JP7035820B2 - Base material and cutting tools - Google Patents
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Description
本開示は、基材および切削工具に関する。 The present disclosure relates to substrates and cutting tools.
高い硬度が要求される製品として、たとえば切削工具がある。このような製品に用いられる硬質材料として、超硬合金が用いられている。切削工具等は高温に曝される場合が多く、高温では超硬合金の摩耗が促進され、製品として所望される長さの寿命を達成できなくなる場合がある。このため、切削工具等に用いられる超硬合金には、高温での耐摩耗性が求められる。 As a product that requires high hardness, for example, there is a cutting tool. Cemented carbide is used as a hard material used in such products. Cutting tools and the like are often exposed to high temperatures, and at high temperatures, wear of the cemented carbide is accelerated, and the life of the desired length of the product may not be achieved. Therefore, cemented carbide used for cutting tools and the like is required to have wear resistance at high temperatures.
切削工具に高温での耐摩耗性を付与するために、たとえば、特許文献１（特開平９－１２５２２９号公報）には、基材に高温での耐摩耗性に優れた被膜を形成する技術が開示されている。 In order to impart wear resistance at high temperatures to a cutting tool, for example, Patent Document 1 (Japanese Unexamined Patent Publication No. 9-125229) has a technique for forming a coating film having excellent wear resistance at high temperatures on a substrate. It has been disclosed.
しかし、最近は、特に耐熱合金などの難削材への加工ニーズが高まり、切削速度の向上も求められている。硬度および強度が高い難削材を加工する場合、切削工具の刃先はさらに高温になるため、切削工具が軟化して変形し易くなる。 However, recently, there is an increasing need for processing difficult-to-cut materials such as heat-resistant alloys, and improvement in cutting speed is also required. When machining a difficult-to-cut material with high hardness and strength, the cutting edge of the cutting tool becomes even hotter, so that the cutting tool softens and easily deforms.
したがって、特許文献１に開示されるような被膜を施した切削工具であっても、より高温の環境下での使用により、被膜が磨滅または破壊されて基材が露出すると、急激に耐摩耗性が低下してしまう。このため、基材自体の高温での耐摩耗性をさらに向上させることが望まれる。
Therefore, even a cutting tool having a coating as disclosed in
たとえば、切削工具の基材の材料として、Ａｌ２Ｏ３、Ａｌを含む金属間化合物相などの高温耐性に優れた材料を含む焼結体（超硬合金）を用いることで、切削工具の基材自体の高温での耐摩耗性を向上させることができる（例えば、特許文献２（特開２０１４－２０８８８９号公報）参照）。 For example, by using a sintered body (cemented carbide) containing a material having excellent high temperature resistance such as Al 2 O 3 and an intermetallic compound phase containing Al as the material of the base material of the cutting tool, the base of the cutting tool can be used. It is possible to improve the wear resistance of the material itself at high temperatures (see, for example, Patent Document 2 (Japanese Unexamined Patent Publication No. 2014-208888)).
しかしながら、Ａｌ２Ｏ３は脆性材料であるため、切削工具の基材全体にＡｌ２Ｏ３が存在すると、切削工具の圧縮強度、引張強度等の機械的強度が低下して、耐塑性変形性が低下するという問題があった。 However, since Al 2 O 3 is a brittle material, if Al 2 O 3 is present in the entire base material of the cutting tool, the mechanical strength such as the compressive strength and the tensile strength of the cutting tool is lowered, and the plastic deformation resistance is reduced. There was a problem that it decreased.
したがって、本開示の目的は、高温での高い耐塑性変形性を有する基材、ならびに、それを備える切削工具を提供することである。 Therefore, it is an object of the present disclosure to provide a substrate having high plasticity deformation resistance at high temperature, and a cutting tool provided with the substrate.
本開示の一態様に係る基材は、第１硬質相、第２硬質相および結合相を含む超硬合金からなる。
第１硬質相はＷＣ粒子からなる。
第２硬質相はＡｌ２Ｏ３からなる。
結合相は、ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも１種の金属を含む。
基材は、中心部と、中心部を取り囲むように中心部の表面に設けられた傾斜層と、を備える。
中心部における第２硬質相の含有率は０．７％以上である。
傾斜層における第２硬質相の含有率は０．０５％以上０．７％未満である。
傾斜層において、中心部と反対側の表面から中心部側の表面にかけて第２硬質相の含有率が増加する。
The substrate according to one aspect of the present disclosure is made of a cemented carbide containing a first hard phase, a second hard phase and a bonded phase.
The first hard phase consists of WC particles.
The second hard phase consists of Al 2 O 3 .
The bound phase comprises at least one metal selected from Co and Ni.
The substrate comprises a central portion and an inclined layer provided on the surface of the central portion so as to surround the central portion.
The content of the second hard phase in the central portion is 0.7% or more.
The content of the second hard phase in the inclined layer is 0.05% or more and less than 0.7%.
In the inclined layer, the content of the second hard phase increases from the surface opposite to the central portion to the surface on the central portion side.
本開示の一様態に係る切削工具は、上記基材を備える。 The cutting tool according to the uniform state of the present disclosure includes the above-mentioned base material.
上記によれば、高温での高い耐塑性変形性を有する基材、ならびに、それを備える切削工具を提供することができる。 According to the above, it is possible to provide a substrate having high plasticity deformation resistance at a high temperature, and a cutting tool provided with the substrate.
[本開示の実施形態の説明]
最初に本開示の実施態様を列記して説明する。
[Explanation of Embodiments of the present disclosure]
First, embodiments of the present disclosure will be listed and described.
なお、本明細書において「Ａ～Ｂ」という形式の表記は、範囲の上限下限（すなわちＡ以上Ｂ以下）を意味し、Ａにおいて単位の記載がなく、Ｂにおいてのみ単位が記載されている場合、Ａの単位とＢの単位とは同じである。 In this specification, the notation in the form of "A to B" means the upper and lower limits of the range (that is, A or more and B or less), and there is no description of the unit in A and the unit is described only in B. , The unit of A and the unit of B are the same.
〔１〕 本開示の一態様に係る基材は、第１硬質相、第２硬質相および結合相を含む超硬合金からなる。第１硬質相はＷＣ粒子からなる。第２硬質相はＡｌ２Ｏ３からなる。結合相は、ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも１種の金属を含む。基材は、中心部と、中心部を取り囲むように中心部の表面に設けられた傾斜層と、を備える。中心部における第２硬質相の含有率は０．７％以上である。傾斜層における第２硬質相の含有率は０．０５％以上０．７％未満である。傾斜層において、中心部と反対側の表面から中心部側の表面にかけて第２硬質相の含有率が増加する。 [1] The substrate according to one aspect of the present disclosure is made of a cemented carbide containing a first hard phase, a second hard phase and a bonded phase. The first hard phase consists of WC particles. The second hard phase consists of Al 2 O 3 . The bound phase comprises at least one metal selected from Co and Ni. The substrate comprises a central portion and an inclined layer provided on the surface of the central portion so as to surround the central portion. The content of the second hard phase in the central portion is 0.7% or more. The content of the second hard phase in the inclined layer is 0.05% or more and less than 0.7%. In the inclined layer, the content of the second hard phase increases from the surface opposite to the central portion to the surface on the central portion side.
基材は、Ａｌ２Ｏ３（第２硬質相）などの高温での高い耐摩耗性を有する材料を含むため、高温での高い耐摩耗性を有する。 Since the base material contains a material having high wear resistance at high temperature such as Al 2 O 3 (second hard phase), it has high wear resistance at high temperature.
また、基材が、表面側から中心部側にかけて第２硬質相の比率が増加する傾斜層を有していることで、基材の表面と中心部との間で機械特性が徐々に変化する。このため、基材の表面と中心部との間で基材の熱収縮率または熱膨張率が急激に変化することによる基材の表面と中心部との間の境界での剥がれや反りが抑制される。一方、傾斜層中の第２硬質相が断熱材としても働き、傾斜層によって中心部への熱伝導が抑えられる。これにより、基材の表面が高温になっても中心部の温度上昇が抑えられるため、中心部の硬度を保ち、塑性変形、クリープ変形等を抑制することができる。したがって、基材の耐塑性変形性が高められる。 Further, since the base material has an inclined layer in which the ratio of the second hard phase increases from the surface side to the central portion side, the mechanical properties gradually change between the surface and the central portion of the base material. .. Therefore, peeling and warpage at the boundary between the surface and the center of the base material due to a rapid change in the heat shrinkage rate or the thermal expansion rate of the base material between the surface and the center of the base material are suppressed. Will be done. On the other hand, the second hard phase in the inclined layer also acts as a heat insulating material, and the inclined layer suppresses heat conduction to the central portion. As a result, even if the surface of the base material becomes high in temperature, the temperature rise in the central portion is suppressed, so that the hardness of the central portion can be maintained and plastic deformation, creep deformation and the like can be suppressed. Therefore, the plastic deformation resistance of the base material is enhanced.
したがって、上記基材は、高温での高い耐塑性変形性を有する。 Therefore, the base material has high plastic deformation resistance at high temperatures.
〔２〕 結合相は、ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも１種の金属と、Ａｌと、Ｃと、を含むＡｌ結合相を含むことが好ましい。
Ａｌ結合相は、高温での耐塑性変形性に優れるため、結合相がＡｌ結合相を含むことで、基材の刃先の変形を抑制でき、基材の耐塑性変形性がさらに向上するからである。
[2] The bonded phase preferably contains an Al bonded phase containing at least one metal selected from Co and Ni, Al and C.
Since the Al-bonded phase has excellent plasticity-deformability at high temperatures, the inclusion of the Al-bonded phase can suppress the deformation of the cutting edge of the base material, further improving the plasticity-deformability of the base material. be.
〔３〕 Ａｌ結合相は、さらにＷを含むことが好ましい。
Ａｌ結合相にＷが固溶することで、Ａｌ結合相の高温硬度が上昇し、高温での耐摩耗性がさらに向上するからである。
[3] The Al-bonded phase preferably further contains W.
This is because the solid solution of W in the Al-bonded phase increases the high-temperature hardness of the Al-bonded phase and further improves the wear resistance at high temperatures.
〔４〕 中心部の厚みＹと、基材の厚みＺとが、０．７５≦Ｙ／Ｚ≦０．９５を満たすことが好ましい。
Ｙ／Ｚ＜０．７５である場合、第２硬質相の量が不十分であること、または、高温下での耐塑性変形性を有する中心部が基材の刃先（表面）から離れすぎていることにより、高温下での耐塑性変形性が低下する可能性がある。Ｙ／Ｚ＞０．９５である場合、断熱材である第２硬質相が多いために基材の刃先表面の温度上昇を促進させ耐塑性変形性が低下する可能性があり、また、第２硬質相が基材の刃先の近くに存在することにより、被削材と接触した際に基材の刃先に欠けが発生し易くなり、耐欠損性が低下する可能性がある。したがって、中心部の厚みＹと基材の厚みＺとが０．７５≦Ｙ／Ｚ≦０．９５を満たすことにより、高温での高い耐摩耗性、高い耐塑性変形性、および、高い耐欠損性を有する基材を提供することができる。
[4] It is preferable that the thickness Y of the central portion and the thickness Z of the base material satisfy 0.75 ≦ Y / Z ≦ 0.95.
