおよびマクロ摩滅を特徴とするものであった。本発明に従う鋸は、先行技術と比較して、良好なエッジの保持および高い耐磨耗性を特徴とするものであった。
実施例５
プリント回路基板（ＰＣＢ）のマイクロドリル加工のシミュレーションである旋削試験（turning test）を考案した。
プリント回路基板（ＰＣＢ）のマイクロドリル加工のシミュレーションである旋削試験（turning test）を考案した。
２０〜３０枚のディスクの積重物をＰＣＢパネルから切り出し、旋盤のチャック中でこの後に回転させるアーバに搭載した。マイクロドリルのそれと密接に一致するレーキ角および逃げ角を持つ特別に研磨された非常に鋭利な刃を持つ工具ビットを用い、二枚刃マイクロドリル（twin edged microdrills）で通常用いられる送り量の５０％にて積重物の外径を旋削する。積重物の径および厚さは、通常の深さ、０．３ｍｍの径である５０００のドリル加工穴におよそ対応するヘリカルドリル加工距離（helical drilled distance）を表すように選択する。
本旋削試験で見られた磨耗の度合いは、実際のＰＣＢマイクロドリル加工試験で見られるものと良好に一致することが示された。
実施例１の本発明に従う超硬合金（Ａ）は、上述の旋削試験において、確立されたＰＣＢ切削加工グレードと比較して、良好な耐摩耗性を有することが見出された。研削速度１００ｍ／分、送り量０．０１０ｍｍ／回転、および研削深さ０．２５ｍｍにて、超硬合金（Ａ）は、１２６０ｍのヘリカル研削距離にわたる逃げ面磨耗幅が３６μｍであることが分かった。
比較として、通常の６％コバルト、０．４μｍ炭化タングステンのＰＣＢ繰り抜き用グレード（PCB routing grade）の逃げ面磨耗幅は４６μｍであった。
研削速度２００ｍ／分にて、送り量および研削深さは同一のものを用いたが、ヘリカル加工距離が１２５０ｍの場合、逃げ面磨耗幅は、従来の６％コバルトグレードの３７μｍと比較して、超硬合金（Ａ）は３２μｍであった。
高い研削速度４００ｍ／分にて、やはり同一の送り量および研削深さを用い、ヘリカル加工距離が１２３０ｍの場合、逃げ面磨耗幅は、従来の６％コバルトグレードの３６μｍと比較して、超硬合金（Ａ）は２８μｍであった。上記の試験すべてにおいて、エッジのチッピングは発生しなかった。
また、超硬合金（Ａ）と、３％コバルトおよび０．８μｍ粒子サイズの先行技術に従うＷＣ‐Ｃｏグレードとの比較も行った。
研削速度１００ｍ／分、送り量０．０１０ｍｍ／回転、および研削深さ０．２５ｍｍにおいて、３％コバルトグレードは、１２６０ｍのヘリカル加工距離の研削後、不規則な逃げ面磨耗を示し、最大幅は７３μｍであった。このグレードでは、硬度が不十分であることに起因するエッジのマイクロチッピングが見られた。
グレード（Ａ）は、バインダー相含有量が低いにも関わらず、本試験においてエッジのマイクロチッピングがなく、上述のように３６μｍの均一な逃げ面磨耗幅を示した。
本発明の実施態様の一部を以下の項目［１］−［１６］に記載する。
［１］
１もしくは２つ以上の硬質成分ならびにコバルトおよび／またはニッケルベースのバインダー相を含む焼結体を、粉末冶金法による粉末のミリング、プレス、および焼結によって作製する方法であって、前記バインダー相粉末の少なくとも一部は、比表面積が３から８ｍ 2 ／ｇ、および粒子の粒子サイズが１から５μｍであることを特徴とする、方法。
［２］
前記バインダー相粉末の少なくとも一部が、スポンジ形状であって３から８ｍ 2 ／ｇの比表面積を有し、前記スポンジ形状粒子の粒子サイズは１から５μｍであることを特徴とする、項目１に記載の方法。
［３］
