JP7170965B2 - Cemented Carbide and Coated Cemented Carbide - Google Patents
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Description
本発明は超硬合金及び被覆超硬合金に関するものである。 The present invention relates to cemented carbide and coated cemented carbide.
航空機部品等に使用されるチタン合金、発電機用のタービンブレードに使用されるニッケル基耐熱合金やコバルト基耐熱合金等のような難削材を、切削加工により加工する機会が増えている。ニッケル基耐熱合金やコバルト基耐熱合金等の熱伝導率が低い難削材の切削加工においては、切削温度が高くなりやすい。そのような高温の加工においては、切削工具の刃先の強度が低下することにより、欠損が生じるため、これまでの一般鋼の加工よりも工具寿命が極端に短くなる。そこで、難削材の切削においても切削工具の長寿命を達成するために、切削工具の高温強度を高めることが要求されている。 Opportunities to cut hard-to-cut materials such as titanium alloys used for aircraft parts and nickel-based heat-resistant alloys and cobalt-based heat-resistant alloys used for turbine blades for generators are increasing. In cutting difficult-to-cut materials with low thermal conductivity, such as nickel-based heat-resistant alloys and cobalt-based heat-resistant alloys, the cutting temperature tends to be high. In such high-temperature machining, the strength of the cutting edge of the cutting tool is reduced, resulting in chipping, resulting in an extremely short tool life compared to conventional machining of general steel. Therefore, in order to achieve a long tool life even when cutting difficult-to-cut materials, it is required to increase the high-temperature strength of the cutting tool.
超硬合金からなる切削工具の従来技術として、例えば、特許文献１には、ＷＣ相を主体として、Ｃｏを１１．５～１２．５質量％と、ＣｒをＣｒ3Ｃ2換算量で０．２～０．６質量％との割合で含有してなり、前記ＷＣ相の平均粒径が０．８５～１．０５μｍであり、抗磁力（Ｈｃ）が１３．０～１６．０ｋＡ／ｍ、飽和磁化（Ｍｓ）が１６５～２００ｋＡ／ｍの超硬合金からなる切削工具が開示されている。 As a conventional technology for a cutting tool made of a cemented carbide, for example, Patent Document 1 discloses a tool mainly composed of a WC phase, containing 11.5 to 12.5% by mass of Co and 0.00% of Cr in terms of Cr 3 C 2 . 2 to 0.6% by mass, the average grain size of the WC phase is 0.85 to 1.05 μm, the coercive force (Hc) is 13.0 to 16.0 kA/m, A cutting tool made of cemented carbide with a saturation magnetization (Ms) of 165-200 kA/m is disclosed.
インコネル（登録商標）などの難削材は、加工硬化を生じやすい。このため、難削材の切削加工において、切れ刃に亀裂が発生することに起因したチッピングや欠損が発生することがある。さらに、インコネル（登録商標）などの難削材は、熱伝導率が小さいため、難削材の切削加工において、切削工具の摩耗が進行しやすい。一方で、合金鋼等の転削加工においては、切削熱の急激な変化が生じることにより、切れ刃に亀裂が発生しやすくなる。
このような背景において、上記特許文献１に記載の超硬合金製切削工具では、結合相中へのＷ元素の固溶量が考慮されていないため、超硬合金の強度が十分ではなく、チッピングや欠損する場合がある。また、上記特許文献１に記載の超硬合金製切削工具では、炭化タングステンの平均粒径が小さいため、熱伝導率が小さく、摩耗が進行しやすいという問題がある。以上の理由により、上記特許文献１に記載の超硬合金製切削工具では、耐摩耗性及び耐欠損性が不十分である。
Difficult-to-cut materials such as Inconel (registered trademark) are susceptible to work hardening. For this reason, in cutting difficult-to-cut materials, chipping and breakage may occur due to cracks occurring in the cutting edge. Furthermore, since difficult-to-cut materials such as Inconel (registered trademark) have low thermal conductivity, the wear of cutting tools tends to progress during cutting of difficult-to-cut materials. On the other hand, when milling alloy steel or the like, abrupt changes in cutting heat tend to cause cracks on the cutting edge.
Against this background, the cemented carbide cutting tool described in Patent Document 1 does not consider the solid solution amount of W element in the binder phase, so the strength of the cemented carbide is not sufficient and chipping occurs. or missing. Further, in the cemented carbide cutting tool described in Patent Document 1, since the average grain size of tungsten carbide is small, there is a problem that thermal conductivity is low and wear is likely to progress. For the above reasons, the cemented carbide cutting tool described in Patent Document 1 has insufficient wear resistance and fracture resistance.
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、優れた耐摩耗性及び耐欠損性を有する超硬合金及び被覆超硬合金を提供することを目的とする。 SUMMARY OF THE INVENTION It is an object of the present invention to provide a cemented carbide and a coated cemented carbide having excellent wear resistance and chipping resistance.
本発明者は、超硬合金及び被覆超硬合金について種々の検討を行った。その結果、本発明者は、ＷＣ相を主体として、所定の各元素を所定の割合で有し、ＷＣ相間を結合する結合相中に固溶する元素の割合を制御することにより、結合相の強度を向上させ、耐摩耗性及び耐欠損性に優れる超硬合金及び被覆超硬合金を得ることができることを明らかにし、本発明を完成するに至った。 The present inventor conducted various studies on cemented carbide and coated cemented carbide. As a result, the present inventors have found that the WC phase is the main constituent and that each predetermined element is contained in a predetermined ratio, and by controlling the ratio of the elements dissolved in the binder phase that bonds the WC phases, The inventors have clarified that it is possible to obtain a cemented carbide and a coated cemented carbide having improved strength and excellent wear resistance and chipping resistance, and have completed the present invention.
すなわち、本発明の要旨は以下の通りである。
［１］
ＷＣ相を主体として、Ｃｏを５．０質量％以上１５．０質量％以下と、ＣｒをＣｒ3Ｃ2換算量で０．３質量％以上０．８質量％以下との割合で含有してなり、
前記ＷＣ相における炭化タングステンの平均粒径が、１．５μｍ以上３．０μｍ以下であり、
飽和磁化が、６５％以上７５％以下であり、
前記Ｃｏが前記ＷＣ相間を結合する結合相中に存在し、前記結合相が、Ｗ元素とＣｒ元素とを含み、下記式（１）で表される条件を満たす、超硬合金。
０．７≦Ｗ／Ｃｒ…（１）
（式（１）中、Ｗは前記結合相におけるＣｏ元素全体の含有量１００原子％に対するＷ元素の含有量を示し、Ｃｒは前記結合相におけるＣｏ元素全体の含有量１００原子％に対するＣｒ元素の含有量を示す。）
［２］
前記結合相において、前記Ｗ元素の含有量が、Ｃｏ元素の含有量１００原子％に対して４．０原子％以上１２．０原子％以下である、［１］に記載の超硬合金。
［３］
前記結合相において、前記Ｃｒ元素の含有量が、Ｃｏ元素の含有量１００原子％に対して４．０原子％以上７．０原子％以下である、［１］又は［２］に記載の超硬合金。
［４］
前記結合相が、下記式（２）で表される条件を満たす、［１］～［３］のいずれかに記載の超硬合金。
１．０＜Ｗ／Ｃｒ…（２）
（式（２）中、Ｗは前記結合相におけるＣｏ元素全体の含有量１００原子％に対するＷ元素の含有量を示し、Ｃｒは前記結合相におけるＣｏ元素全体の含有量１００原子％に対するＣｒ元素の含有量を示す。）
［５］
［１］～［４］のいずれかに記載の超硬合金と、該超硬合金の表面に形成された被覆層とを有する、被覆超硬合金。
［６］
前記被覆層が、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ及びＳｉからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｃ、Ｎ、Ｏ及びＢからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とを含む、［５］に記載の被覆超硬合金。
［７］
前記被覆層が、単層、又は、２層以上の積層である、［５］又は［６］に記載の被覆超硬合金。
［８］
前記被覆層全体の平均厚さが、３．０μｍ以上２０．０μｍ以下である、［５］～［７］のいずれかに記載の被覆超硬合金。
［９］
［１］～［４］のいずれかに記載の超硬合金、又は［５］～［８］のいずれかに記載の被覆超硬合金を有する工具。
That is, the gist of the present invention is as follows.
[1]
Mainly composed of a WC phase, containing 5.0% by mass or more and 15.0% by mass or less of Co and 0.3% by mass or more and 0.8% by mass or less of Cr in terms of Cr 3 C 2 . become,
The average grain size of tungsten carbide in the WC phase is 1.5 μm or more and 3.0 μm or less,
Saturation magnetization is 65% or more and 75% or less,
A cemented carbide in which the Co is present in a binder phase that bonds the WC phases, the binder phase contains W element and Cr element, and satisfies the condition represented by the following formula (1).
0.7≦W/Cr (1)
(In formula (1), W represents the content of W element relative to the total Co element content of 100 atomic % in the binder phase, and Cr represents the content of Cr element relative to the total Co element content of 100 atomic % in the binder phase. shows the content.)
[2]
The cemented carbide according to [1], wherein the W element content in the binder phase is 4.0 atomic % or more and 12.0 atomic % or less with respect to the Co element content of 100 atomic %.
[3]
The binder phase according to [1] or [2], wherein the Cr element content is 4.0 atomic % or more and 7.0 atomic % or less with respect to the Co element content of 100 atomic % hard alloy.
[4]
The cemented carbide according to any one of [1] to [3], wherein the binder phase satisfies the condition represented by the following formula (2).
1.0<W/Cr (2)
(In formula (2), W represents the content of W element with respect to 100 atomic % of the total Co element content in the binder phase, and Cr represents the content of Cr element with respect to 100 atomic % of the total Co element content in the binder phase. shows the content.)