When Y / Z <0.75, the amount of the second hard phase is insufficient, or the central portion having plastic deformation resistance at high temperature is too far from the cutting edge (surface) of the base material. As a result, the plastic deformation resistance at high temperatures may decrease. When Y / Z> 0.95, since there are many second hard phases that are heat insulating materials, there is a possibility that the temperature rise of the cutting edge surface of the base material is promoted and the plastic deformation resistance is lowered, and the second is Since the hard phase is present near the cutting edge of the base material, the cutting edge of the base material is likely to be chipped when it comes into contact with the work material, and the chipping resistance may be lowered. Therefore, when the thickness Y of the central portion and the thickness Z of the base material satisfy 0.75 ≦ Y / Z ≦ 0.95, high wear resistance at high temperature, high plastic deformation resistance, and high chipping resistance are satisfied. It is possible to provide a base material having a property.
〔５〕 傾斜層の中心部と反対側における第２硬質相の含有率が０．０５％以上０．１％以下であり、傾斜層の中心部側における第２硬質相の含有率が０．３％以上０．７％未満であることが好ましい。
この場合、傾斜層と中心部（および表面層）との界面において、その両側の第２硬質相の濃度差が小さくなるため、該界面における歪みが生じ難く、基材の耐塑性変形性が十分に高められる。
[5] The content of the second hard phase on the side opposite to the central portion of the inclined layer is 0.05% or more and 0.1% or less, and the content of the second hard phase on the central portion side of the inclined layer is 0. It is preferably 3% or more and less than 0.7%.
In this case, at the interface between the inclined layer and the central portion (and the surface layer), the concentration difference between the second hard phases on both sides thereof becomes small, so that distortion is unlikely to occur at the interface and the plasticity resistance of the base material is sufficient. Is enhanced to.
〔６〕 中心部における第２硬質相の含有率が１０％以下であることが好ましい。
中心部の表面における第２硬質相の含有率が１０％超である場合、傾斜層と中心部との界面の両側における第２硬質相の濃度差が大きくなるため、該界面における歪みが生じ易くなり、耐塑性変形性を高める効果が十分に得られない可能性がある。
[6] The content of the second hard phase in the central portion is preferably 10% or less.
When the content of the second hard phase on the surface of the central portion is more than 10%, the concentration difference of the second hard phase on both sides of the interface between the inclined layer and the central portion becomes large, so that distortion at the interface is likely to occur. Therefore, the effect of increasing the plastic deformation resistance may not be sufficiently obtained.
〔７〕 基材は、傾斜層の中心部と反対側の表面に設けられた表面層をさらに備え、表面層は第１硬質相および結合相を含み、表面層における第２硬質相の含有率が０．０５％未満であることが好ましい。
基材の内部には、高温での耐摩耗性に優れるが靱性が低く耐塑性変形性に劣る第２硬質相が存在し、基材の表面には、第２硬質相の含有量が少ない表面層が存在することで、基材の高温での耐摩耗性と耐塑性変形性とを両立させることができる。
[7] The base material further includes a surface layer provided on the surface opposite to the central portion of the inclined layer, the surface layer contains a first hard phase and a bonded phase, and the content of the second hard phase in the surface layer. Is preferably less than 0.05%.
Inside the base material, there is a second hard phase that has excellent wear resistance at high temperatures but low toughness and inferior plastic deformation resistance, and the surface of the base material has a low content of the second hard phase. The presence of the layer makes it possible to achieve both wear resistance at high temperature and plastic deformation resistance of the base material.
〔８〕 周期表４族元素、５族元素および６族元素からなる群より選ばれる少なくとも１種の金属と、Ｃ，Ｎ，ＯおよびＢからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、の化合物（ただし、ＷＣを除く）、または、その固溶体からなる第３硬質相をさらに含むことが好ましい。
第３硬質相を含むことにより、基材の高温での耐摩耗性を維持しつつ、熱的または機械的衝撃による亀裂の発生を抑制し、かつ、耐酸化性および被削材に対する耐反応性がより向上するためである。
[8] Periodic Table At least one metal selected from the group consisting of Group 4 elements, Group 5 elements and Group 6 elements, and at least one element selected from the group consisting of C, N, O and B. It is preferable to further contain a third hard phase composed of a compound (excluding WC) or a solid solution thereof.
By including the third hard phase, it suppresses the generation of cracks due to thermal or mechanical impact while maintaining the wear resistance of the base material at high temperature, and also has oxidation resistance and reactivity with the work material. This is to improve.
〔９〕 本開示の一様態に係る切削工具は、上記基材を備える。
高温での高い耐塑性変形性を有する上記基材を用いることで、切削工具の長寿命化が可能となる。
[9] The cutting tool according to the uniform state of the present disclosure includes the above-mentioned base material.
By using the above-mentioned base material having high plastic deformation resistance at high temperature, the life of the cutting tool can be extended.
〔１０〕 基材の表面の少なくとも一部に被膜を備えることが好ましい。
被膜を備えることで、切削工具の耐摩耗性などがより向上し、切削工具のさらなる長寿命化が可能となる。
[10] It is preferable to provide a coating film on at least a part of the surface of the base material.
By providing the coating film, the wear resistance of the cutting tool is further improved, and the life of the cutting tool can be further extended.
［本開示の実施形態の詳細］
以下、本開示の実施形態（以下「本実施形態」と記される）が説明される。ただし、以下の説明は、本開示を限定するものではない。また、本明細書において化合物などを化学式で表す場合、原子比を特に限定しないときは従来公知のあらゆる原子比を含むものとし、必ずしも化学量論的範囲のものに限定されるものではない。
[Details of Embodiments of the present disclosure]
Hereinafter, embodiments of the present disclosure (hereinafter referred to as “the present embodiment”) will be described. However, the following description does not limit this disclosure. Further, when a compound or the like is represented by a chemical formula in the present specification, it is intended to include all conventionally known atomic ratios when the atomic ratio is not particularly limited, and is not necessarily limited to those in the stoichiometric range.
図１を参照して、本実施形態の基材１は、第１硬質相、第２硬質相および結合相を含む超硬合金からなる。第１硬質相はＷＣ粒子からなる。第２硬質相はＡｌ２Ｏ３からなる。結合相は、ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも１種の金属を含む。基材１は、中心部１１と、中心部１１を取り囲むように中心部１１の表面に設けられた傾斜層１２と、を備える。中心部１１における第２硬質相の含有率は０．７％以上である。傾斜層１２における第２硬質相の含有率は０．０５％以上０．７％未満である。傾斜層１２において、中心部１１と反対側の表面から中心部１１側の表面にかけて第２硬質相の含有率が増加する。
With reference to FIG. 1, the
本実施形態の基材は、Ａｌ２Ｏ３（第２硬質相）などの高温での高い耐摩耗性を有する材料を含むため、高温での高い耐摩耗性を有する。 Since the base material of the present embodiment contains a material having high wear resistance at high temperature such as Al 2 O 3 (second hard phase), it has high wear resistance at high temperature.
また、基材１が表面側から中心部１１側にかけて第２硬質相の比率が増加する傾斜層１２を有していることで、基材１の表面と中心部１１との間で機械特性が徐々に変化する。このため、基材の表面と中心部との間で基材の熱収縮率または熱膨張率が急激に変化することによる基材の表面と中心部との間の境界での剥がれや反りが抑制される。一方、傾斜層１２中の第２硬質相が断熱材としても働き、傾斜層１２によって中心部への熱伝導が抑えられる。これにより、基材１の表面が高温になっても中心部１１の温度上昇が抑えられるため、中心部１１の硬度を保ち、塑性変形、クリープ変形等を抑制することができる。したがって、基材１の耐塑性変形性が高められる。
Further, since the
したがって、上記基材は、高温での高い耐塑性変形性を有する。このような高温での高い耐塑性変形性を有する基材を用いることで、例えば、難削材の高速加工やより高負荷の切削が可能になる。以下、本実施形態の基材の詳細について説明する。 Therefore, the base material has high plastic deformation resistance at high temperatures. By using a base material having high plastic deformation resistance at such a high temperature, for example, high-speed machining of difficult-to-cut materials and higher load cutting become possible. Hereinafter, the details of the base material of the present embodiment will be described.
＜基材＞
本実施形態に係る基材は、第１硬質相、第２硬質相および結合相を含む超硬合金からなる。超硬合金は、これらを含む限り、これら以外の成分を含んでいてもよい。例えば、超硬合金は、不可避不純物（Ｂ、Ｎ、Ｏ等）を本開示の効果を損なわない範囲で含んでいてもよい。また、超硬合金は、その組織中に遊離炭素やη相と呼ばれる異常層を含んでいてもよい。
<Base material>
The substrate according to this embodiment is made of a cemented carbide containing a first hard phase, a second hard phase and a bonded phase. The cemented carbide may contain components other than these as long as they are contained. For example, the cemented carbide may contain unavoidable impurities (B, N, O, etc.) to the extent that the effects of the present disclosure are not impaired. Further, the cemented carbide may contain an abnormal layer called free carbon or η phase in its structure.
（第１硬質相および第２硬質相）
第１硬質相はＷＣ粒子からなる。第２硬質相はＡｌ２Ｏ３からなる。例えば、第１硬質相および第２硬質相は複数の粒子の集合体により構成されており、結合相は粒子として第１硬質相および第２硬質相中に点在している。
(1st hard phase and 2nd hard phase)
The first hard phase consists of WC particles. The second hard phase consists of Al 2 O 3 . For example, the first hard phase and the second hard phase are composed of aggregates of a plurality of particles, and the bonded phase is scattered as particles in the first hard phase and the second hard phase.
第１硬質相の平均粒子径は、０．１μｍ以上１０μｍ以下であることが好ましく、０．５μｍ以上３．０μｍ以下であることがより好ましい。この範囲において、十分な硬度を有し、かつ、緻密な超硬合金を得ることができる。なお、本明細書において、平均粒子径は、後の「＜基材の物性評価方法＞」で説明される画像解析ソフトを用いた方法により算出されるＨｅｙｗｏｏｄ径である。 The average particle size of the first hard phase is preferably 0.1 μm or more and 10 μm or less, and more preferably 0.5 μm or more and 3.0 μm or less. In this range, a cemented carbide having sufficient hardness and being dense can be obtained. In the present specification, the average particle size is a Heywood diameter calculated by a method using image analysis software described later in "<Method for evaluating physical properties of base material>".