前記焼結体が、バインダー相の総含有量が＜８質量％、ＴｉＣ＋ＮｂＣ＋ＴａＣが＜５質量％、および残量が粒子サイズ＜１μｍのＷＣである超硬合金であることを特徴とする、項目１または２に記載の方法。
［４］
バインダー相の総含有量が、０．８〜６質量％であることを特徴とする、項目３に記載の方法。
［５］
バインダー相の総含有量が、１．５〜４質量％であることを特徴とする、項目３に記載の方法。
［６］
前記焼結体のＷＣ粒子サイズが、＜０．８μｍであることを特徴とする、項目３に記載の方法。
［７］
前記焼結体のＷＣ粒子サイズが、＜０．５μｍであることを特徴とする、項目３に記載の方法。
［８］
ＩＳＯ４５０５に従う多孔度がＡ００〜Ｂ００であるＣｏおよび／またはＮｉベースの良好に分布したバインダー相中に、硬質成分の均質で稠密なマイクロ構造を有する超硬合金であって、ナノ多孔度が２．５細孔／１０００μｍ 2 未満であることを特徴とする、超硬合金。
［９］
保護雰囲気下、１３７０〜１４１０℃における約１時間の熱処理後のナノ多孔度が、３細孔／１０００μｍ 2 未満であることを特徴とする、項目８に記載の超硬合金。
［１０］
バインダー相の含有量が、＜３質量％であることを特徴とする、項目８または９に記載の超硬合金。
［１１］
バインダー相の含有量が、＜８質量％であり、残量が、平均粒子サイズ＜１μｍのＷＣであることを特徴とする、項目８または９に記載の超硬合金。
［１２］
前記バインダー相の組成が、４０から８０質量％のＣｏ、最大１５質量％のＣｒ、残量Ｎｉであることを特徴とする、項目８または９に記載の超硬合金。
［１３］
前記超硬合金が、約１．９質量％のＣｏ、約０．７質量％のＮｉ、および約０．３質量％のＣｒ、残量の平均ＷＣ粒子サイズが＜０．８μｍである炭化タングステン、から成ることを特徴とする、項目８または９に記載の超硬合金。
［１４］
木材および木材系製造物、特にチップボード、パーティクルボード、および中密度または高密度ファイバーボードの切断または切削加工のためのインサートとして、ならびにプリント基板ドリル加工用のドリルまたはバー（burrs）として、項目８〜１３のいずれか一項に記載の超硬合金を使用する方法。
［１５］
線引加工用ダイスとして、項目８〜１３のいずれか一項に記載の超硬合金を使用する方法。
［１６］
金属の切断または切削加工のためのインサートとして、項目８〜１３のいずれか一項に記載の超硬合金を使用する
本発明の実施態様の一部を以下の項目［１］−［１６］に記載する。
［１］
１もしくは２つ以上の硬質成分ならびにコバルトおよび／またはニッケルベースのバインダー相を含む焼結体を、粉末冶金法による粉末のミリング、プレス、および焼結によって作製する方法であって、前記バインダー相粉末の少なくとも一部は、比表面積が３から８ｍ 2 ／ｇ、および粒子の粒子サイズが１から５μｍであることを特徴とする、方法。
［２］
前記バインダー相粉末の少なくとも一部が、スポンジ形状であって３から８ｍ 2 ／ｇの比表面積を有し、前記スポンジ形状粒子の粒子サイズは１から５μｍであることを特徴とする、項目１に記載の方法。
［３］
前記焼結体が、バインダー相の総含有量が＜８質量％、ＴｉＣ＋ＮｂＣ＋ＴａＣが＜５質量％、および残量が粒子サイズ＜１μｍのＷＣである超硬合金であることを特徴とする、項目１または２に記載の方法。
［４］
バインダー相の総含有量が、０．８〜６質量％であることを特徴とする、項目３に記載の方法。
［５］
バインダー相の総含有量が、１．５〜４質量％であることを特徴とする、項目３に記載の方法。
［６］
前記焼結体のＷＣ粒子サイズが、＜０．８μｍであることを特徴とする、項目３に記載の方法。