[5]
A coated cemented carbide comprising the cemented carbide according to any one of [1] to [4] and a coating layer formed on the surface of the cemented carbide.
[6]
The coating layer comprises at least one element selected from the group consisting of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Al and Si, and from the group consisting of C, N, O and B The coated cemented carbide according to [5], which contains at least one selected element.
[7]
The coated cemented carbide according to [5] or [6], wherein the coating layer is a single layer or a laminate of two or more layers.
[8]
The coated cemented carbide according to any one of [5] to [7], wherein the coating layer has an average thickness of 3.0 μm or more and 20.0 μm or less.
[9]
A tool comprising the cemented carbide according to any one of [1] to [4] or the coated cemented carbide according to any one of [5] to [8].
本発明によれば、優れた耐摩耗性及び耐欠損性を有する超硬合金及び被覆超硬合金を提供することができる。 According to the present invention, it is possible to provide a cemented carbide and a coated cemented carbide having excellent wear resistance and chipping resistance.
以下、本発明を実施するための形態（以下、単に「本実施形態」という。）について詳細に説明するが、本発明は下記本実施形態に限定されるものではない。本発明は、その要旨を逸脱しない範囲で様々な変形が可能である。 EMBODIMENT OF THE INVENTION Hereinafter, although the form (only henceforth "this embodiment") for implementing this invention is demonstrated in detail, this invention is not limited to the following this embodiment. Various modifications are possible for the present invention without departing from the gist thereof.
本実施形態の超硬合金は、ＷＣ相を主体として、Ｃｏを５．０質量％以上１５．０質量％以下と、ＣｒをＣｒ3Ｃ2換算量で０．３質量％以上０．８質量％以下との割合で含有してなり、ＷＣ相における炭化タングステンの平均粒径が、１．５μｍ以上３．０μｍ以下であり、飽和磁化が、６５％以上７５％以下であり、ＣｏがＷＣ相間を結合する結合相中に存在し、結合相が、Ｗ元素とＣｒ元素とを含み、下記式（１）で表される条件を満たす。
０．７≦Ｗ／Ｃｒ…（１）
（式（１）中、Ｗは結合相におけるＣｏ元素全体の含有量１００原子％に対するＷ元素の含有量を示し、Ｃｒは結合相におけるＣｏ元素全体の含有量１００原子％に対するＣｒ元素の含有量を示す。）
The cemented carbide of the present embodiment is mainly composed of WC phase, Co is 5.0% by mass or more and 15.0% by mass or less, and Cr is 0.3% by mass or more and 0.8% by mass in terms of Cr 3 C 2 % or less, the average grain size of tungsten carbide in the WC phase is 1.5 μm or more and 3.0 μm or less, the saturation magnetization is 65% or more and 75% or less, and Co is WC It exists in the binder phase that bonds the phases, the binder phase contains W element and Cr element, and satisfies the condition represented by the following formula (1).
0.7≦W/Cr (1)
(In formula (1), W represents the content of W element relative to the total Co element content of 100 atomic % in the binder phase, and Cr represents the content of Cr element relative to the total Co element content of 100 atomic % in the binder phase. indicates.)
本実施形態の超硬合金は、上記の構成を備えることにより、耐摩耗性及び耐欠損性を向上させることができ、その結果、工具寿命を延長することができる。本実施形態の超硬合金の耐摩耗性及び耐欠損性が向上する要因は、以下のように考えられる。ただし、本発明は、以下の要因により何ら限定されない。
本実施形態の超硬合金は、ＷＣ相が主体であると、硬さが向上するため、耐摩耗性が向上すると共に、靭性が向上するため、耐欠損性が向上する。
本実施形態の超硬合金は、Ｃｏの割合が５．０質量％以上であると、靭性が向上するため、耐欠損性が向上する。また、本実施形態の超硬合金は、ＷＣ相間を結合する結合相中にＣｏを含むことにより、超硬合金の製造の際の原料の焼結性が向上するため、耐欠損性が向上する。一方、本実施形態の超硬合金は、Ｃｏの割合が１５．０質量％以下であると、硬さが向上するため、耐摩耗性が向上する。
本実施形態の超硬合金は、Ｃｒの割合がＣｒ3Ｃ2換算量で０．３質量％以上であると、高温硬さが向上するため、耐摩耗性が向上する。一方、本実施形態の超硬合金は、Ｃｒの割合がＣｒ3Ｃ2換算量で０．８質量％以下であると、靭性が向上するため、耐欠損性が向上する。
本実施形態の超硬合金は、飽和磁化が６５％以上であると、脆弱なη相（Ｃｏ3Ｗ3Ｃ、Ｃｏ6Ｗ6Ｃ）が形成されるのを、抑制することができるため、耐欠損性が向上する。一方、本実施形態の超硬合金は、飽和磁化が７５％以下であると、Ｗ元素が、固溶しやすくなるため、耐摩耗性が向上する。
本実施形態の超硬合金は、結合相中にＷ元素を含むと、耐欠損性が低下することなく、耐摩耗性が向上する。これは、結合相の硬さが向上していると推測される。
本実施形態の超硬合金は、結合相中にＣｒ元素を含むと、耐食性が向上する。これにより、特にクーラント（切削油）を使用する条件において、超硬合金の損傷を抑制することができるため、耐欠損性が向上する。
本実施形態の超硬合金は、結合相が、０．７≦Ｗ／Ｃｒの関係を満たすと、高い耐食性を維持しつつ、耐摩耗性と耐欠損性とのバランスが優れる。
そして、これらの構成が組み合わされることにより、本実施形態の超硬合金は、耐摩耗性と耐欠損性とのバランスに優れ、その結果、例えば、切削工具の材料として用いるとその工具寿命を延長することができる。
The cemented carbide of the present embodiment can improve wear resistance and chipping resistance by providing the above-described configuration, and as a result, can extend the tool life. The factors that improve the wear resistance and fracture resistance of the cemented carbide of this embodiment are considered as follows. However, the present invention is not limited by the following factors.
When the cemented carbide of the present embodiment is mainly composed of the WC phase, the hardness is improved, so that the wear resistance is improved, and the toughness is improved, so that the chipping resistance is improved.
When the content of Co is 5.0% by mass or more, the cemented carbide according to the present embodiment has improved toughness and thus fracture resistance. In addition, since the cemented carbide of the present embodiment contains Co in the binder phase that bonds the WC phases, the sinterability of the raw material during the production of the cemented carbide is improved, so the fracture resistance is improved. . On the other hand, in the cemented carbide of the present embodiment, when the proportion of Co is 15.0% by mass or less, the hardness is improved, and thus the wear resistance is improved.
In the cemented carbide of the present embodiment, when the proportion of Cr is 0.3% by mass or more in terms of Cr 3 C 2 , the high-temperature hardness is improved, and thus the wear resistance is improved. On the other hand, in the cemented carbide of the present embodiment, if the Cr ratio is 0.8% by mass or less in terms of Cr 3 C 2 , toughness is improved, and chipping resistance is improved.
When the cemented carbide of the present embodiment has a saturation magnetization of 65% or more, it is possible to suppress the formation of brittle η phases (Co 3 W 3 C, Co 6 W 6 C). , chipping resistance is improved. On the other hand, in the cemented carbide of the present embodiment, when the saturation magnetization is 75% or less, the W element is likely to form a solid solution, thereby improving wear resistance.
When the cemented carbide of the present embodiment contains the W element in the binder phase, the wear resistance is improved without lowering the chipping resistance. It is speculated that this is due to the increased hardness of the binder phase.
The cemented carbide of this embodiment improves corrosion resistance when Cr element is included in the binder phase. As a result, damage to the cemented carbide can be suppressed, particularly under conditions where a coolant (cutting oil) is used, and chipping resistance is improved.
When the binder phase satisfies the relationship of 0.7≦W/Cr, the cemented carbide of the present embodiment maintains high corrosion resistance and has an excellent balance between wear resistance and chipping resistance.
By combining these configurations, the cemented carbide of the present embodiment has an excellent balance between wear resistance and fracture resistance, and as a result, for example, when used as a material for cutting tools, the tool life is extended. can do.
［ＷＣ相］
本実施形態の超硬合金において、ＷＣ相は、炭化タングステンを主成分として含む。ここで、「主成分」とは、ＷＣ相全体を１００質量％としたとき、５０質量％を超えて多く含むことを指す。ＷＣ相における炭化タングステンの含有量は、ＷＣ相全体を１００質量％としたとき、７０質量％以上であると好ましく、８５質量％以上であるとより好ましく、１００質量％、すなわちＷＣ相が炭化タングステンからなることが更に好ましい。
[WC phase]
In the cemented carbide of this embodiment, the WC phase contains tungsten carbide as a main component. Here, the term "main component" refers to a content exceeding 50% by mass when the entire WC phase is taken as 100% by mass. The content of tungsten carbide in the WC phase is preferably 70% by mass or more, more preferably 85% by mass or more, when the entire WC phase is 100% by mass, and 100% by mass, that is, the WC phase is tungsten carbide. It is more preferable to consist of
本実施形態の超硬合金において、ＷＣ相は、炭化タングステン以外に、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ及びＭｏからなる群より選択される少なくとも１種の金属元素の炭化物、窒化物又は炭窒化物をさらに含んでいてもよい。本実施形態の超硬合金は、ＷＣ相が炭化タングステン以外にこのような炭化物、窒化物又は炭窒化物を含んでいると、耐摩耗性及び耐塑性変形性が向上する傾向にある。同様の観点から、ＷＣ相が、Ｔｉ、Ｔａ及びＣｒからなる群より選択される少なくとも１種の金属元素の炭化物を含むとより好ましい。 In the cemented carbide of the present embodiment, the WC phase includes, in addition to tungsten carbide, carbides, nitrides of at least one metal element selected from the group consisting of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr and Mo. material or carbonitride. The cemented carbide of the present embodiment tends to have improved wear resistance and plastic deformation resistance when the WC phase contains such carbides, nitrides or carbonitrides in addition to tungsten carbide. From the same point of view, the WC phase more preferably contains carbide of at least one metal element selected from the group consisting of Ti, Ta and Cr.