第２硬質相の平均粒子径は、０．０５μｍ以上２．０μｍ以下であることが好ましく、０．１μｍ以上０．５μｍ以下であることがより好ましい。第２硬質相の平均粒子径が０．０５μｍ未満である場合、十分な耐熱性（高温での耐摩耗性）が得られない可能性があり、第２硬質相の平均粒子径が２．０μｍよりも大きい場合、耐欠損性が低下する可能性がある。 The average particle size of the second hard phase is preferably 0.05 μm or more and 2.0 μm or less, and more preferably 0.1 μm or more and 0.5 μm or less. If the average particle size of the second hard phase is less than 0.05 μm, sufficient heat resistance (wear resistance at high temperature) may not be obtained, and the average particle size of the second hard phase is 2.0 μm. If it is larger than, the fracture resistance may decrease.
（結合相）
結合相は、ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも１種の金属を含む。結合相は、耐熱合金（Ｃｏ基超合金、Ｎｉ基超合金など）から構成されていることが好ましい。耐熱合金は、ジェットエンジン、ガスタービン等、高温で使用される部品に用いられている材料であり、耐熱性に優れている。さらに、上記超硬合金は、ＷＣ（第１硬質粒子）よりも耐熱性が高いＡｌ２Ｏ３（第２硬質粒子）を含んでいる。これらによって、超硬合金そのもの（基材自体）の高温硬度が向上する。
(Binding phase)
The bound phase comprises at least one metal selected from Co and Ni. The bonded phase is preferably composed of a heat-resistant alloy (Co-based superalloy, Ni-based superalloy, etc.). Heat-resistant alloys are materials used in parts used at high temperatures, such as jet engines and gas turbines, and have excellent heat resistance. Further, the cemented carbide contains Al 2 O 3 (second hard particles) having higher heat resistance than WC (first hard particles). As a result, the high-temperature hardness of the cemented carbide itself (base material itself) is improved.
結合相は、ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも１種の金属に加えて、さらに、Ａｌと、Ｃと、を含むＡｌ結合相を含むことが好ましい。Ａｌ結合相は、高温での耐塑性変形性に優れるため、結合相がＡｌ結合相を含むことで、基材の刃先の変形を抑制でき、基材の耐塑性変形性がさらに向上するからである。 The bonded phase preferably contains an Al bonded phase containing Al and C in addition to at least one metal selected from Co and Ni. Since the Al-bonded phase has excellent plasticity-deformability at high temperatures, the inclusion of the Al-bonded phase can suppress the deformation of the cutting edge of the base material, further improving the plasticity-deformability of the base material. be.
Ａｌ結合相は、さらにＷを含むことが好ましい。Ａｌ結合相にＷが固溶することで、Ａｌ結合相の高温硬度が上昇し、高温での耐摩耗性がさらに向上するからである。 The Al-bonded phase preferably further contains W. This is because the solid solution of W in the Al-bonded phase increases the high-temperature hardness of the Al-bonded phase and further improves the wear resistance at high temperatures.
なお、上述の第１硬質相、第２硬質相および結合相は、超硬合金中に分散された状態で含まれることが好ましい。これにより超硬合金（基材）の高温での耐摩耗性が向上する。第１硬質相、第２硬質相および結合相は、超硬合金中に均一に分散された状態で含まれることが、より好ましい。ここで、均一に分散された状態とは、第１硬質相と結合相とが接しており、同種の相同士の接触が比較的少ない状態で、超硬合金中に存在することをいう。 The above-mentioned first hard phase, second hard phase and bonded phase are preferably contained in a state of being dispersed in the cemented carbide. This improves the wear resistance of the cemented carbide (base material) at high temperatures. It is more preferable that the first hard phase, the second hard phase and the bonded phase are contained in the cemented carbide in a uniformly dispersed state. Here, the uniformly dispersed state means that the first hard phase and the bonded phase are in contact with each other and exist in the cemented carbide in a state where the contact between the phases of the same type is relatively small.
（第３硬質相）
超硬合金は、周期表４族元素、５族元素および６族元素からなる群より選ばれる少なくとも１種の金属と、Ｃ，Ｎ，ＯおよびＢからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素との化合物（ただし、ＷＣを除く）、または、その固溶体からなる第３硬質相をさらに含むことが好ましい。第３硬質相を含むことにより、耐酸化性や耐反応性の向上、基材への衝撃による亀裂発生の抑制といった効果を基材に付与することができる。
(Third hard phase)
The superhard alloy comprises at least one metal selected from the group consisting of Group 4 elements, Group 5 elements and Group 6 elements of the Periodic Table, and at least one element selected from the group consisting of C, N, O and B. However, it is preferable to further contain a third hard phase composed of the compound (excluding WC) or a solid solution thereof. By including the third hard phase, effects such as improvement of oxidation resistance and reactivity resistance and suppression of crack generation due to impact on the base material can be imparted to the base material.
周期表４族元素、５族元素および６族元素からなる群より選ばれる少なくとも１種の金属としては、例えば、チタン（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、ハフニウム（Ｈｆ）、バナジウム（Ｖ）、ニオブ（Ｎｂ）、タンタル（Ｔａ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）、タングステン（Ｗ）が挙げられる。化合物としては、例えば、ＴｉＷＣ、ＴｉＷＣＮ、ＮｂＷＣ、ＴａＭｏＷＣ、ＴａＮｂＷＣ、ＴｉＣ、ＮｂＣ、ＴａＣ、ＺｒＣ、ＺｒＣＮ、ＶＣ、ＴａＮｂＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮが挙げられる。 Periodic Table As at least one metal selected from the group consisting of Group 4 elements, Group 5 elements and Group 6 elements, for example, titanium (Ti), zirconium (Zr), hafnium (Hf), vanadium (V), niobium Examples thereof include (Nb), tantalum (Ta), chromium (Cr), molybdenum (Mo), and tungsten (W). Examples of the compound include TiWC, TiWCN, NbWC, TaMoWC, TaNbWC, TiC, NbC, TaC, ZrC, ZrCN, VC, TaNbC, TiN and TiCN.
第３硬質相の平均粒子径は、０．１μｍ以上５μｍ以下であることが好ましく、０．３μｍ以上１．０μｍ以下であることがより好ましい。この範囲において、緻密な超硬合金を得ることができる。 The average particle size of the third hard phase is preferably 0.1 μm or more and 5 μm or less, and more preferably 0.3 μm or more and 1.0 μm or less. In this range, a dense cemented carbide can be obtained.
（中心部および傾斜層）
基材は、中心部と、中心部を取り囲むように中心部の表面に設けられた傾斜層と、を備える。
(Center and sloping layer)
The substrate comprises a central portion and an inclined layer provided on the surface of the central portion so as to surround the central portion.
中心部における第２硬質相の含有率は、０．７％以上である。本明細書において、第２硬質相の含有率（％）は、体積比率（体積％）であり、後述する基材の断面における面積比率と同じである。 The content of the second hard phase in the central portion is 0.7% or more. In the present specification, the content ratio (%) of the second hard phase is a volume ratio (volume%), which is the same as the area ratio in the cross section of the base material described later.
中心部における第２硬質相の含有率は１０％以下であることが好ましい。
中心部の表面における第２硬質相の含有率が１０％超である場合、耐塑性変形性を高める効果が十分に得られない可能性がある。
The content of the second hard phase in the central portion is preferably 10% or less.
When the content of the second hard phase on the surface of the central portion is more than 10%, the effect of enhancing the plastic deformation resistance may not be sufficiently obtained.
傾斜層における第２硬質相の含有率は、０．０５％以上０．７％未満である。第２硬質相の含有率が０．０５％未満である場合、耐熱性向上の効果を十分に得られない可能性があり、０．７％以上である場合、耐欠損性に悪影響を及ぼす可能性がある。 The content of the second hard phase in the inclined layer is 0.05% or more and less than 0.7%. If the content of the second hard phase is less than 0.05%, the effect of improving heat resistance may not be sufficiently obtained, and if it is 0.7% or more, the fracture resistance may be adversely affected. There is sex.
傾斜層において、中心部と反対側の表面から中心部側の表面にかけて第２硬質相の含有率が増加する。第２硬質相の含有率の増加は、連続的であってもよく、段階的であってもよい。 In the inclined layer, the content of the second hard phase increases from the surface opposite to the central portion to the surface on the central portion side. The increase in the content of the second hard phase may be continuous or gradual.
傾斜層の中心部と反対側（表面側）における第２硬質相の含有率が０．０５％以上０．１％以下であり、傾斜層の中心部側における第２硬質相の含有率が０．３％以上０．７％未満であることが好ましい。
この場合、基材の耐塑性変形性が十分に高められる。
The content of the second hard phase on the side opposite to the central portion (surface side) of the inclined layer is 0.05% or more and 0.1% or less, and the content of the second hard phase on the central portion side of the inclined layer is 0. It is preferably 3% or more and less than 0.7%.
In this case, the plastic deformation resistance of the base material is sufficiently enhanced.
図１を参照して、本実施の形態の基材において、中心部１１の厚みＹと、基材１の厚みＺとが、０．７５≦Ｙ／Ｚ≦０．９５を満たすことが好ましい。また、ＹおよびＺが０．９０≦Ｙ／Ｚ≦０．９５の関係を満たすことがより好ましい。
With reference to FIG. 1, in the base material of the present embodiment, it is preferable that the thickness Y of the
Ｙ／Ｚ＜０．７５である場合、第２硬質相の量が不十分であること、または、高温下での耐塑性変形性を有する中心部が基材の刃先（表面）から離れすぎていることにより、高温下での耐塑性変形性が低下する可能性がある。Ｙ／Ｚ＞０．９５である場合、断熱材である第２硬質相が多いために基材の刃先表面の温度上昇を促進させ耐塑性変形性が低下する可能性があり、また、第２硬質相が基材の刃先の近くに存在することにより、被削材と接触した際に基材の刃先に欠けが発生し易くなり、耐欠損性が低下する可能性がある。したがって、中心部の厚みＹと基材の厚みＺとが０．７５≦Ｙ／Ｚ≦０．９５を満たすことにより、高温での高い耐摩耗性、高い耐塑性変形性、および、高い耐欠損性を有する基材を提供することができる。 When Y / Z <0.75, the amount of the second hard phase is insufficient, or the central portion having plastic deformation resistance at high temperature is too far from the cutting edge (surface) of the base material. As a result, the plastic deformation resistance at high temperatures may decrease. When Y / Z> 0.95, since there are many second hard phases that are heat insulating materials, there is a possibility that the temperature rise of the cutting edge surface of the base material is promoted and the plastic deformation resistance is lowered, and the second is Since the hard phase is present near the cutting edge of the base material, the cutting edge of the base material is likely to be chipped when it comes into contact with the work material, and the chipping resistance may be lowered. Therefore, when the thickness Y of the central portion and the thickness Z of the base material satisfy 0.75 ≦ Y / Z ≦ 0.95, high wear resistance at high temperature, high plastic deformation resistance, and high chipping resistance are satisfied. It is possible to provide a base material having a property.