［７］
前記焼結体のＷＣ粒子サイズが、＜０．５μｍであることを特徴とする、項目３に記載の方法。
［８］
ＩＳＯ４５０５に従う多孔度がＡ００〜Ｂ００であるＣｏおよび／またはＮｉベースの良好に分布したバインダー相中に、硬質成分の均質で稠密なマイクロ構造を有する超硬合金であって、ナノ多孔度が２．５細孔／１０００μｍ 2 未満であることを特徴とする、超硬合金。
［９］
保護雰囲気下、１３７０〜１４１０℃における約１時間の熱処理後のナノ多孔度が、３細孔／１０００μｍ 2 未満であることを特徴とする、項目８に記載の超硬合金。
［１０］
バインダー相の含有量が、＜３質量％であることを特徴とする、項目８または９に記載の超硬合金。
［１１］
バインダー相の含有量が、＜８質量％であり、残量が、平均粒子サイズ＜１μｍのＷＣであることを特徴とする、項目８または９に記載の超硬合金。
［１２］
前記バインダー相の組成が、４０から８０質量％のＣｏ、最大１５質量％のＣｒ、残量Ｎｉであることを特徴とする、項目８または９に記載の超硬合金。
［１３］
前記超硬合金が、約１．９質量％のＣｏ、約０．７質量％のＮｉ、および約０．３質量％のＣｒ、残量の平均ＷＣ粒子サイズが＜０．８μｍである炭化タングステン、から成ることを特徴とする、項目８または９に記載の超硬合金。
［１４］
木材および木材系製造物、特にチップボード、パーティクルボード、および中密度または高密度ファイバーボードの切断または切削加工のためのインサートとして、ならびにプリント基板ドリル加工用のドリルまたはバー（burrs）として、項目８〜１３のいずれか一項に記載の超硬合金を使用する方法。
［１５］
線引加工用ダイスとして、項目８〜１３のいずれか一項に記載の超硬合金を使用する方法。
［１６］
金属の切断または切削加工のためのインサートとして、項目８〜１３のいずれか一項に記載の超硬合金を使用する
Claims (9)
- ＷＣならびにコバルトおよび／またはニッケルベースのバインダー相を含む超硬合金を、粉末冶金法による粉末のミリング、プレス、および焼結によって作製する方法であって、前記バインダー相粉末の２５質量％超は、ＢＥＴによる比表面積が３から８ｍ2／ｇでスポンジ形状であり、および前記スポンジ形状粒子のフィッシャー空気透過装置による粒子サイズが１から５μｍであることを特徴とする、方法。
- 前記超硬合金が、バインダー相の総含有量が＜８質量％、ＴｉＣ＋ＮｂＣ＋ＴａＣが＜５質量％、および残量が粒子サイズ＜１μｍのＷＣである超硬合金であることを特徴とする、請求項１に記載の方法。
- バインダー相の総含有量が、０．８〜６質量％であることを特徴とする、請求項２に記載の方法。
- バインダー相の総含有量が、１．５〜４質量％であることを特徴とする、請求項２に記載の方法。
- 前記超硬合金のＷＣ粒子サイズが、＜０．８μｍであることを特徴とする、請求項２に記載の方法。
- 前記超硬合金のＷＣ粒子サイズが、＜０．５μｍであることを特徴とする、請求項２に記載の方法。
- 木材および木材系製造物の切断または切削加工のためのインサートとして、ならびにプリント基板ドリル加工用のドリルまたはバー（burrs）として、請求項１〜６のいずれか１項に記載の方法によって作製された超硬合金を使用する方法。
- 線引加工用ダイスとして、請求項１〜６のいずれか１項に記載の方法によって作製された超硬合金を使用する方法。
- 金属の切断または切削加工のためのインサートとして、請求項１〜６のいずれか１項に記載の方法によって作製された超硬合金を使用する方法。
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