ＷＣ相において、炭化タングステンの平均粒径は、１．５μｍ以上３．０μｍ以下である。本実施形態の超硬合金は、ＷＣ相における炭化タングステンの平均粒径が１．５μｍ以上であることにより、靱性に一層優れることに起因して、耐欠損性が一層向上する。また、本実施形態の超硬合金は、ＷＣ相における炭化タングステンの平均粒径が３．０μｍ以下であることにより、硬度が一層向上するとともに熱伝導率が向上することに起因して、耐摩耗性が一層向上する傾向にある。同様の観点から、ＷＣ相における炭化タングステンの平均粒径は、１．６～２．５μｍであることが好ましい。 In the WC phase, tungsten carbide has an average grain size of 1.5 μm or more and 3.0 μm or less. In the cemented carbide of the present embodiment, since the average grain size of tungsten carbide in the WC phase is 1.5 μm or more, the toughness is further improved, and the chipping resistance is further improved. Further, in the cemented carbide of the present embodiment, since the average grain size of tungsten carbide in the WC phase is 3.0 μm or less, the hardness is further improved and the thermal conductivity is improved. It tends to be more flexible. From the same point of view, the average grain size of tungsten carbide in the WC phase is preferably 1.6 to 2.5 μm.
超硬合金中のＷＣ相における炭化タングステンの平均粒径は、例えば、以下の方法により測定される。すなわち、超硬合金をその表面に対して直交する方向に研磨し、それにより現れた任意の断面組織を走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて２０００～５０００倍に拡大した超硬合金の断面組織を反射電子像で観察する。その後、上記任意の断面組織の写真を撮影する。得られた断面組織の写真上にランダムに多数の直線を引いて、この直線が横切る全ての炭化タングステンの粒径を、Ｆｕｌｌｍａｎの式（Ｊ．Ｍｅｔａｌｓ，Ｍａｒ．１９５３，４４７）により求めることができる。 The average grain size of tungsten carbide in the WC phase in the cemented carbide is measured, for example, by the following method. That is, the cemented carbide is polished in a direction orthogonal to its surface, and any cross-sectional structure that appears is reflected by a scanning electron microscope (SEM) at a magnification of 2000 to 5000 times. Observe with an electronic image. After that, a photograph of the arbitrary cross-sectional structure is taken. A large number of straight lines are randomly drawn on the photograph of the obtained cross-sectional structure, and the grain size of all tungsten carbides crossed by these straight lines can be obtained by the Fullman's formula (J. Metals, Mar. 1953, 447). .
［結合相］
本実施形態の超硬合金において、ＷＣ相間を結合する結合相はＣｏが存在する。結合相は、Ｃｏ元素を主成分として含むことが好ましい。ここで、「主成分」とは、結合相全体を１００質量％としたとき、５０質量％を超えて多く含むことを指す。結合相におけるＣｏ元素の含有量は、結合相全体を１００質量％としたとき、７５質量％以上であるとより好ましく、９０質量％以上であるとさらに好ましい。
本実施形態の超硬合金は、結合相がＣｏ元素を主成分として含むことにより、焼結性及び超硬合金の靱性が一層向上することに起因して、工具の耐欠損性に一層優れる傾向にある。
[Bonded phase]
In the cemented carbide of this embodiment, Co exists in the binder phase that bonds the WC phases. The binder phase preferably contains Co element as a main component. Here, the term "main component" refers to a content exceeding 50% by mass when the entire bonding phase is 100% by mass. The Co element content in the binder phase is more preferably 75% by mass or more, and even more preferably 90% by mass or more, when the entirety of the binder phase is 100% by mass.
In the cemented carbide of the present embodiment, since the binder phase contains Co element as a main component, the sinterability and the toughness of the cemented carbide are further improved, and the chipping resistance of the tool tends to be even better. It is in.
本実施形態の超硬合金は、結合相が、Ｗ元素とＣｒ元素とを含み、下記式（１）で表される条件を満たす。
０．７≦Ｗ／Ｃｒ…（１）
（式（１）中、Ｗは結合相におけるＣｏ元素全体の含有量１００原子％に対するＷ元素の含有量を示し、Ｃｒは結合相におけるＣｏ元素全体の含有量１００原子％に対するＣｒ元素の含有量を示す。）
また、本実施形態の超硬合金は、結合相が、下記式（２）で表される条件を満たすことが好ましい。
１．０＜Ｗ／Ｃｒ…（２）
（式（２）中、Ｗは結合相におけるＣｏ元素全体の含有量１００原子％に対するＷ元素の含有量を示し、Ｃｒは結合相におけるＣｏ元素全体の含有量１００原子％に対するＣｒ元素の含有量を示す。）
本実施形態の超硬合金は、結合相が、上述の関係を満たすと、高い耐食性を維持しつつ、耐摩耗性と耐欠損性とのバランスが優れる。
In the cemented carbide of this embodiment, the binder phase contains W element and Cr element, and satisfies the condition represented by the following formula (1).
0.7≦W/Cr (1)
(In formula (1), W represents the content of W element relative to the total Co element content of 100 atomic % in the binder phase, and Cr represents the content of Cr element relative to the total Co element content of 100 atomic % in the binder phase. indicates.)
Moreover, in the cemented carbide of the present embodiment, the binder phase preferably satisfies the condition represented by the following formula (2).
1.0<W/Cr (2)
(In formula (2), W represents the content of W element relative to the total Co element content of 100 atomic % in the binder phase, and Cr represents the content of Cr element relative to the total Co element content of 100 atomic % in the binder phase. indicates.)
In the cemented carbide of the present embodiment, when the binder phase satisfies the above relationship, the balance between wear resistance and chipping resistance is excellent while maintaining high corrosion resistance.
本実施形態の超硬合金は、結合相において、Ｗ元素の含有量が、Ｃｏ元素の含有量１００原子％に対して４．０原子％以上１２．０原子％以下であることが好ましい。
本実施形態の超硬合金は、結合相におけるＷ元素の含有量が、Ｃｏ元素の含有量１００原子％に対して、４．０原子％以上であると、耐摩耗性が向上する傾向にあり、１２．０原子％以下であると、耐欠損性が向上する傾向にある。同様の観点から、結合相におけるＷ元素の含有量は、Ｃｏ元素の含有量１００原子％に対して、４．２～１０．０原子％であることがより好ましい。
In the cemented carbide of the present embodiment, the W element content in the binder phase is preferably 4.0 atomic % or more and 12.0 atomic % or less with respect to the Co element content of 100 atomic %.
The cemented carbide of the present embodiment tends to have improved wear resistance when the W element content in the binder phase is 4.0 atomic % or more with respect to the Co element content of 100 atomic %. , 12.0 atomic % or less, chipping resistance tends to be improved. From the same point of view, the W element content in the binder phase is more preferably 4.2 to 10.0 atomic % with respect to the Co element content of 100 atomic %.
本実施形態の超硬合金は、結合相において、Ｃｒ元素が、Ｃｏ元素の含有量１００原子％に対して４．０原子％以上７．０原子％以下であることが好ましい。
本実施形態の超硬合金は、結合相におけるＣｒ元素の含有量が、Ｃｏ元素の含有量１００原子％に対して、４．０原子％以上であると、耐食性が向上する傾向にあり、７．０原子％以下であると、結合相へのＷ元素の固溶量が向上する傾向にある。同様の観点から、結合相におけるＣｒ元素の含有量は、Ｃｏ元素の含有量１００原子％に対して、６．５原子％以下であることがより好ましい。
In the cemented carbide of the present embodiment, the Cr element is preferably 4.0 atomic % or more and 7.0 atomic % or less with respect to the Co element content of 100 atomic % in the binder phase.
The cemented carbide of the present embodiment tends to have improved corrosion resistance when the Cr element content in the binder phase is 4.0 atomic % or more with respect to the Co element content of 100 atomic %. When the content is 0 atomic % or less, the solid solution amount of the W element in the binder phase tends to be improved. From the same point of view, the Cr element content in the binder phase is more preferably 6.5 atomic % or less with respect to the Co element content of 100 atomic %.
なお、本実施形態において、結合相におけるＷ元素及びＣｒ元素の含有量は、後述の実施例に記載の方法により測定することができる。 In this embodiment, the contents of W element and Cr element in the binder phase can be measured by the method described in Examples below.
［複合化合物相］
本実施形態の超硬合金は、複合化合物相を含んでいてもよい。複合化合物相を構成する化合物としては、特に限定されないが、例えば、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ及びＭｏからなる群より選ばれる１種の元素の炭化物、窒化物、又は炭窒化物の少なくとも１種が挙げられる。本実施形態の超硬合金は、このような複合化合物相を含んでいると、耐摩耗性及び耐塑性変形性が向上する傾向にある。同様の観点から、複合化合物相を構成する化合物としては、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ及びＣｒからなる群より選択される少なくとも１種の金属元素の炭化物、又は窒化物の少なくとも１種であることがより好ましく、ＴｉＮ、ＴｉＣ、ＺｒＣ、ＮｂＣ、ＴａＣ及びＣｒ3Ｃ2からなる群より選択される１種以上であることが更に好ましい。
[Complex compound phase]
The cemented carbide of this embodiment may contain a complex compound phase. The compound that constitutes the composite compound phase is not particularly limited. At least one kind of nitride is mentioned. The cemented carbide of the present embodiment tends to have improved wear resistance and plastic deformation resistance when it contains such a composite compound phase. From the same point of view, the compound that constitutes the composite compound phase is at least one carbide or nitride of at least one metal element selected from the group consisting of Ti, Zr, Nb, Ta and Cr. is more preferred, and one or more selected from the group consisting of TiN, TiC, ZrC, NbC, TaC and Cr 3 C 2 is even more preferred.