（表面層）
基材１は、傾斜層１２の中心部１１と反対側の表面に設けられた表面層１３をさらに備え、表面層１３は第１硬質相および結合相を含み、表面層１３における第２硬質相の含有率が０．０５％未満であることが好ましい（図１参照）。基材の内部（中心部１１および傾斜層１２）には、高温での耐摩耗性に優れるが靱性が低く耐塑性変形性に劣る第２硬質相が多く存在し、基材の表面には、第２硬質相の含有量が少ない表面層１３が存在することで、基材の高温での耐摩耗性と耐塑性変形性とを両立させることができる。
(Surface layer)
The
＜基材の物性評価方法＞
基材を構成する超硬合金が、硬質相（第１硬質相、第２硬質相および第３硬質相）および結合相（Ａｌ結合相を含む）を含むこと、並びに、第２硬質相の含有率（面積比率）、結合相の組成等は、次のようにして確認することができる。
<Method for evaluating the physical properties of the base material>
The cemented carbide constituting the base material contains a hard phase (first hard phase, second hard phase and third hard phase) and a bonded phase (including an Al bonded phase), and contains a second hard phase. The ratio (area ratio), composition of the bound phase, etc. can be confirmed as follows.
まず、基材の任意の断面を含む試料を作製する。断面の作製には、集束イオンビーム装置、クロスセクションポリッシャ装置等を用いることができる。次に、例えば、加工された断面をＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）にて１００００倍で撮像して、１０視野分の電子画像を得る。次に、付属のＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ－Ａｎａｌｙｓｉｓ）またはＥＤＸ（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ－ｒａｙ ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて、各電子画像中の所定領域（例えば、１２μｍ×９μｍ）について、元素マッピングを行う。 First, a sample containing an arbitrary cross section of the base material is prepared. A focused ion beam device, a cross-section polisher device, or the like can be used to prepare the cross section. Next, for example, the processed cross section is imaged with a SEM (Scanning Electron Microscope) at a magnification of 10000 to obtain an electronic image for 10 fields of view. Next, element mapping is performed for a predetermined region (for example, 12 μm × 9 μm) in each electronic image using the attached EPMA (Electron Probe Micro-Analysis) or EDX (Energy Dispersive X-ray spectroscopy).
得られた元素マッピングに基づいて、ＷＣを含む領域を第１硬質相とし、ＡｌおよびＯを含む領域を第２硬質相とし、周期表４族元素、５族元素および６族元素からなる群より選ばれる少なくとも１種の金属と、Ｃ，Ｎ，ＯおよびＢからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、の化合物を第３硬質相とし、ＷＣを含まない領域であり、かつＮｉおよびＣｏからなる群より選ばれる少なくとも１種を含む領域を結合相とし、結合相のうち更にＡｌおよびＣを含む領域をＡｌ結合相とする。これにより、基材において、硬質相（第１硬質相、第２硬質相および第３硬質相）および結合相（Ａｌ結合相を含む）がどの部分に含まれているかを確認することができる。また元素マッピングから、結合相の組成を求めることができる。なお、焼結条件によっては、硬質相および結合相以外に、空孔が存在する場合がある。 Based on the obtained element mapping, the region containing WC is designated as the first hard phase, the region containing Al and O is designated as the second hard phase, and the group consisting of Group 4 elements, Group 5 elements and Group 6 elements of the periodic table is used. A compound of at least one selected metal and at least one element selected from the group consisting of C, N, O and B is used as the third hard phase, which is a region containing no WC and Ni and Co. A region containing at least one selected from the group consisting of two is referred to as a binding phase, and a region containing Al and C among the binding phases is referred to as an Al binding phase. This makes it possible to confirm in which portion the hard phase (first hard phase, second hard phase and third hard phase) and the bonded phase (including the Al bonded phase) are contained in the base material. In addition, the composition of the bound phase can be obtained from the element mapping. Depending on the sintering conditions, there may be pores in addition to the hard phase and the bonded phase.
基材の各部位における第２硬質相（Ａｌ２Ｏ３）の含有率（面積比率）は、画像解析ソフト（「Ｍａｃ－Ｖｉｅｗ Ｉ」、株式会社マウンテック製）を用いて求めることができる。第２硬質相（Ａｌ２Ｏ３）の面積比率は、基材の断面において、ＳＥＭで撮影した任意の１視野の全面積中に占める第２硬質相の面積の比率である。なお、例えば、１つの視野は、例えば、縦２０μｍ×横２０μｍの正方形である。また、上記の比率は、例えば、１０視野について求めた比率の平均値として求められる。 The content (area ratio) of the second hard phase (Al 2 O 3 ) in each part of the base material can be obtained by using image analysis software (“Mac-View I”, manufactured by Mountech Co., Ltd.). The area ratio of the second hard phase (Al 2 O 3 ) is the ratio of the area of the second hard phase to the total area of any one field of view photographed by SEM in the cross section of the base material. For example, one field of view is a square having a length of 20 μm and a width of 20 μm. Further, the above ratio is obtained as, for example, an average value of the ratios obtained for 10 visual fields.
さらに画像解析ソフト（「Ｍａｃ－Ｖｉｅｗ Ｉ」、株式会社マウンテック製）により、基材中に存在する第１硬質相、第２硬質相、および第３硬質相の平均粒子径（Ｈｅｙｗｏｏｄ径：粒子の面積と同一の面積を持つ仮想円の直径の平均値）を算出することができる。なお、各値は、例えば、１０視野にて分析された結果の平均値であってもよい。 Furthermore, using image analysis software (“Mac-View I”, manufactured by Mountech Co., Ltd.), the average particle diameter (Heywood diameter: particles) of the first hard phase, the second hard phase, and the third hard phase present in the substrate is used. The average value of the diameters of virtual circles having the same area as the area) can be calculated. Each value may be, for example, an average value of the results analyzed in 10 visual fields.
なお、結晶相、各硬質相などの組成（成分および各割合）は、超硬合金（基材）を粉砕し、ＩＣＰ発光分光分析法により、粉砕物における各元素の含有割合を求め、これに基づいて各成分の組成比を試算することにより確認することができる。 For the composition (components and ratios) of the crystal phase, each hard phase, etc., the cemented carbide (base material) was crushed, and the content ratio of each element in the crushed product was determined by ICP emission spectroscopy. It can be confirmed by making a trial calculation of the composition ratio of each component based on the above.
（基材の厚み（Ｚ）の測定）
基材１（全体）の厚み（Ｚ）は、基材の厚み方向に伸びる所定のラインに沿ってデジタルマイクロメーターによって、測定することができる。
(Measurement of substrate thickness (Z))
The thickness (Z) of the base material 1 (whole) can be measured by a digital micrometer along a predetermined line extending in the thickness direction of the base material.
（表面層の厚みの測定）
ＳＥＭを用いて、例えば、倍率を３０００倍から５０００倍、視野を１８μｍ×２５μｍとして、基材の表面側から内部側へ上述の基材の厚み方向に伸びる所定のライン（上記と同じライン）に沿って、基材の所定の断面を連続測定し、基材の表面から、第２硬質相の含有率（面積比率）が０．０５を初めて超える視野の直前までの厚み方向の距離を測定する。そして、基材の任意の３カ所において測定された厚みの平均値を表面層１３の厚みとする。このような方法により、表面層１３の厚みを測定することができる。
(Measurement of surface layer thickness)
Using SEM, for example, with a magnification of 3000 to 5000 times and a field of view of 18 μm × 25 μm, a predetermined line extending in the thickness direction of the above-mentioned base material from the surface side to the inside side of the base material (the same line as above). Along the line, a predetermined cross section of the base material is continuously measured, and the distance in the thickness direction from the surface of the base material to just before the visual field where the content rate (area ratio) of the second hard phase exceeds 0.05 for the first time is measured. .. Then, the average value of the thicknesses measured at any three points of the base material is taken as the thickness of the
（傾斜層の厚みの測定）
ＳＥＭを用いて、倍率を３０００倍から５０００倍（本実施例では、３０００倍）、視野を１８μｍ×２５μｍとして、基材の表面（または表面層の中心部側の端部）から上述の基材の厚み方向に伸びる所定のライン（上記と同じライン）に沿って、基材の断面を連続測定していき、基材の表面から、第２硬質相の含有率（面積比率）が０．７を初めて超える視野の直前までの厚みを測定する。そして、基材の任意の３カ所において測定された厚みの平均値から、上記表面層の厚みを差し引いた値を傾斜層１２の厚みとする。このような方法により、傾斜層１２の厚みを測定することができる。
(Measurement of inclined layer thickness)
Using SEM, the magnification is 3000 to 5000 times (3000 times in this embodiment), the field of view is 18 μm × 25 μm, and the above-mentioned base material is applied from the surface of the base material (or the end portion on the center side of the surface layer). The cross section of the base material is continuously measured along a predetermined line extending in the thickness direction of the base material (the same line as above), and the content rate (area ratio) of the second hard phase is 0.7 from the surface of the base material. Measure the thickness up to just before the field of view that exceeds for the first time. Then, the value obtained by subtracting the thickness of the surface layer from the average value of the thickness measured at any three points of the base material is taken as the thickness of the
（中心部の厚み（Ｙ））
上記の基材１（全体）の厚み（Ｚ）から上記表面層１３の厚みおよび上記傾斜層１２の厚みを差し引いた値が、中心部１１の厚み（Ｙ）とされる。
(Thickness of the center (Y))
The value obtained by subtracting the thickness of the
＜基材の製造＞
本実施形態の基材は、例えば、以下に詳述される結合相粉末の作製工程、原料粉末の混合工程、成形工程、焼結工程および冷却工程を備える製造方法によって製造され得る。なお、本実施形態の基材の特徴的な構造は、主として焼結工程の条件を適切に制御することによって、得ることができる。
<Manufacturing of base material>
The substrate of the present embodiment can be produced, for example, by a production method including a step of producing a bonded phase powder, a step of mixing raw material powder, a molding step, a sintering step, and a cooling step described in detail below. The characteristic structure of the base material of the present embodiment can be obtained mainly by appropriately controlling the conditions of the sintering step.
（結合相粉末の作製工程）
まず、ＣｏおよびＮｉからなる群より選ばれる少なくとも１種の金属、およびＡｌを原料として使用し、アトマイズ、アーク溶解、プラズマ処理などにより金属間化合物相を作製する。
(Preparation process of bonded phase powder)
First, at least one metal selected from the group consisting of Co and Ni, and Al are used as raw materials, and an intermetallic compound phase is prepared by atomization, arc dissolution, plasma treatment, or the like.
得られた金属間化合物相は、例えばビーズミル、ボールミル、ジェットミルなどによって粉砕されて、結合相粉末となる。結合相粉末を作製する際には、上記以外に、Ｗ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｂ、Ｃなどを添加してもよい。結合相粉末の平均粒子径は、０．３～３μｍであることが好ましい。ビーズミルまたはボールミルに用いるビーズまたはボールとしては、例えば粒径０．１～３ｍｍのアルミナ製、窒化ケイ素製、超硬合金製などのビーズまたはボールが挙げられ、分散媒としては、例えばエタノール、アセトン、液体窒素などが挙げられる。ビーズミルまたはボールミルによる処理時間は、例えば３０分～２００時間である。ビーズミルまたはボールミルにより得られたスラリーを不活性ガス中あるいは真空中で乾燥させることで結合相粉末を得る。また、他の方法としてジェットミルを用いる場合は、供給ガスを不活性ガスとする。不活性ガスは例えばアルゴンや窒素が挙げられる。 The obtained intermetallic compound phase is pulverized by, for example, a bead mill, a ball mill, a jet mill, or the like to obtain a bonded phase powder. In addition to the above, W, V, Ti, Nb, Ta, B, C and the like may be added when preparing the bonded phase powder. The average particle size of the bonded phase powder is preferably 0.3 to 3 μm. Examples of the beads or balls used in the bead mill or ball mill include beads or balls made of alumina, silicon nitride, or cemented carbide having a particle size of 0.1 to 3 mm, and examples of the dispersion medium include ethanol, acetone, and the like. Examples include liquid nitrogen. The processing time by the bead mill or the ball mill is, for example, 30 minutes to 200 hours. The slurry obtained by the bead mill or the ball mill is dried in an inert gas or in vacuum to obtain a bound phase powder. When a jet mill is used as another method, the supplied gas is an inert gas. Examples of the inert gas include argon and nitrogen.
（原料粉末の混合工程）
次に、得られた結合相粉末と、別途準備したＷＣ粒子粉末を、アトライター、ボールミル、乳鉢等によって混合する。この時、結合相中に含まれるＣ量を考慮して、適切な量のＣを添加する。なお、Ａｌ結合相の質量を制御する観点から、ＣｏまたはＮｉ粉末、あるいはその両方を添加してもよい。
(Mixing process of raw material powder)
Next, the obtained bonded phase powder and the separately prepared WC particle powder are mixed by an attritor, a ball mill, a mortar or the like. At this time, an appropriate amount of C is added in consideration of the amount of C contained in the bound phase. From the viewpoint of controlling the mass of the Al-bonded phase, Co, Ni powder, or both may be added.
このような原料粉末の混合は、大気に開放した状態で行われる。これにより、混合物中に酸素が取り込まれる。超硬合金中にＡｌ２Ｏ３を均一に分散させる観点からは、混合時間は、好ましくは６～２０時間である。 Mixing of such raw material powder is performed in a state of being open to the atmosphere. This allows oxygen to be incorporated into the mixture. From the viewpoint of uniformly dispersing Al 2 O 3 in the cemented carbide, the mixing time is preferably 6 to 20 hours.
ボールミルに用いるボールとしては、例えばアルミナ製、窒化ケイ素製もしくは超硬合金製の直径３ｍｍのボールが挙げられ、分散媒としては例えばエタノール、アセトン、液体窒素などが挙げられる。ボールミルによる処理時間は、例えば３～２０時間である。混合により得られたスラリーを、例えば大気中で乾燥させることにより混合粉末が得られる。 Examples of the ball used in the ball mill include balls made of alumina, silicon nitride or cemented carbide having a diameter of 3 mm, and examples of the dispersion medium include ethanol, acetone, liquid nitrogen and the like. The processing time by the ball mill is, for example, 3 to 20 hours. A mixed powder can be obtained by, for example, drying the slurry obtained by mixing in the air.
第２硬質相を形成するために、Ａｌ２Ｏ３粉末を直接加えるのではなく、原料粉末の混合工程を大気雰囲気下で行い、大気中の酸素を原料粉末に吸着させることで、焼結時にＡｌ２Ｏ３を形成させる。第２硬質相を含まない表面層を作製するために、Ａｌ２Ｏ３の形成を制御することが必要だからである。装置によらず、大気中で１時間以上混合を行うことで、十分な量の酸素を混合粉末に吸着させることができる。 In order to form the second hard phase, instead of directly adding Al 2 O 3 powder, the mixing step of the raw material powder is performed in an air atmosphere, and oxygen in the air is adsorbed on the raw material powder during sintering. Al 2 O 3 is formed. This is because it is necessary to control the formation of Al 2 O 3 in order to prepare a surface layer that does not contain the second hard phase. A sufficient amount of oxygen can be adsorbed on the mixed powder by mixing in the air for 1 hour or more regardless of the device.
Ａｌを含む原料粉末が大気中で１時間以上混合されている場合、混合粉末に吸着する酸素の量は、ＡｌのすべてがＡｌ２Ｏ３を形成するのに必要な量よりも過剰となる。Ａｌ２Ｏ３の形成に使用されなかった酸素は、焼結の過程で、混合粉末中に含まれる炭素と結合して気体として超硬合金の外に放出される。また、酸素の一部はＡｌ以外の金属と酸化物を形成するために用いられる。 When the raw material powder containing Al is mixed in the air for 1 hour or more, the amount of oxygen adsorbed on the mixed powder becomes more than the amount required for all of Al to form Al 2 O 3 . Oxygen that was not used to form Al 2 O 3 is combined with carbon contained in the mixed powder and released as a gas to the outside of the cemented carbide during the sintering process. In addition, a part of oxygen is used to form an oxide with a metal other than Al.
超硬合金を構成する原料粉末のうち、ＷＣ粒子は、好ましくは３０質量％以上９５質量％以下であり、より好ましくは８０質量％以上９５質量％以下である。 Among the raw material powders constituting the cemented carbide, the WC particles are preferably 30% by mass or more and 95% by mass or less, and more preferably 80% by mass or more and 95% by mass or less.
超硬合金を構成する原料粉末のうち、Ｃｏ粒子、Ｎｉ粒子および（Ｃｏ，Ｎｉ）（１－ｘ－ｙ）ＡｌｘＷｙの合計は、好ましくは１質量％以上３０質量％以下であり、より好ましくは１質量％以上１５質量％以下である。ｘはＡｌの元素比率を表し、好ましくは０．０５≦ｘ≦０．３を満たし、より好ましくは０．１≦ｘ≦０．２５を満たす。ｘが小さすぎると、第２硬質相およびＡｌ結合相が十分に形成されない可能性があり、ｘが大きすぎると、第２硬質相およびＡｌ結合相が過剰に形成され、耐塑性変形性が低下する可能性がある。ｘが上記範囲にあるとき、超硬合金（基材）の高温での耐摩耗性がより向上する。ｙはＷの元素比率を表し、好ましくは０≦ｙ≦０．１を満たす。Ｗは超硬合金内部の第２硬質相とＡｌ結合相の比率に寄与し、ｙが大きいとＡｌ結合相の含有率が上昇し、第２硬質相の含有率が低下する。ｙが上記範囲にあるとき、Ａｌ結合相中にＷが固溶することでＡｌ結合相の硬度が上昇し、高温での耐摩耗性がより向上する。ｙが大きすぎると、第２硬質相の形成が不十分となる可能性がある。 Of the raw material powders constituting the cemented carbide, the total of Co particles, Ni particles and (Co, Ni) (1-xy) Al xWy is preferably 1% by mass or more and 30% by mass or less. More preferably, it is 1% by mass or more and 15% by mass or less. x represents the elemental ratio of Al, preferably satisfying 0.05 ≦ x ≦ 0.3, and more preferably 0.1 ≦ x ≦ 0.25. If x is too small, the second hard phase and the Al-bonded phase may not be sufficiently formed, and if x is too large, the second hard phase and the Al-bonded phase are excessively formed, and the plastic deformation resistance is lowered. there's a possibility that. When x is in the above range, the wear resistance of the cemented carbide (base material) at high temperature is further improved. y represents the elemental ratio of W, preferably satisfying 0 ≦ y ≦ 0.1. W contributes to the ratio of the second hard phase and the Al-bonded phase inside the cemented carbide, and when y is large, the content of the Al-bonded phase increases and the content of the second hard phase decreases. When y is in the above range, the hardness of the Al-bonded phase increases due to the solid solution of W in the Al-bonded phase, and the wear resistance at high temperature is further improved. If y is too large, the formation of the second hard phase may be insufficient.
また、超硬合金を構成する原料粉末のうち、第３硬質相を構成する化合物の合計は、好ましくは６５質量％以下であり、より好ましくは１５質量％以下である。原料粉末が上記の範囲にあるときに、超硬合金は十分な緻密性を確保し、超硬合金（基材）の硬度と靱性のバランスを良好に保つことができる。 Further, among the raw material powders constituting the cemented carbide, the total amount of the compounds constituting the third hard phase is preferably 65% by mass or less, more preferably 15% by mass or less. When the raw material powder is in the above range, the cemented carbide can secure sufficient denseness and maintain a good balance between hardness and toughness of the cemented carbide (base material).
（成形工程）
得られた混合粉末を、例えば、Ｔａカプセルに入れ、プレスすることにより加圧成形体を得る。成形方法は、一般的な条件であれば特に限定されない。プレスの圧力は好ましくは１０ＭＰａ～１６ＧＰａであり、例えば、１００ＭＰａである。
(Molding process)
The obtained mixed powder is placed in, for example, a Ta capsule and pressed to obtain a pressure molded product. The molding method is not particularly limited as long as it is a general condition. The press pressure is preferably 10 MPa to 16 GPa, for example 100 MPa.
（焼結工程）
次に、加圧成形体を焼結する。焼結は、結合相の液相が出現してから十分な時間をかけて焼結することが好ましい。焼結の最高温度は１３００～１７００℃であることが好ましい。最高温度でのキープ時間は、０．５～２時間であることが好ましい。最高温度を上記範囲にすることで、硬質相（第１硬質相、第２硬質相および第３硬質相）の平均粒子径を所望の範囲にすることができる。これにより、第１硬質相と結合相とが緻密に焼結され、かつ、微細Ａｌ２Ｏ３が超硬合金内部に析出することで、より高温での耐摩耗性と耐塑性変形性が向上した超硬合金を得ることができる。焼結の温度が４００℃以上であるときは、還元ガス（例えば、Ｈ２、ＣＯなど）雰囲気下でガス分圧を０．５ｋＰａ以上１０ｋＰａ以下とすることが好ましい。
(Sintering process)
Next, the pressure molded body is sintered. Sintering is preferably performed by taking a sufficient time after the appearance of the liquid phase of the bonded phase. The maximum temperature for sintering is preferably 1300 to 1700 ° C. The keep time at the maximum temperature is preferably 0.5 to 2 hours. By setting the maximum temperature in the above range, the average particle diameter of the hard phase (first hard phase, second hard phase and third hard phase) can be set in a desired range. As a result, the first hard phase and the bonded phase are densely sintered, and fine Al 2 O 3 is deposited inside the cemented carbide, which improves wear resistance and plastic deformation resistance at higher temperatures. Cemented carbide can be obtained. When the sintering temperature is 400 ° C. or higher, the gas partial pressure is preferably 0.5 kPa or higher and 10 kPa or lower in a reducing gas (for example, H2 , CO, etc.) atmosphere.