［組成割合］
本実施形態の超硬合金は、ＷＣ相を主体として含有する。本実施形態の超硬合金は、ＷＣ相を主体として含有すると、耐摩耗性及び耐欠損性が向上する。また、本実施形態の超硬合金において、ＷＣ相の割合は、８０．０質量％以上９４．７質量％以下であることが好ましい。本実施形態の超硬合金は、ＷＣ相の割合が８０．０質量％以上であると、硬さが向上するため、耐摩耗性が向上する傾向にある。一方、本実施形態の超硬合金は、ＷＣ相の割合が９４．７質量％以下であると、靭性が向上するため、耐欠損性が向上する傾向にある。同様の観点から、同様の観点から、ＷＣ相の割合は８３．０～９３．８質量％であることが好ましく、８４．２～９３．８質量％であることがより好ましい８７．２～９３．８質量％であることが更に好ましい。
[Composition ratio]
The cemented carbide of this embodiment mainly contains a WC phase. When the cemented carbide of the present embodiment mainly contains the WC phase, wear resistance and chipping resistance are improved. Moreover, in the cemented carbide of the present embodiment, the proportion of the WC phase is preferably 80.0% by mass or more and 94.7% by mass or less. In the cemented carbide of the present embodiment, when the proportion of the WC phase is 80.0% by mass or more, the hardness is improved, and thus the wear resistance tends to be improved. On the other hand, in the cemented carbide of the present embodiment, when the proportion of the WC phase is 94.7% by mass or less, the fracture resistance tends to be improved because the toughness is improved. From the same viewpoint, the proportion of the WC phase is preferably 83.0 to 93.8% by mass, more preferably 84.2 to 93.8% by mass, and more preferably 87.2 to 93%. 0.8 mass % is more preferred.
本実施形態の超硬合金において、Ｃｏの割合は、５．０質量％以上１５．０質量％以下である。本実施形態の超硬合金は、Ｃｏの割合が５．０質量％以上であると、靭性が向上するため、耐欠損性が向上する。また、本実施形態の超硬合金は、ＷＣ相間を結合する結合相中にＣｏを含むことにより、超硬合金の製造の際の原料の焼結性が向上するため、耐欠損性が向上する。一方、本実施形態の超硬合金は、Ｃｏの割合が１５．０質量％以下であると、硬さが向上するため、耐摩耗性が向上する。同様の観点から、Ｃｏの割合の割合は５．９～１２．０質量％であることが好ましい。 In the cemented carbide of this embodiment, the proportion of Co is 5.0% by mass or more and 15.0% by mass or less. When the content of Co is 5.0% by mass or more, the cemented carbide according to the present embodiment has improved toughness and thus fracture resistance. In addition, since the cemented carbide of the present embodiment contains Co in the binder phase that bonds the WC phases, the sinterability of the raw material during the production of the cemented carbide is improved, so the fracture resistance is improved. . On the other hand, in the cemented carbide of the present embodiment, when the proportion of Co is 15.0% by mass or less, the hardness is improved, and thus the wear resistance is improved. From the same point of view, the ratio of Co is preferably 5.9 to 12.0% by mass.
本実施形態の超硬合金において、Ｃｒの割合がＣｒ3Ｃ2換算量で０．３質量％以上である。本実施形態の超硬合金は、Ｃｒの割合がＣｒ3Ｃ2換算量で０．３質量％以上であると、高温硬さが向上するため、耐摩耗性が向上する。一方、本実施形態の超硬合金は、Ｃｒの割合がＣｒ3Ｃ2換算量で０．８質量％以下であると、靭性が向上するため、耐欠損性が向上する。
本実施形態の超硬合金は、複合化合物相を含んでいてもよい。本実施形態の超硬合金において、複合化合物相の割合は、０質量％超５．０質量％以下であることが好ましい。本実施形態の超硬合金は、複合化合物相の割合が０質量％超であると、高温硬さが向上するため、耐摩耗性が向上する傾向にある。一方、本実施形態の超硬合金は、複合化合物相の割合が５．０質量％以下であると、靭性が向上するため、耐欠損性が向上する傾向にある。同様の観点から、複合化合物相の割合は０．３～５．０質量％であることがより好ましい。
In the cemented carbide of this embodiment, the Cr ratio is 0.3% by mass or more in terms of Cr 3 C 2 . In the cemented carbide of the present embodiment, when the proportion of Cr is 0.3% by mass or more in terms of Cr 3 C 2 , the high-temperature hardness is improved, and thus the wear resistance is improved. On the other hand, in the cemented carbide of the present embodiment, if the Cr ratio is 0.8% by mass or less in terms of Cr 3 C 2 , toughness is improved, and chipping resistance is improved.
The cemented carbide of this embodiment may contain a complex compound phase. In the cemented carbide of the present embodiment, the ratio of the composite compound phase is preferably more than 0% by mass and 5.0% by mass or less. When the ratio of the composite compound phase is more than 0% by mass, the cemented carbide of the present embodiment has improved high-temperature hardness, and thus tends to have improved wear resistance. On the other hand, in the cemented carbide of the present embodiment, if the ratio of the composite compound phase is 5.0% by mass or less, the fracture resistance tends to be improved because the toughness is improved. From the same point of view, the ratio of the complex compound phase is more preferably 0.3 to 5.0% by mass.
本実施形態の超硬合金中の各組成及び各割合（質量％）は、以下のようにして求める。超硬合金内部の任意の少なくとも３箇所の断面組織（例えば、表面から、内部に向かって深さ５００μｍ以上の位置の断面組織）を、エネルギー分散型Ｘ線分光器（ＥＤＳ）付き走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて観察し、ＥＤＳにより超硬合金の各組成を測定する。その結果から、各組成の割合を求めることができる。すなわち、超硬合金をその表面に対して直交する方向に研磨し、それにより現れた上記任意の断面組織をＳＥＭにて観察し、ＳＥＭに付属するＥＤＳを用いて、超硬合金中の各組成及び割合（質量％）を求める。より詳細には、超硬合金内の上記任意の断面組織を、ＥＤＳ付きＳＥＭにて２０００倍～５０００倍で観察し、面分析することにより得ることができる。さらに、得られた各組成の原子％から各組成の質量％を換算して算出することができる。例えば、ＷＣの場合、原子比で、Ｗ：Ｃ＝１：１として、ＷＣの原子％を求めた後、質量％に換算して算出することができる。 Each composition and each ratio (% by mass) in the cemented carbide of this embodiment are obtained as follows. A scanning electron microscope with an energy dispersive X-ray spectrometer (EDS) (for example, a cross-sectional structure at a depth of 500 μm or more from the surface toward the inside) of any at least three points inside the cemented carbide SEM), and each composition of the cemented carbide is measured by EDS. From the result, the ratio of each composition can be determined. That is, the cemented carbide is polished in a direction orthogonal to its surface, and the arbitrary cross-sectional structure that appears is observed with an SEM. And the ratio (% by mass) is obtained. More specifically, any cross-sectional structure in the cemented carbide can be observed by SEM with EDS at a magnification of 2,000 to 5,000 times and subjected to surface analysis. Furthermore, the mass % of each composition can be calculated by converting the obtained atomic % of each composition. For example, in the case of WC, the atomic ratio is W:C=1:1, and after calculating the atomic % of WC, it can be calculated by converting it into mass %.
［飽和磁化］
本実施形態の超硬合金は、飽和磁化が、６５％以上７５％以下である。本実施形態の超硬合金は、飽和磁化が６５％以上であると、脆弱なη相（Ｃｏ3Ｗ3Ｃ、Ｃｏ6Ｗ6Ｃ）が形成されるのを、抑制することができるため、耐欠損性が向上する。一方、本実施形態の超硬合金は、飽和磁化が７５％以下であると、Ｗ元素が、固溶しやすくなるため、耐摩耗性が向上する。同様の観点から、飽和磁化は６７％以上であることが好ましい。
[Saturation magnetization]
The cemented carbide of this embodiment has a saturation magnetization of 65% or more and 75% or less. When the cemented carbide of the present embodiment has a saturation magnetization of 65% or more, it is possible to suppress the formation of brittle η phases (Co 3 W 3 C, Co 6 W 6 C). , chipping resistance is improved. On the other hand, in the cemented carbide of the present embodiment, when the saturation magnetization is 75% or less, the W element is likely to form a solid solution, thereby improving wear resistance. From the same point of view, the saturation magnetization is preferably 67% or more.
なお、本実施形態において、超硬合金の飽和磁化は、後述の実施例に記載の方法により測定することができる。
In this embodiment, the saturation magnetization of the cemented carbide can be measured by the method described in Examples below.
［被覆超硬合金］
本実施形態の被覆超硬合金は、上述の超硬合金と、超硬合金の表面に形成された被覆層とを有する。かかる被覆超硬合金は、耐摩耗性を一層向上させたものである。被覆層は、単層であってもよく、２層以上の積層であってもよい。
[Coated Cemented Carbide]
The coated cemented carbide of this embodiment has the above-described cemented carbide and a coating layer formed on the surface of the cemented carbide. Such coated cemented carbide has further improved wear resistance. The coating layer may be a single layer or a laminate of two or more layers.