最高温度でのガス分圧が０．５ｋＰａ以上１０ｋＰａ以下でない場合は、傾斜層が全く形成されないか、または第２硬質相が過剰に形成されることにより、本開示の基材の要件を満たせない可能性が高くなる。 If the partial pressure of the gas at the maximum temperature is not 0.5 kPa or more and 10 kPa or less, the requirements of the substrate of the present disclosure cannot be satisfied because the inclined layer is not formed at all or the second hard phase is excessively formed. The possibility is high.
なお、本実施形態において、第２硬質相（Ａｌ２Ｏ３）は、配合組成中のＡｌと、「結合相粉末の作製工程」、「原料粉末の混合工程」などで原料粉末に吸着した酸素と、が焼結工程中に反応することで生成する。「結合相粉末の作製工程」および「原料粉末の混合工程」において、Ａｌを含む原料粉末が大気に１時間以上曝されていれば、原料粉末に吸着する酸素の量は、仮に本開示の構成が取り得る最大の配合Ａｌ量（質量％）が超硬合金中で全てＡｌ２Ｏ３になると仮定した場合の必要量に対して、過剰に多い状態となる。 In the present embodiment, the second hard phase (Al 2 O 3 ) contains Al in the compounding composition and oxygen adsorbed on the raw material powder in the "preparation step of the bonded phase powder", the "mixing step of the raw material powder" and the like. And are produced by reacting during the sintering process. In the "preparation step of bonded phase powder" and "mixing step of raw material powder", if the raw material powder containing Al is exposed to the atmosphere for 1 hour or more, the amount of oxygen adsorbed on the raw material powder is tentatively configured in the present disclosure. The maximum amount of compounded Al (% by mass) that can be taken is excessively large compared to the required amount when it is assumed that all of the compounded Al is Al 2 O 3 in the cemented carbide.
なお、焼結工程において、Ａｌ２Ｏ３の形成に使用されなかった酸素は、配合組成中に含まれる炭素または水素と結合し気体として超硬合金の外に放出されるか、Ａｌ以外の配合組成中の金属と酸化物を生成するために使用される。ただし、後者の場合において生成する酸化物の量は非常に微量であり、無視できる程度である。 In the sintering step, oxygen not used for forming Al 2 O 3 is combined with carbon or hydrogen contained in the compounding composition and released as a gas to the outside of the cemented carbide, or a compound other than Al is compounded. Used to produce metals and oxides in the composition. However, in the latter case, the amount of oxide produced is very small and can be ignored.
ＡｌからＡｌ２Ｏ３（第２硬質相）が生成するかＡｌ結合相が生成するかは、原料粉末の組成中のＡｌ量および炭素量、焼結条件などに依存する。本発明者らの検討により、表面側（中心部と反対側）から中心部側にかけて第２硬質相（Ａｌ２Ｏ３）の含有率が増加する傾斜層を形成することのできる上記のような焼結条件等が見出された。その焼結条件を満たさないとき、傾斜層が形成されないか、または、第２結合相が過剰に形成される可能性が高い。 Whether Al 2 O 3 (second hard phase) is generated or Al-bonded phase is generated from Al depends on the amount of Al and the amount of carbon in the composition of the raw material powder, the sintering conditions, and the like. According to the studies by the present inventors, it is possible to form an inclined layer in which the content of the second hard phase (Al 2 O 3 ) increases from the surface side (opposite to the central portion) to the central portion side as described above. Sintering conditions etc. were found. When the sintering conditions are not satisfied, it is highly possible that the inclined layer is not formed or the second bonded phase is excessively formed.
本実施形態の基材の焼結工程を、一般的な超硬合金と同様に真空中で実施すると、酸素の放出が抑制され第２硬質相が過剰に形成される。一方、最高温度でのキープ時の雰囲気を還元ガス雰囲気とし、還元ガス（例えば、水素ガス）の分圧を適切な範囲内にすることで、焼結工程における基材（超硬合金）からの酸素の放出を促進することができ、中心部の表面に傾斜層を形成することができる。このとき、還元ガスの分圧が高過ぎると多くの酸素が基材の表面から除去され、傾斜層中の第２硬質相の比率が小さくなってしまう。一方、還元ガスの分圧が低過ぎると、酸素の還元が進まず傾斜層の厚みが小さくなり、また傾斜層中の第２硬質相の比率が増加してしまう。 When the substrate sintering step of the present embodiment is carried out in vacuum in the same manner as a general cemented carbide, the release of oxygen is suppressed and the second hard phase is excessively formed. On the other hand, by setting the atmosphere at the time of keeping at the maximum temperature as the reducing gas atmosphere and setting the partial pressure of the reducing gas (for example, hydrogen gas) within an appropriate range, the substrate (cemented carbide) in the sintering process can be used. The release of oxygen can be promoted and an inclined layer can be formed on the surface of the central part. At this time, if the partial pressure of the reducing gas is too high, a large amount of oxygen is removed from the surface of the base material, and the ratio of the second hard phase in the inclined layer becomes small. On the other hand, if the partial pressure of the reducing gas is too low, the reduction of oxygen does not proceed, the thickness of the inclined layer becomes small, and the ratio of the second hard phase in the inclined layer increases.
酸素が除去され易く酸素量が少ない表面層では、Ａｌは結合相中に留まってＡｌ結合相を形成するため、傾斜層に比べて表面層の方がＡｌ結合相の含有率が多くなると想定される。しかし、実際には、結合する酸素が少ない表面層側の結合相中のＡｌは、焼結工程で液相を通じて超硬合金内部に移動するため、この想定通りにはならない。 In the surface layer where oxygen is easily removed and the amount of oxygen is small, Al stays in the bonded phase to form an Al-bonded phase. Therefore, it is assumed that the surface layer has a higher content of the Al-bonded phase than the inclined layer. To. However, in reality, Al in the bonded phase on the surface layer side where the amount of oxygen to be bonded is small moves to the inside of the cemented carbide through the liquid phase in the sintering step, so this is not as expected.
（冷却工程）
冷却工程は、焼結完了後の焼結体を冷却する工程である。最高温度から１３００℃までは、１℃／分の速度で冷却することが好ましい。なお、最高温度が１４００℃未満の場合は、最高温度から「最高温度－１００℃」まで、１℃／分の速度で冷却することが好ましい。冷却時のガス分圧は、不活性ガス雰囲気下で５ｋＰａ以上であることが好ましく、５０ｋＰａ以上であることがより好ましい。
(Cooling process)
The cooling step is a step of cooling the sintered body after the sintering is completed. From the maximum temperature to 1300 ° C, it is preferable to cool at a rate of 1 ° C / min. When the maximum temperature is less than 1400 ° C, it is preferable to cool from the maximum temperature to "maximum temperature -100 ° C" at a rate of 1 ° C / min. The partial pressure of the gas during cooling is preferably 5 kPa or more, more preferably 50 kPa or more in an inert gas atmosphere.
本開示の一態様に係る基材は、切削工具に広く利用することができ、長距離にわたって、被削材の表面に平滑な切削表面を形成することができる。特に、高温での硬度の高い被削材、耐熱合金からなる被削材、鉄系材料を含む被削材などを切削するための切削工具に好適に利用することができる。 The base material according to one aspect of the present disclosure can be widely used for cutting tools, and can form a smooth cutting surface on the surface of a work material over a long distance. In particular, it can be suitably used as a cutting tool for cutting a work material having high hardness at a high temperature, a work material made of a heat-resistant alloy, a work material containing an iron-based material, and the like.
＜切削工具＞
本実施形態に係る切削工具は、上記の基材を備える。高温での耐摩耗性および耐塑性変形性が向上した上記超硬合金からなる基材を用いることで、切削工具の長寿命化が可能となる。なお、切削工具としては、ドリル、エンドミル、ドリル用刃先交換型切削チップ、エンドミル用刃先交換型切削チップ、フライス加工用刃先交換型切削チップ、旋削加工用刃先交換型切削チップ、メタルソー、歯切工具、リーマ、タップなどを例示することができる。
<Cutting tool>
The cutting tool according to this embodiment includes the above-mentioned base material. By using a base material made of the above cemented carbide having improved wear resistance and plastic deformation resistance at high temperatures, it is possible to extend the life of the cutting tool. The cutting tools include drills, end mills, replaceable cutting tips for drills, replaceable cutting tips for end mills, replaceable cutting tips for milling, replaceable cutting tips for turning, metal saws, and gear cutting tools. , Reamers, taps, etc. can be exemplified.
（被膜）
また、切削工具は、基材の表面の少なくとも一部に被膜を備えてもよい。被膜を備えることで、切削工具の耐摩耗性などがより向上し、切削工具のさらなる長寿命化が可能となる。また、切削工具において被膜の特性を付与させることもできる。
(Coating)
Further, the cutting tool may have a coating on at least a part of the surface of the base material. By providing the coating film, the wear resistance of the cutting tool is further improved, and the life of the cutting tool can be further extended. It is also possible to impart the characteristics of the coating in the cutting tool.
被膜としては、７×１０-6／Ｋ以上９×１０-6／Ｋ以下の熱膨張係数を有する被膜を用いることが好ましい。被膜の組成としては、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔａ、ＶおよびＷからなる群より選ばれた一種以上の金属の窒化物または炭窒化物が好ましい。 As the coating film, it is preferable to use a coating film having a coefficient of thermal expansion of 7 × 10 -6 / K or more and 9 × 10 -6 / K or less. As the composition of the coating film, a nitride or carbonitride of one or more metals selected from the group consisting of Ti, Al, Cr, Si, Hf, Zr, Mo, Nb, Ta, V and W is preferable.
さらに被膜は、１０００℃以上の耐酸化性を有することが好ましい。ここで、「１０００℃以上の耐酸化性を有する」とは、被膜を熱分析－示差熱・熱重量同時測定（ＴＧ／ＤＴＡ：Thermogravimetry／Differential Thermal Analysis）装置により、大気中で評価を行ない、重量増加が生じた温度が１０００℃以上であることを意味する。このような耐酸化性を有する被膜を構成する組成の好適な例としては、ＡｌＴｉＳｉＮ、ＡｌＣｒＮ、ＴｉＺｒＳｉＮ、ＣｒＴａＮ、ＨｆＷＳｉＮ、ＣｒＡｌＮ等を挙げることができる。 Further, the coating film preferably has an oxidation resistance of 1000 ° C. or higher. Here, "having an oxidation resistance of 1000 ° C. or higher" means that the coating film is evaluated in the atmosphere by a thermal analysis-differential thermal analysis (TG / DTA: Thermogravimetry / Differential Thermal Analysis) device. It means that the temperature at which the weight increase occurs is 1000 ° C. or higher. Preferable examples of the composition constituting such an oxidation-resistant film include AlTiSiN, AlCrN, TiZrSiN, CrTaN, HfWSiN, CrAlN and the like.