本実施形態の被覆超硬合金は、被覆層全体の平均厚さが、３．０μｍ以上２０．０μｍ以下であることが好ましい。本実施形態の被覆超硬合金は、被覆層全体の平均厚さが３．０μｍ以上であると耐摩耗性が一層向上し、被覆層全体の平均厚さが２０．０μｍ以下であると耐欠損性が一層向上する傾向にある。同様の観点から、被覆層全体の平均厚さは５．０μｍ以上１８．０μｍ以下であることが好ましく、８．０μｍ以上１６．０μｍ以下であることがより好ましい。 The coated cemented carbide of the present embodiment preferably has an average thickness of the entire coating layer of 3.0 μm or more and 20.0 μm or less. In the coated cemented carbide of the present embodiment, when the average thickness of the entire coating layer is 3.0 μm or more, the wear resistance is further improved, and when the average thickness of the entire coating layer is 20.0 μm or less, fracture resistance It tends to be more flexible. From the same point of view, the average thickness of the entire coating layer is preferably 5.0 μm or more and 18.0 μm or less, more preferably 8.0 μm or more and 16.0 μm or less.
本実施形態に用いる被覆層は、被覆工具の被覆層として使用されるものであれば特に限定されない。その中でも、被覆層が、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ及びＳｉからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｃ、Ｎ、Ｏ及びＢからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とを含む化合物層であると、被覆超硬合金の耐摩耗性が向上する傾向にある。同様の観点から、被覆層が、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ及びＳｉからなる群より選択される少なくとも１種の元素と、Ｃ、Ｎ及びＯからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とからなる化合物層であるとより好ましい。被覆層の具体例としては、特に限定されないが、例えば、α型Ａｌ2Ｏ3層、ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＮＯ層、（Ａｌ0.6Ｔｉ0.4）Ｎ層、（Ｔｉ0.5Ａｌ0.5）Ｎ層、（Ｔｉ0.9Ｓｉ0.1）Ｎ層、（Ｔｉ0.6Ａｌ0.3Ｗ0.1）Ｎ層、（Ｔｉ0.9Ｍｏ0.1）Ｎ層、（Ａｌ0.7Ｃｒ0.3）Ｎ層、ＮｂＮ層が挙げられる。これらの化合物層は単層でもよく２層以上組み合わせてもよい。 The coating layer used in this embodiment is not particularly limited as long as it is used as a coating layer for a coated tool. Among them, the coating layer consists of at least one element selected from the group consisting of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Al and Si, and C, N, O and B A compound layer containing at least one element selected from the group tends to improve the wear resistance of the coated cemented carbide. From a similar point of view, the coating layer contains at least one element selected from the group consisting of Ti, Cr, Mo, W, Al and Si, and at least one element selected from the group consisting of C, N and O. It is more preferable that it is a compound layer consisting of Specific examples of the coating layer are not particularly limited, but for example, α-type Al 2 O 3 layer, TiC layer, TiN layer, TiCN layer, TiCNO layer, (Al 0.6 Ti 0.4 )N layer, (Ti 0.5 Al 0.5 ). N layer, ( Ti0.9Si0.1 )N layer, ( Ti0.6Al0.3W0.1 )N layer, ( Ti0.9Mo0.1 )N layer , ( Al0.7Cr0.3 ) N layer, and NbN layer. These compound layers may be a single layer or a combination of two or more layers.
α型Ａｌ2Ｏ3層の平均厚さは、耐摩耗性及び耐欠損性を一層向上する観点から、１．０μｍ以上２．０μｍ以下であることが好ましい。ＴｉＣ層又はＴｉＮ層の平均厚さは、耐摩耗性及び耐欠損性を一層向上する観点から、０．０５μｍ以上１．０μｍ以下であることが好ましく、ＴｉＣＮ層の平均厚さは、耐摩耗性及び耐欠損性を一層向上する観点から、２．０μｍ以上１５．０μｍ以下であることが好ましく、ＴｉＣＮＯ層の平均厚さは、耐摩耗性及び耐欠損性を一層向上する観点から、０．１μｍ以上１．０μｍ以下であることが好ましい。（Ａｌ0.6Ｔｉ0.4）Ｎ層の平均厚さは、耐摩耗性及び耐欠損性を一層向上する観点から、０．１μｍ以上１．０μｍ以下であることが好ましい。（Ｔｉ0.5Ａｌ0.5）Ｎ層の平均厚さは、耐摩耗性及び耐欠損性を一層向上する観点から、２．０μｍ以上４．０μｍ以下であることが好ましい。（Ｔｉ0.9Ｓｉ0.1）Ｎ層の平均厚さは、耐摩耗性及び耐欠損性を一層向上する観点から、１．０μｍ以上２．０μｍ以下であることが好ましい。（Ｔｉ0.6Ａｌ0.3Ｗ0.1）Ｎ層の平均厚さは、耐摩耗性及び耐欠損性を一層向上する観点から、２．０μｍ以上４．０μｍ以下であることが好ましい。（Ｔｉ0.9Ｍｏ0.1）Ｎ層の平均厚さは、耐摩耗性及び耐欠損性を一層向上する観点から、２．０μｍ以上４．０μｍ以下であることが好ましい。（Ａｌ0.7Ｃｒ0.3）Ｎ層の平均厚さは、耐摩耗性及び耐欠損性を一層向上する観点から、０．１μｍ以上１．０μｍ以下であることが好ましい。ＮｂＮ層の平均厚さは、耐摩耗性及び耐欠損性を一層向上する観点から、０．１μｍ以上１．０μｍ以下であることが好ましい。 The average thickness of the α-type Al 2 O 3 layer is preferably 1.0 μm or more and 2.0 μm or less from the viewpoint of further improving wear resistance and chipping resistance. The average thickness of the TiC layer or TiN layer is preferably 0.05 μm or more and 1.0 μm or less from the viewpoint of further improving wear resistance and fracture resistance. And from the viewpoint of further improving chipping resistance, it is preferably 2.0 μm or more and 15.0 μm or less, and the average thickness of the TiCNO layer is 0.1 μm from the viewpoint of further improving wear resistance and chipping resistance. It is preferable that the thickness is not less than 1.0 μm and not more than 1.0 μm. The average thickness of the (Al 0.6 Ti 0.4 )N layer is preferably 0.1 μm or more and 1.0 μm or less from the viewpoint of further improving wear resistance and chipping resistance. The average thickness of the (Ti 0.5 Al 0.5 )N layer is preferably 2.0 μm or more and 4.0 μm or less from the viewpoint of further improving wear resistance and chipping resistance. The average thickness of the (Ti 0.9 Si 0.1 )N layer is preferably 1.0 μm or more and 2.0 μm or less from the viewpoint of further improving wear resistance and chipping resistance. The average thickness of the (Ti 0.6 Al 0.3 W 0.1 )N layer is preferably 2.0 μm or more and 4.0 μm or less from the viewpoint of further improving wear resistance and chipping resistance. The average thickness of the (Ti 0.9 Mo 0.1 )N layer is preferably 2.0 μm or more and 4.0 μm or less from the viewpoint of further improving wear resistance and chipping resistance. The average thickness of the (Al 0.7 Cr 0.3 )N layer is preferably 0.1 μm or more and 1.0 μm or less from the viewpoint of further improving wear resistance and chipping resistance. The average thickness of the NbN layer is preferably 0.1 μm or more and 1.0 μm or less from the viewpoint of further improving wear resistance and chipping resistance.
本実施形態に用いる被覆層を構成する各層の厚さ及び被覆層全体の厚さは、被覆超硬合金の断面組織から光学顕微鏡、ＳＥＭ、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）などを用いて測定することができる。なお、本実施形態の被覆超硬合金における各層の平均厚さ及び被覆層全体の平均厚さは、３箇所以上の断面から、各層の厚さ及び被覆層全体の厚さを測定して、その平均値を計算することで求めることができる。 The thickness of each layer constituting the coating layer used in the present embodiment and the thickness of the entire coating layer can be measured from the cross-sectional structure of the coated cemented carbide using an optical microscope, SEM, transmission electron microscope (TEM), or the like. can be done. The average thickness of each layer and the average thickness of the entire coating layer in the coated cemented carbide of the present embodiment are obtained by measuring the thickness of each layer and the thickness of the entire coating layer from three or more cross sections. It can be obtained by calculating the average value.
また、本実施形態の被覆超硬合金において、被覆層を構成する各層の組成は、被覆超硬合金の断面組織から、ＥＤＳや波長分散型Ｘ線分析装置（ＷＤＳ）などを用いた測定により決定することができる。 In the coated cemented carbide of the present embodiment, the composition of each layer constituting the coated layer is determined from the cross-sectional structure of the coated cemented carbide by measurement using EDS, wavelength dispersive X-ray spectrometer (WDS), etc. can do.
［超硬合金及び被覆超硬合金の製造方法］
次に、本実施形態の超硬合金及び被覆超硬合金の製造方法について、具体例を用いて説明する。なお、本実施形態の超硬合金及び被覆超硬合金の製造方法は、当該超硬合金の構成を達成し得る限り特に制限されるものではない。
[Method for producing cemented carbide and coated cemented carbide]
Next, the method for manufacturing the cemented carbide and the coated cemented carbide according to the present embodiment will be described using specific examples. The cemented carbide and coated cemented carbide manufacturing method of the present embodiment are not particularly limited as long as the structure of the cemented carbide can be achieved.
例えば、本実施形態の超硬合金及び被覆超硬合金における超硬合金の製造方法は、以下の工程（１）～（７）を含んでもよい。 For example, the cemented carbide manufacturing method of the cemented carbide and coated cemented carbide of the present embodiment may include the following steps (1) to (7).