上記のような被膜は、物理的蒸着（ＰＶＤ）法および化学的蒸着（ＣＶＤ）法のいずれによっても形成することができる。被膜がＣＶＤ法により形成されていると、基材との密着性に優れる被膜が得られ易い。ＣＶＤ法としては、例えば、熱ＣＶＤ法が挙げられる。被膜がＰＶＤ法により形成されていると、圧縮残留応力が付与され、その靱性を高め易い。被膜と超硬合金（基材）との密着性が格段に向上する点で、カソードアークイオンプレーティング法を用いることもできる。 The coating film as described above can be formed by either a physical vapor deposition (PVD) method or a chemical vapor deposition (CVD) method. When the film is formed by the CVD method, it is easy to obtain a film having excellent adhesion to the substrate. Examples of the CVD method include a thermal CVD method. When the film is formed by the PVD method, compressive residual stress is applied, and its toughness can be easily increased. The cathode arc ion plating method can also be used in that the adhesion between the coating film and the cemented carbide (base material) is significantly improved.
本実施形態に係る切削工具における被膜は、基材における刃先となる部分とその近傍に被覆されていることが好ましく、基材の表面全体に被覆されていてもよい。また、被膜は、単層でも多層でもよい。被膜の厚さは、１μｍ以上２０μｍ以下であることが好ましく、１．５μｍ以上１５μｍ以下であることがより好ましい。 The coating film in the cutting tool according to the present embodiment is preferably coated on and in the vicinity of the cutting edge portion of the substrate, and may be coated on the entire surface of the substrate. Further, the coating film may be a single layer or a multi-layered film. The thickness of the coating film is preferably 1 μm or more and 20 μm or less, and more preferably 1.5 μm or more and 15 μm or less.
以下、実施例を挙げて本開示をより詳細に説明するが、本開示はこれらに限定されるものではない。 Hereinafter, the present disclosure will be described in more detail with reference to examples, but the present disclosure is not limited thereto.
＜実施例１～２１および比較例１～６＞
まず、表１に記載の（Ｃｏ，Ｎｉ）（１－ｘ－ｙ）ＡｌｘＷｙの組成で表される金属粉（Ｃｏ、Ｎｉ、ＡｌおよびＷの粉末）を混合し、アトマイズ法により、金属間化合物相を作製した。得られた金属間化合物相を、粒径１μｍの超硬ボールを用いてビーズミルにより粉砕した。得られたスラリーを真空中で乾燥させ、結合相粉末を得た。
<Examples 1 to 21 and Comparative Examples 1 to 6>
First, the metal powders (Co, Ni, Al and W powders) represented by the composition of ( Co, Ni) (1-xy) Al xWy shown in Table 1 are mixed and subjected to the atomization method. An intermetallic compound phase was prepared. The obtained intermetallic compound phase was pulverized by a bead mill using a cemented carbide ball having a particle size of 1 μm. The obtained slurry was dried in vacuum to obtain a bound phase powder.
得られた結合相粉末と、硬質粒子（ＷＣ粒子および第３硬質相化合物粒子）、Ｃｏ粒子およびＮｉ粒子と、Ｃ粉末とを、直径３．５ｍｍの超硬合金製のボールとエタノールと共に、大気開放型のアトライターに投入し８時間混合した。得られたスラリーを大気中で乾燥させ、混合粉末を得た。Ｃ粉末以外の原料粉末の量を１００質量％としたときの各原料の比率（質量％）、および、第３硬質相化合物粒子の組成（化合物種および比率）は、表１に記載されたとおりである。Ｃ粉末の配合量は、Ｃ粉末以外の原料粉末の量に対して０．２質量％である。 The obtained bonded phase powder, hard particles (WC particles and third hard phase compound particles), Co particles and Ni particles, and C powder, together with a ball made of cemented carbide having a diameter of 3.5 mm and ethanol, are added to the atmosphere. It was put into an open type attritor and mixed for 8 hours. The obtained slurry was dried in the air to obtain a mixed powder. The ratio (mass%) of each raw material and the composition (compound species and ratio) of the third hard phase compound particles when the amount of the raw material powder other than the C powder is 100% by mass are as shown in Table 1. Is. The blending amount of the C powder is 0.2% by mass with respect to the amount of the raw material powder other than the C powder.
混合粉末を超硬合金製の金型に充填して、１００ＭＰａの圧力でプレスすることにより、加圧成形体を得た。 The mixed powder was filled in a mold made of cemented carbide and pressed at a pressure of 100 MPa to obtain a pressure molded product.
なお、表１には、製造に用いた各原料粉末中の各成分の比率（質量％）が示されるが、これは製造後の焼結体に対し、上述の方法によりＩＣＰ発光分光分析法で分析した結果と一致するものであった。 In addition, Table 1 shows the ratio (mass%) of each component in each raw material powder used for manufacturing, which is obtained by ICP emission spectroscopic analysis method for the sintered body after manufacturing by the above-mentioned method. It was consistent with the analysis results.
得られた加圧成形体を表２に記載の焼結条件（焼結温度および水素ガスの圧力）で焼結し、超硬合金からなる基材を得た。このときの最高温度（焼結温度）のキープ時間は１時間とした。 The obtained pressure-molded body was sintered under the sintering conditions (sintering temperature and pressure of hydrogen gas) shown in Table 2 to obtain a base material made of cemented carbide. The keeping time of the maximum temperature (sintering temperature) at this time was set to 1 hour.
以上のようにして、実施例１～２１および比較例１～６の基材を得た。 As described above, the substrates of Examples 1 to 21 and Comparative Examples 1 to 6 were obtained.
得られた各実施例および比較例の基材について、基材（全体）の厚み（Ｚ）、表面層の厚み、傾斜層の厚み、および、中心部の厚み（Ｙ）は、上述の実施形態で説明した方法によって測定された。測定結果から、基材の厚みに対する中心部の厚みの比率（Ｙ／Ｚ）、基材の厚みに対する傾斜層の厚みの比率、および、基材の厚みに対する表面層の厚みの比率を算出した。結果を表２に示す。 For the base materials of the obtained Examples and Comparative Examples, the thickness (Z) of the base material (whole), the thickness of the surface layer, the thickness of the inclined layer, and the thickness (Y) of the central portion are the above-described embodiments. It was measured by the method described in. From the measurement results, the ratio of the thickness of the central portion to the thickness of the base material (Y / Z), the ratio of the thickness of the inclined layer to the thickness of the base material, and the ratio of the thickness of the surface layer to the thickness of the base material were calculated. The results are shown in Table 2.
基材の各部位（中心部およぎ傾斜層）における第２硬質相（Ａｌ２Ｏ３）の含有率は、上述の実施形態で説明した方法によって測定された。なお、図２を参照して、傾斜層１２の中心部側として、傾斜層の中心部との境界部１２ａについて測定を行い、傾斜層１２の中心部と反対側（表面側）として、傾斜層の表面部１２ｂについて測定を行った。測定結果を表２に示す。
The content of the second hard phase (Al 2 O 3 ) in each part (central portion and inclined layer) of the base material was measured by the method described in the above-described embodiment. In addition, referring to FIG. 2, the measurement was performed on the
［評価］
得られた基材に平面研磨処理を施してＳＮＧ４３２形状のスローアウェイチップ（切削工具）を作製し、旋削加工における以下の耐塑性変形性および耐欠損性の評価を実施した。
[evaluation]
The obtained base material was subjected to a surface polishing treatment to prepare a throw-away tip (cutting tool) having an SNG432 shape, and the following plastic deformation resistance and fracture resistance in turning were evaluated.
＜耐塑性変形性＞
作製された切削工具について、耐塑性変形性試験を行った。具体的には、次の切削条件での高負荷切削試験における基材の刃先の塑性変形量（刃先変形量）を測定した。なお、塑性変形量については後述のとおりである。
<Plastic deformation resistance>
The manufactured cutting tool was subjected to a plastic deformation resistance test. Specifically, the amount of plastic deformation (deformation amount of the cutting edge) of the cutting edge of the base material in the high load cutting test under the following cutting conditions was measured. The amount of plastic deformation will be described later.
（切削条件）
被削材：Ｔｉ合金（Ｔｉ－６Ａｌ－４Ｖ）
切削速度（Ｖｃ）：２００ｍ／分
切込み量（ａｐ）：１ｍｍ
送り量（ｆ）：０．１ｍｍ／ｒｅｖ
切削環境：ＤＲＹ
切削時間：２０秒
(Cutting conditions)
Work Material: Ti Alloy (Ti-6Al-4V)
Cutting speed (Vc): 200 m / min Cutting amount (ap): 1 mm
Feed amount (f): 0.1 mm / rev
Cutting environment: DRY
Cutting time: 20 seconds
（塑性変形量の測定）
図３を参照して、図３（ａ）に示される試験前の切削工具１の形状に対し、切削試験後は高温による刃先の軟化に伴う塑性変形が発生するため、図３（ｂ）に示されるように切削工具１の刃先がダレる。図３（ｃ）に示されるように、工具を真横から観察した時のすくい面の平滑部分１ａを含む面から刃先１ｂの塑性変形後までの距離を塑性変形量として測定した。
(Measurement of plastic deformation amount)
With reference to FIG. 3, the shape of the
塑性変形量の測定結果を表３に示す。なお、表３に示す値は、４個の切削工具についての平均値である。塑性変形量が小さいほど、耐塑性変形性に優れていることを示す。 Table 3 shows the measurement results of the amount of plastic deformation. The values shown in Table 3 are average values for the four cutting tools. The smaller the amount of plastic deformation, the better the plastic deformation resistance.
＜耐欠損性＞
上記の高負荷切削試験後の切削工具の刃先の顕微鏡像を目視で確認することにより、欠損（欠け）の有無を確認した。欠けの有無の結果を表３に示す。
<Fracture resistance>
The presence or absence of defects (chips) was confirmed by visually confirming the microscopic image of the cutting edge of the cutting tool after the above-mentioned high-load cutting test. Table 3 shows the results of the presence or absence of chips.
表３に示される結果から、本開示の基材の要件を全て満たす実施例１～２１においては、塑性変形量（刃先変形量）が通常の超硬合金(第２結合相も傾斜層も有していない基材）を用いた比較例２～４よりも少なくなっており、実施例１～２１の基材が高い耐塑性変形性を有することが分かる。 From the results shown in Table 3, in Examples 1 to 21 that satisfy all the requirements of the base material of the present disclosure, the amount of plastic deformation (deformation amount of the cutting edge) is a normal cemented carbide (both the second bonded phase and the inclined layer). It can be seen that the base materials of Examples 1 to 21 have high plastic deformation resistance, which is less than that of Comparative Examples 2 to 4 using the base material not used).
また、実施例１７の結果から、傾斜層の表面側（中心部と反対側）における第２硬質相の含有率が０．１％より大きい場合、耐塑性変形性は、比較例２～４よりは高いものの若干低下することが分かる。したがって、傾斜層の表面側（中心部と反対側）における第２硬質相の含有率が０．１％以下である場合に、耐塑性変形性がより高くなると考えられる。 Further, from the results of Example 17, when the content of the second hard phase on the surface side (opposite to the central portion) of the inclined layer is larger than 0.1%, the plastic deformation resistance is higher than that of Comparative Examples 2 to 4. It can be seen that although it is high, it decreases slightly. Therefore, it is considered that the plastic deformation resistance becomes higher when the content of the second hard phase on the surface side (opposite to the central portion) of the inclined layer is 0.1% or less.
実施例１８の結果から、中心部における第２硬質相の含有率が１０％より大きい場合、耐塑性変形性は、比較例２～４よりは高いものの若干低下することが分かる。したがって、中心部における第２硬質相の含有率が１０％以下である場合に、耐塑性変形性がより高くなると考えられる。 From the results of Example 18, it can be seen that when the content of the second hard phase in the central portion is larger than 10%, the plastic deformation resistance is higher than that of Comparative Examples 2 to 4, but slightly reduced. Therefore, it is considered that the plastic deformation resistance becomes higher when the content of the second hard phase in the central portion is 10% or less.
実施例１９の結果から、中心部の厚みＹと、基材の厚みＺとが、Ｙ／Ｚ＞０．９５である場合、耐塑性変形性は高いものの耐欠損性が低下することが分かる。したがって、中心部の厚みＹと、基材の厚みＺとが、Ｙ／Ｚ≦０．９５である場合に、耐欠損性を低下させずに耐塑性変形性を高めることができると考えられる。 From the results of Example 19, it can be seen that when the thickness Y of the central portion and the thickness Z of the base material are Y / Z> 0.95, the plastic deformation resistance is high but the fracture resistance is lowered. Therefore, when the thickness Y of the central portion and the thickness Z of the base material are Y / Z ≦ 0.95, it is considered that the plastic deformation resistance can be enhanced without lowering the fracture resistance.
実施例２０の結果から、中心部の厚みＹと、基材の厚みＺとが、Ｙ／Ｚ＜０．７５である場合、耐塑性変形性は、比較例２～４よりは高いものの若干低下することが分かる。したがって、中心部の厚みＹと、基材の厚みＺとが、Ｙ／Ｚ≧０．７５である場合に、耐塑性変形性がより高くなると考えられる。 From the results of Example 20, when the thickness Y of the central portion and the thickness Z of the base material are Y / Z <0.75, the plastic deformation resistance is slightly lower than that of Comparative Examples 2 to 4. You can see that it does. Therefore, it is considered that the plastic deformation resistance becomes higher when the thickness Y of the central portion and the thickness Z of the base material are Y / Z ≧ 0.75.
実施例２１の結果から、基材の厚みＺに対する傾斜層の厚みの比率が２％未満である場合、耐塑性変形性は、比較例２～４よりは高いものの若干低下することが分かる。したがって、基材の厚みＺに対する傾斜層の厚みの比率が２％以上である場合に、耐塑性変形性がより高くなると考えられる。 From the results of Example 21, it can be seen that when the ratio of the thickness of the inclined layer to the thickness Z of the base material is less than 2%, the plastic deformation resistance is higher than that of Comparative Examples 2 to 4, but slightly lower. Therefore, it is considered that the plastic deformation resistance becomes higher when the ratio of the thickness of the inclined layer to the thickness Z of the base material is 2% or more.
なお、比較例１は、第２硬質相を有するが傾斜層を備えていない基材であり、耐塑性変形性には優れたが、第２硬質相を起点として欠けが生じることが分かった。 It was found that Comparative Example 1 was a base material having a second hard phase but not an inclined layer, and was excellent in plastic deformation resistance, but chipping occurred starting from the second hard phase.
今回開示された実施形態および実施例はすべての点で例示であって、制限的なものではないと考えられるべきである。本開示の範囲は上記した実施形態ではなく特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味、および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。 The embodiments and examples disclosed this time should be considered to be exemplary in all respects and not restrictive. The scope of the present disclosure is shown by the scope of claims rather than the embodiments described above, and is intended to include the meaning equivalent to the scope of claims and all modifications within the scope.
１ 基材（切削工具）、１ａ すくい面の平滑部分、１ｂ 先端、１１ 中心部、１２ 傾斜層、１２ａ 傾斜層の中心部との境界部、１２ｂ 傾斜層の表面部、１３ 表面層。 1 Substrate (cutting tool), 1a Smooth part of rake face, 1b Tip, 11 Center, 12 Slope, 12a Boundary with center of Slope, 12b Slope surface, 13 Surface layer.
Claims (9)
前記第１硬質相はＷＣ粒子からなり、
前記第２硬質相はＡｌ２Ｏ３からなり、
前記結合相は、ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも１種の金属を含み、
前記結合相は、ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも１種の金属と、Ａｌと、Ｃと、を含むＡｌ結合相を含み、
前記基材は、中心部と、前記中心部を取り囲むように前記中心部の表面に設けられた傾斜層と、を備え、
前記中心部における前記第２硬質相の含有率は０．７％以上であり、
前記傾斜層における前記第２硬質相の含有率は０．０５％以上０．７％未満であり、
前記傾斜層において、前記中心部と反対側の表面から前記中心部側の表面にかけて前記第２硬質相の含有率が増加する、基材。 A substrate made of a cemented carbide containing a first hard phase, a second hard phase and a bonded phase.
The first hard phase consists of WC particles.
The second hard phase is composed of Al 2 O 3 and is composed of Al 2 O 3.
The bonded phase contains at least one metal selected from Co and Ni and contains.
The bonded phase comprises an Al bonded phase containing at least one metal selected from Co and Ni, Al and C.
The base material comprises a central portion and an inclined layer provided on the surface of the central portion so as to surround the central portion.
The content of the second hard phase in the central portion is 0.7% or more, and the content is 0.7% or more.
The content of the second hard phase in the inclined layer is 0.05% or more and less than 0.7%.
A base material in which the content of the second hard phase increases from the surface opposite to the central portion to the surface on the central portion side in the inclined layer.
前記第１硬質相はＷＣ粒子からなり、
前記第２硬質相はＡｌ ２ Ｏ ３ からなり、
前記結合相は、ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも１種の金属を含み、
前記基材は、中心部と、前記中心部を取り囲むように前記中心部の表面に設けられた傾斜層と、を備え、
前記中心部における前記第２硬質相の含有率は０．７％以上であり、
前記傾斜層における前記第２硬質相の含有率は０．０５％以上０．７％未満であり、
前記傾斜層において、前記中心部と反対側の表面から前記中心部側の表面にかけて前記第２硬質相の含有率が増加し、
前記傾斜層の前記中心部と反対側における前記第２硬質相の含有率が０．０５％以上０．１％以下であり、
前記傾斜層の前記中心部側における前記第２硬質相の含有率が０．３％以上０．７％未満である、基材。 A substrate made of a cemented carbide containing a first hard phase, a second hard phase and a bonded phase.
The first hard phase consists of WC particles.
The second hard phase is composed of Al 2 O 3 and is composed of Al 2 O 3.
The bonded phase contains at least one metal selected from Co and Ni and contains.
The base material comprises a central portion and an inclined layer provided on the surface of the central portion so as to surround the central portion.
The content of the second hard phase in the central portion is 0.7% or more, and the content is 0.7% or more.
The content of the second hard phase in the inclined layer is 0.05% or more and less than 0.7%.
In the inclined layer, the content of the second hard phase increases from the surface opposite to the central portion to the surface on the central portion side.
The content of the second hard phase on the side opposite to the central portion of the inclined layer is 0.05% or more and 0.1% or less.
A substrate having a content of the second hard phase of 0.3% or more and less than 0.7% on the central portion side of the inclined layer.
前記第１硬質相はＷＣ粒子からなり、
前記第２硬質相はＡｌ ２ Ｏ ３ からなり、
前記結合相は、ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも１種の金属を含み、
前記基材は、中心部と、前記中心部を取り囲むように前記中心部の表面に設けられた傾斜層と、を備え、
前記中心部における前記第２硬質相の含有率は０．７％以上であり、
前記傾斜層における前記第２硬質相の含有率は０．０５％以上０．７％未満であり、
前記傾斜層において、前記中心部と反対側の表面から前記中心部側の表面にかけて前記第２硬質相の含有率が増加し、
前記基材は、前記傾斜層の前記中心部と反対側の表面に設けられた表面層をさらに備え、
前記表面層は前記第１硬質相および前記結合相を含み、
前記表面層における前記第２硬質相の含有率が０．０５％未満である、基材。 A substrate made of a cemented carbide containing a first hard phase, a second hard phase and a bonded phase.
The first hard phase consists of WC particles.
The second hard phase is composed of Al 2 O 3 and is composed of Al 2 O 3.
The bonded phase contains at least one metal selected from Co and Ni and contains.
The base material comprises a central portion and an inclined layer provided on the surface of the central portion so as to surround the central portion.
The content of the second hard phase in the central portion is 0.7% or more, and the content is 0.7% or more.
The content of the second hard phase in the inclined layer is 0.05% or more and less than 0.7%.
In the inclined layer, the content of the second hard phase increases from the surface opposite to the central portion to the surface on the central portion side.
The substrate further comprises a surface layer provided on the surface opposite the central portion of the inclined layer.
The surface layer comprises the first hard phase and the bonded phase.
A substrate having a content of the second hard phase in the surface layer of less than 0.05%.
前記第１硬質相はＷＣ粒子からなり、
前記第２硬質相はＡｌ ２ Ｏ ３ からなり、
前記結合相は、ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも１種の金属を含み、
前記基材は、中心部と、前記中心部を取り囲むように前記中心部の表面に設けられた傾斜層と、を備え、
前記中心部における前記第２硬質相の含有率は０．７％以上であり、
前記傾斜層における前記第２硬質相の含有率は０．０５％以上０．７％未満であり、
前記傾斜層において、前記中心部と反対側の表面から前記中心部側の表面にかけて前記第２硬質相の含有率が増加し、
周期表４族元素、５族元素および６族元素からなる群より選ばれる少なくとも１種の金属と、Ｃ，Ｎ，ＯおよびＢからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、の化合物（ただし、ＷＣを除く）、または、その固溶体からなる第３硬質相をさらに含む、基材。 A substrate made of a cemented carbide containing a first hard phase, a second hard phase and a bonded phase.
The first hard phase consists of WC particles.
The second hard phase is composed of Al 2 O 3 and is composed of Al 2 O 3.
The bonded phase contains at least one metal selected from Co and Ni and contains.
The base material comprises a central portion and an inclined layer provided on the surface of the central portion so as to surround the central portion.
The content of the second hard phase in the central portion is 0.7% or more, and the content is 0.7% or more.
The content of the second hard phase in the inclined layer is 0.05% or more and less than 0.7%.
In the inclined layer, the content of the second hard phase increases from the surface opposite to the central portion to the surface on the central portion side.
Periodic Table A compound of at least one metal selected from the group consisting of Group 4 elements, Group 5 elements and Group 6 elements, and at least one element selected from the group consisting of C, N, O and B (provided that it is a compound). , WC), or a substrate further comprising a third hard phase comprising a solid solution thereof.
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