工程（１）：平均粒径１．５μｍ～５．０μｍの炭化タングステン粉末８０．０質量％以上９４．７質量％以下と、平均粒径０．５μｍ～３．０μｍのＣｏ元素の粉末５．０質量％以上１５．０質量％以下と、平均粒径０．５μｍ～５．０μｍのＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ及びＭｏからなる群より選ばれる１種の元素の炭化物、窒化物、又は炭窒化物の少なくとも１種の複合化合物粉末０．３質量％以上５．０質量％以下とを配合（ただし、複合化合物粉末としてＣｒ3Ｃ2粉末を０．３質量％以上０．８質量％以下含み、これらの原料粉末の合計は１００質量％である。）して配合粉末を得る配合工程。 Step (1): 80.0% by mass or more and 94.7% by mass or less of tungsten carbide powder with an average particle size of 1.5 μm to 5.0 μm and Co element powder with an average particle size of 0.5 μm to 3.0 μm5. Carbide of one element selected from the group consisting of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr and Mo with an average particle size of 0.5 μm to 5.0 μm and 0% by mass or more and 15.0% by mass or less , nitride, or carbonitride, and at least one composite compound powder of 0.3% by mass or more and 5.0% by mass or less (however, 0.3% by mass or more of Cr 3 C 2 powder as the composite compound powder 0.8% by mass or less, and the total of these raw material powders is 100% by mass.) to obtain a blended powder.
工程（２）：工程（１）において用意した配合粉末を溶媒とともに湿式ボールミルにより１０時間～４０時間混合して混合物を得る混合工程。 Step (2): A mixing step of mixing the blended powder prepared in step (1) with a solvent in a wet ball mill for 10 to 40 hours to obtain a mixture.
工程（３）：工程（２）において得られた混合物を、１００℃以下で加熱及び乾燥しながら溶媒を蒸発させて乾燥混合物を得る乾燥工程。 Step (3): A drying step in which the mixture obtained in step (2) is heated and dried at 100°C or less to evaporate the solvent to obtain a dry mixture.
工程（４）：工程（３）において得られた乾燥混合物に１．５質量％のパラフィンワックスを添加し、所定の工具の形状に成形して成形体を得る成形工程。 Step (4): A molding step of adding 1.5% by mass of paraffin wax to the dry mixture obtained in the step (3) and molding it into a predetermined tool shape to obtain a molding.
工程（５）：工程（４）において得られた成形体を、７０Ｐａ以下の真空条件下にて、１３００℃～１６００℃の温度まで昇温する昇温工程。 Step (5): A step of heating the compact obtained in step (4) to a temperature of 1300° C. to 1600° C. under a vacuum condition of 70 Pa or less.
工程（６）：工程（５）を経た成形体を、５０Ｐａ～１３３０Ｐａの不活性ガス（例えば、Ａｒ）雰囲気下にて、１３００℃～１６００℃の温度に保持して２０分～６０分加熱する焼結工程。 Step (6): The compact that has undergone step (5) is held at a temperature of 1300° C. to 1600° C. in an inert gas (eg, Ar) atmosphere of 50 Pa to 1330 Pa and heated for 20 minutes to 60 minutes. sintering process.
工程（７）：工程（６）を経た成形体を、大気圧の不活性ガス雰囲気下にて、１３００℃～１６００℃の温度から常温まで１０℃／分～５０℃／分の速度で冷却する冷却工程。 Step (7): Cooling the compact after step (6) from a temperature of 1300° C. to 1600° C. to normal temperature at a rate of 10° C./min to 50° C./min under an inert gas atmosphere at atmospheric pressure. cooling process.
なお、工程（１）において使用される原料粉末の平均粒径は、米国材料試験協会（ＡＳＴＭ）規格Ｂ３３０に記載のフィッシャー法（Ｆｉｓｈｅｒ Ｓｕｂ－Ｓｉｅｖｅ Ｓｉｚｅｒ（ＦＳＳＳ））により測定されたものである。 The average particle size of the raw material powder used in step (1) is measured by the Fisher Sub-Sieve Sizer (FSSS) described in American Society for Testing and Materials (ASTM) Standard B330.
工程（１）～（７）は、以下の意義を有する。
工程（１）において、炭化タングステン粉末と、Ｃｏ元素の粉末と、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ及びＭｏからなる群より選ばれる１種の元素の炭化物、窒化物、又は炭窒化物の少なくとも１種の複合化合物粉末（ただし、少なくともＣｒ3Ｃ2粉末を含む。）とを所定の配合割合で用いることにより、超硬合金の組成を特定の範囲に調整することができる。また、炭化タングステン（ＷＣ）中の炭素量を調整することにより、超硬合金の飽和磁化を所定の範囲に調整することができる。さらに、結合相において、Ｃｏ元素の添加量１００原子％に対するＷ元素及びＣｒ元素を形成する原料粉末（順に炭化タングステン粉末及びＣｒ3Ｃ2粉末）の添加量を調整することにより、超硬合金の飽和磁化を所定の範囲に調整することができる。具体的には、結合相において、Ｃｏ元素の添加量１００原子％に対するＷ元素及びＣｒ元素を形成する原料粉末（順に炭化タングステン粉末及びＣｒ3Ｃ2粉末）の添加量が多くなるほど、超硬合金の飽和磁化は小さくなる。なお、Ｃｒ元素の固溶量は途中で飽和する。
Steps (1) to (7) have the following significance.
In the step (1), tungsten carbide powder, Co element powder, and one element selected from the group consisting of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr and Mo, carbide, nitride or carbon By using a composite compound powder of at least one kind of nitride (including at least Cr 3 C 2 powder) in a predetermined mixing ratio, the composition of the cemented carbide can be adjusted to a specific range. Also, by adjusting the amount of carbon in tungsten carbide (WC), the saturation magnetization of the cemented carbide can be adjusted within a predetermined range. Furthermore, in the binder phase, by adjusting the addition amount of raw material powders forming W element and Cr element ( tungsten carbide powder and Cr3C2 powder in order) with respect to the addition amount of Co element of 100 atomic %, cemented carbide Saturation magnetization can be adjusted within a predetermined range. Specifically, in the binder phase, the larger the addition amount of the raw material powders ( tungsten carbide powder and Cr3C2 powder in order) forming the W element and the Cr element with respect to the addition amount of Co element of 100 atomic %, the more the cemented carbide becomes smaller . In addition, the solid-solution amount of Cr element is saturated on the way.
工程（２）では、ＷＣ相の炭化タングステンの平均粒径を調整することができる。ボールミルによる混合時間が長いほど、炭化タングステンの平均粒径は小さくなる。また、工程（２）では、工程（１）で用意した原料粉末を均一に混合した混合物を得ることができる。 In step (2), the average grain size of tungsten carbide in the WC phase can be adjusted. The longer the ball mill mixing time, the smaller the average grain size of tungsten carbide. Further, in step (2), a mixture in which the raw material powders prepared in step (1) are uniformly mixed can be obtained.
工程（３）では、混合物を加熱及び乾燥することにより、溶媒を蒸発させた乾燥混合物を得ることができる。 In step (3), by heating and drying the mixture, a dry mixture from which the solvent has been evaporated can be obtained.
工程（４）では、乾燥混合物にパラフィンワックスを添加し、所定の工具の形状に成形する。パラフィンを添加することにより、成形性が向上する。 In step (4), paraffin wax is added to the dry mixture and formed into a desired tool shape. Addition of paraffin improves moldability.
工程（５）では、成形体を、７０Ｐａ以下の真空で昇温する。これにより、成形体における液相出現前及び液相出現直後での脱ガスを促進するとともに、焼結工程（工程（６））における焼結性を向上させる。 In step (5), the molded body is heated in a vacuum of 70 Pa or less. This promotes degassing in the compact before and immediately after the appearance of the liquid phase, and improves sinterability in the sintering step (step (6)).
工程（６）では、成形体を、不活性ガス雰囲気下で１３００℃～１６００℃の温度で焼結する。これにより、成形体は緻密化し、成形体の機械的強度が高まる。また、焼結温度高いほど、炭化タングステン（ＷＣ）の平均粒径が大きくなる。さらに、焼結時間が長いほど、炭化タングステン（ＷＣ）の平均粒径が大きくなる。また、焼結温度が高いほど、Ｃｏが存在する結合相中に固溶するＷ元素及びＣｒ元素の量が多くなる。 In step (6), the compact is sintered at a temperature of 1300° C. to 1600° C. under an inert gas atmosphere. As a result, the compact is densified and the mechanical strength of the compact is increased. Also, the higher the sintering temperature, the larger the average grain size of tungsten carbide (WC). Furthermore, the longer the sintering time, the larger the average grain size of tungsten carbide (WC). Also, the higher the sintering temperature, the greater the amount of W element and Cr element dissolved in the binder phase in which Co is present.
工程（７）では、成形体を、大気圧の不活性ガス雰囲気下で、１３００℃～１６００℃の温度から常温まで１０℃／分～５０℃／分の速度で冷却して超硬合金を得る。これにより、超硬合金が酸化するのを防ぐことができる。また、冷却速度が速いほど、Ｗ元素の固溶量が多くなり、一方、Ｃｒ元素の固溶量は少なくなる。 In step (7), the compact is cooled from 1300° C. to 1600° C. to normal temperature at a rate of 10° C./min to 50° C./min under an inert gas atmosphere at atmospheric pressure to obtain a cemented carbide. . This can prevent the cemented carbide from oxidizing. Also, the faster the cooling rate, the greater the solid solution amount of W element and the less the solid solution amount of Cr element.
工程（１）から工程（７）を経て得られた超硬合金に対して、必要に応じて、研削加工や刃先のホーニング加工を施してもよい。本実施形態の超硬合金は、上記の加工が施された超硬合金も包含する概念をいう。 If necessary, the cemented carbide obtained through steps (1) to (7) may be subjected to grinding or honing of the cutting edge. The cemented carbide of the present embodiment is a concept that also includes cemented carbide that has been processed as described above.
次に、本実施形態の被覆超硬合金の製造方法について、具体例を用いて説明する。なお、本実施形態の被覆超硬合金の製造方法は、当該被覆超硬合金の構成を達成し得る限り特に制限されるものではない。 Next, a method for producing a coated cemented carbide according to the present embodiment will be described using a specific example. The method for manufacturing the coated cemented carbide according to the present embodiment is not particularly limited as long as the structure of the coated cemented carbide can be achieved.
本実施形態の被覆超硬合金において、被覆層は、化学蒸着法によって形成してもよく、物理蒸着法によって形成してもよい。その中でも、被覆層を物理蒸着法によって形成するのが好ましい。物理蒸着法としては、例えば、アークイオンプレーティング法、イオンプレーティング法、スパッタ法及びイオンミキシング法が挙げられる。その中でも、アークイオンプレーティング法は、超硬合金と被覆層との密着性により優れるので好ましい。 In the coated cemented carbide of this embodiment, the coating layer may be formed by chemical vapor deposition or physical vapor deposition. Among them, it is preferable to form the coating layer by physical vapor deposition. Physical vapor deposition includes, for example, arc ion plating, ion plating, sputtering, and ion mixing. Among them, the arc ion plating method is preferable because it is superior in adhesion between the cemented carbide and the coating layer.
（物理蒸着法）
工具形状に加工した本実施形態の超硬合金を物理蒸着装置の反応容器内に収容し、反応容器内をその圧力が１×１０-2Ｐａ以下の真空になるまで真空引きする。真空引きした後、反応容器内のヒーターにより超硬合金をその温度が２００～８００℃になるまで加熱する。加熱後、反応容器内にＡｒガスを導入して、反応容器内の圧力を０．５～５．０Ｐａとする。圧力０．５～５．０ＰａのＡｒガス雰囲気下にて、超硬合金に－２００～－１０００Ｖのバイアス電圧を印加し、反応容器内のタングステンフィラメントに５～２０Ａの電流を流して、超硬合金の表面にＡｒガスによるイオンボンバードメント処理を施す。超硬合金の表面にイオンボンバードメント処理を施した後、反応容器内をその圧力が１×１０-2Ｐａ以下の真空になるまで真空引きする。
(physical vapor deposition method)
The cemented carbide of this embodiment processed into a tool shape is placed in a reaction vessel of a physical vapor deposition apparatus, and the inside of the reaction vessel is evacuated to a vacuum of 1×10 −2 Pa or less. After evacuating, the cemented carbide is heated to a temperature of 200 to 800° C. by a heater in the reactor. After heating, Ar gas is introduced into the reaction vessel to adjust the pressure in the reaction vessel to 0.5-5.0 Pa. Under an Ar gas atmosphere at a pressure of 0.5 to 5.0 Pa, a bias voltage of -200 to -1000 V was applied to the cemented carbide, and a current of 5 to 20 A was applied to the tungsten filament in the reaction vessel to heat the cemented carbide. The surface of the alloy is subjected to ion bombardment treatment with Ar gas. After ion bombardment treatment is applied to the surface of the cemented carbide, the inside of the reaction vessel is evacuated to a vacuum of 1×10 −2 Pa or less.
次いで、超硬合金をその温度が２００℃～６００℃になるまで加熱する。その後、窒素ガスなどの反応ガスを反応容器内に導入し、反応容器内の圧力を０．５～５．０Ｐａに調整する。そして、超硬合金に－１０～－１５０Ｖのバイアス電圧を印加し、被覆層の金属成分に応じた金属蒸発源を８０～１５０Ａのアーク放電により蒸発させて、超硬合金の表面に被覆層を形成する。こうして、被覆超硬合金を得る。 The cemented carbide is then heated until its temperature is between 200°C and 600°C. Thereafter, a reaction gas such as nitrogen gas is introduced into the reaction vessel, and the pressure inside the reaction vessel is adjusted to 0.5-5.0 Pa. Then, a bias voltage of -10 to -150 V is applied to the cemented carbide, and a metal evaporation source corresponding to the metal component of the coating layer is evaporated by 80 to 150 A arc discharge to form a coating layer on the surface of the cemented carbide. Form. Thus, a coated cemented carbide is obtained.
（化学蒸着法）
上述のようにして工具形状に加工した本実施形態の超硬合金の表面に、下部層であるＴｉＣ層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層及びＴｉＣＮＯ層からなる群より選ばれる１種又は２種以上の層を形成する。次いで、下部層の表面（下部層が複層である場合は、超硬合金から最も離れた層）の表面を酸化する。その後、酸化処理した下部層の表面にα－Ａｌ2Ｏ3層である上部層を形成する。さらに、必要に応じて上部層の表面にＴｉＮ層である最上層を形成してもよい。
(chemical vapor deposition method)
One or two selected from the group consisting of the lower layer TiC layer, TiN layer, TiCN layer, TiCO layer and TiCNO layer is applied to the surface of the cemented carbide of the present embodiment processed into a tool shape as described above. Form the above layers. The surface of the lower layer (if the lower layer is multi-layered, the layer furthest from the cemented carbide) is then oxidized. After that, an upper layer, which is an α-Al 2 O 3 layer, is formed on the surface of the oxidized lower layer. Furthermore, if necessary, a top layer, which is a TiN layer, may be formed on the surface of the upper layer.
より具体的には、下部層であるＴｉＮ層は、原料ガス組成をＴｉＣｌ4：５．０～１０．０ｍｏｌ％、Ｎ2：２０～６０ｍｏｌ％、Ｈ2：残部とし、温度を８５０～９２０℃、圧力を１００～４００ｈＰａとする化学蒸着法で形成することができる。 More specifically, the TiN layer, which is the lower layer, has a source gas composition of TiCl 4 : 5.0 to 10.0 mol %, N 2 : 20 to 60 mol %, H 2 : balance, and a temperature of 850 to 920°C. , can be formed by chemical vapor deposition at a pressure of 100 to 400 hPa.
ＴｉＣ層は、原料ガス組成をＴｉＣｌ4：１．０～３．０ｍｏｌ％、ＣＨ4：４．０～６．０ｍｏｌ％、Ｈ2：残部とし、温度を９９０～１０３０℃、圧力を５０～１００ｈＰａとする化学蒸着法で形成することができる。 The TiC layer has a raw material gas composition of TiCl 4 : 1.0 to 3.0 mol %, CH 4 : 4.0 to 6.0 mol %, H 2 : balance, temperature 990 to 1030° C., pressure 50 to 100 hPa. can be formed by a chemical vapor deposition method.
ＴｉＣＮ層は、原料ガス組成をＴｉＣｌ4：５．０～７．０ｍｏｌ％、ＣＨ3ＣＮ：０．５～１．５ｍｏｌ％、Ｈ2：残部とし、温度を８４０～８９０℃、圧力を６０～８０ｈＰａとする化学蒸着法で形成することができる。 The TiCN layer has a raw material gas composition of TiCl 4 : 5.0 to 7.0 mol%, CH 3 CN: 0.5 to 1.5 mol%, H 2 : balance, temperature 840 to 890° C., pressure 60 to It can be formed by a chemical vapor deposition method at 80 hPa.
ＴｉＣＯ層は、原料ガス組成をＴｉＣｌ4：０．５～１．５ｍｏｌ％、ＣＯ：２．０～４．０ｍｏｌ％、Ｈ2：残部とし、温度を９７５～１０２５℃、圧力を６０～１００ｈＰａとする化学蒸着法で形成することができる。 The TiCO layer has a raw material gas composition of TiCl 4 : 0.5 to 1.5 mol %, CO: 2.0 to 4.0 mol %, H 2 : balance, a temperature of 975 to 1025° C., and a pressure of 60 to 100 hPa. can be formed by chemical vapor deposition.
ＴｉＣＮＯ層は、原料ガス組成をＴｉＣｌ4：３．０～５．０ｍｏｌ％、ＣＯ：０．４～１．０ｍｏｌ％、Ｎ2：３０～４０ｍｏｌ％、Ｈ2：残部とし、温度を９７５～１０２５℃、圧力を９０～１１０ｈＰａとする化学蒸着法で形成することができる。 The TiCNO layer has a raw material gas composition of TiCl 4 : 3.0 to 5.0 mol%, CO: 0.4 to 1.0 mol%, N 2 : 30 to 40 mol%, H 2 : balance, and a temperature of 975 to 1025. C. and a pressure of 90 to 110 hPa by chemical vapor deposition.
下部層の表面の酸化は、ガス組成をＣＯ：０．１～１．０ｍｏｌ％、Ｈ2：残部とし、温度を９７０～１０２０℃、圧力を５０～７０ｈＰａとする条件により行われる。このときの酸化の時間は、０．５～２分であることが好ましい。 The oxidation of the surface of the lower layer is carried out under conditions of a gas composition of CO: 0.1-1.0 mol %, H 2 as the balance, a temperature of 970-1020° C. and a pressure of 50-70 hPa. The oxidation time at this time is preferably 0.5 to 2 minutes.
上部層であるα－Ａｌ2Ｏ3層は、原料ガス組成をＡｌＣｌ3：２．０～５．０ｍｏｌ％、ＣＯ2：２．５～４．０ｍｏｌ％、ＨＣｌ：２．０～３．０ｍｏｌ％、Ｈ2Ｓ：０．１～０．２ｍｏｌ％、Ｈ2：残部とし、温度を９５０～１１３０℃、圧力を６０～８０ｈＰａとする化学蒸着法で形成される。 The upper α-Al 2 O 3 layer has a source gas composition of AlCl 3 : 2.0 to 5.0 mol %, CO 2 : 2.5 to 4.0 mol %, HCl: 2.0 to 3.0 mol %. %, H 2 S: 0.1 to 0.2 mol %, H 2 : balance, temperature 950 to 1130° C., pressure 60 to 80 hPa.
最上層であるＴｉＮ層は、原料ガス組成をＴｉＣｌ4：５．０～１０．０ｍｏｌ％、Ｎ2：２０～６０ｍｏｌ％、Ｈ2：残部とし、温度を９５０～１０００℃、圧力を３００～４００ｈＰａとする化学蒸着法で形成することができる。 The TiN layer, which is the uppermost layer, has a raw material gas composition of TiCl 4 : 5.0 to 10.0 mol%, N 2 : 20 to 60 mol%, H 2 : balance, temperature 950 to 1000 ° C., pressure 300 to 400 hPa. can be formed by a chemical vapor deposition method.
本実施形態において、最上層を形成した後の被覆層に対して乾式ショットブラストを施すことが好ましい。乾式ショットブラストの条件は、投射圧力が０．５ｂａｒ以上０．９ｂａｒ以下であり、投射角度が９０°であると好ましい。また、乾式ショットブラストに用いるブラスト装置において、ノズルが所定の方向に移動しながら投射材を噴射する場合、そのノズルの移動方向に直交する方向におけるノズルのピッチ間隔は３ｍｍ以上５ｍｍ以下であると好ましい。また、ノズルの速度（移動速度）は、６０００ｍｍ／分以上７０００ｍｍ／分以下であると好ましい。乾式ショットブラストにおける投射材（メディア）は、好ましくは平均粒径１２０～４００μｍ（投射材の材質が、鋼の場合は、３８０～４２０μｍ）、より好ましくは１２０～１５０μｍ、さらに好ましくは１２０～１４０μｍであって、ＳｉＣ、鋼（Ｓｔｅｅｌ）、Ａｌ2Ｏ3及びＺｒＯ2からなる群より選ばれる１種以上の材質であると好ましい。 In this embodiment, dry shot blasting is preferably applied to the coating layer after forming the uppermost layer. The dry shot blasting conditions are preferably a blasting pressure of 0.5 bar or more and 0.9 bar or less and a blasting angle of 90°. Further, in the blasting apparatus used for dry shot blasting, when the nozzles are moved in a predetermined direction to eject the projection material, the pitch interval of the nozzles in the direction orthogonal to the moving direction of the nozzles is preferably 3 mm or more and 5 mm or less. . Moreover, the speed (moving speed) of the nozzle is preferably 6000 mm/min or more and 7000 mm/min or less. The blasting material (media) for dry shot blasting preferably has an average particle size of 120 to 400 μm (380 to 420 μm when the material of the blasting material is steel), more preferably 120 to 150 μm, still more preferably 120 to 140 μm. At least one material selected from the group consisting of SiC, steel, Al 2 O 3 and ZrO 2 is preferable.
本実施形態の超硬合金及び被覆超硬合金は、特に難削材の加工において、優れた加工性能を有するものであるため、工具の構成材料として好適に用いることができる。本実施形態の超硬合金及び被覆超硬合金を、例えば切削工具の構成材料として用いた場合、特に難削材の切削加工に対し優れた性能を有する。また、熱伝導率が低い難削材を加工するための工具（例えば切削工具）の材料として本実施形態の超硬合金及び被覆超硬合金を用いた場合、その超硬合金及び被覆超硬合金は、優れた高温強度及び耐欠損性を有するので、特に有用である。 The cemented carbide and coated cemented carbide of the present embodiment have excellent machining performance, particularly in machining of difficult-to-cut materials, and therefore can be suitably used as a constituent material of tools. When the cemented carbide and coated cemented carbide of the present embodiment are used as a constituent material of, for example, a cutting tool, they exhibit excellent performance especially in cutting difficult-to-cut materials. In addition, when the cemented carbide and coated cemented carbide of the present embodiment are used as materials for tools (for example, cutting tools) for machining difficult-to-cut materials with low thermal conductivity, the cemented carbide and coated cemented carbide is particularly useful because it has excellent high-temperature strength and fracture resistance.
以下、実施例を挙げて本発明を更に詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。 EXAMPLES The present invention will be described in more detail below with reference to Examples, but the present invention is not limited to these Examples.
［超硬合金の製造］
原料粉末として、市販されている、平均粒径１．５μｍ～３．０μｍの炭化タングステン（ＷＣ）粉末、平均粒径１．５μｍのＴｉＣ粉末、平均粒径１．３μｍのＴｉＮ粉末、平均粒径３．０μｍのＮｂＣ粉末、平均粒径１．０μｍのＴａＣ粉末、平均粒径３．０μｍのＺｒＣ粉末、平均粒径３．０μｍのＣｒ3Ｃ2粉末及び平均粒径１．５μｍのＣｏ粉末を用意した。なお、これらの原料粉末は、市販されているものを使用した。また、原料の炭化タングステン（ＷＣ）粉末は、表１に示すとおり炭素量の異なるＡ～Ｃの３種を用意した。また、原料粉末の平均粒径は、米国材料試験協会（ＡＳＴＭ）規格Ｂ３３０に記載のフィッシャー法（Ｆｉｓｈｅｒ Ｓｕｂ－Ｓｉｅｖｅ Ｓｉｚｅｒ（ＦＳＳＳ））により測定されたものである。
[Manufacture of Cemented Carbide]
As raw material powders, commercially available tungsten carbide (WC) powder with an average particle size of 1.5 μm to 3.0 μm, TiC powder with an average particle size of 1.5 μm, TiN powder with an average particle size of 1.3 μm, average particle size NbC powder with an average particle size of 3.0 μm, TaC powder with an average particle size of 1.0 μm, ZrC powder with an average particle size of 3.0 μm, Cr 3 C 2 powder with an average particle size of 3.0 μm, and Co powder with an average particle size of 1.5 μm. prepared. These raw material powders were commercially available ones. As shown in Table 1, three types of tungsten carbide (WC) powders A to C having different carbon contents were prepared. The average particle size of the raw material powder is measured by Fisher Sub-Sieve Sizer (FSSS) described in American Society for Testing and Materials (ASTM) Standard B330.
発明品１～１１、及び比較品１～９については、用意した原料粉末を下記表３に示す配合組成になるように秤量して、その秤量した原料粉末を、アセトン溶媒と超硬合金製ボールと共にステンレス製ポットに収容し、下記表２に示すとおり湿式ボールミルで１５～５０時間の混合及び粉砕を行った。湿式ボールミルによる混合及び粉砕後、アセトン溶媒を蒸発して得られた乾燥混合物に、パラフィンワックスを１．５質量％添加し、焼結後の形状が、発明品１～６及び比較品１～５については、ＩＳＯ規格インサート形状ＳＮＧＵ１３０７になる金型を用いて、発明品７～１１及び比較品６～９については、ＩＳＯ規格インサート形状ＣＮＭＧ１２０４０８になる金型を用いて、圧力１９６ＭＰａでプレス成形して、混合物の成形体を得た。 For invention products 1 to 11 and comparative products 1 to 9, the prepared raw material powders were weighed so as to have the composition shown in Table 3 below, and the weighed raw material powders were mixed with acetone solvent and cemented carbide balls. Together, they were placed in a stainless steel pot, and mixed and pulverized in a wet ball mill for 15 to 50 hours as shown in Table 2 below. After mixing and pulverizing with a wet ball mill, 1.5% by mass of paraffin wax was added to the dry mixture obtained by evaporating the acetone solvent, and the shape after sintering was the invention products 1 to 6 and the comparative products 1 to 5. For Inventive Products 7 to 11 and Comparative Products 6 to 9, a mold with ISO standard insert shape SNGU1307 is used, and a mold with ISO standard insert shape CNMG120408 is used to press mold at a pressure of 196 MPa. , to obtain a molded body of the mixture.
混合物の成形体を焼結炉内に収容した後、７０Ｐａ以下の真空にて室温から上記表２に記載の焼結温度１３５０～１５００℃まで昇温した。その後、アルゴンガス雰囲気、各々の焼結温度にて、２０～６０分保持することにより、成形体を焼結した。焼結後、圧力が７０Ｐａ以下の真空にて、上記表２に記載の冷却速度５～３０℃／分で、冷却した。 After placing the molded body of the mixture in a sintering furnace, the temperature was raised from room temperature to the sintering temperature of 1350 to 1500° C. shown in Table 2 under a vacuum of 70 Pa or less. After that, the molded body was sintered by holding for 20 to 60 minutes at each sintering temperature in an argon gas atmosphere. After sintering, it was cooled at a vacuum pressure of 70 Pa or less at a cooling rate of 5 to 30° C./min shown in Table 2 above.
上記のようにして混合物の成形体を焼結することにより、超硬合金を作製した。さらに、得られた超硬合金の切れ刃稜線部にＳｉＣブラシによりホーニング処理を施した。 A cemented carbide was produced by sintering the compact of the mixture as described above. Further, the ridge of the cutting edge of the obtained cemented carbide was honed with a SiC brush.
［被覆層の形成］
上記のようにして作製した超硬合金の表面に以下のとおり化学蒸着法又は物理蒸着法により被覆層を形成した。
[Formation of coating layer]
A coating layer was formed on the surface of the cemented carbide produced as described above by chemical vapor deposition or physical vapor deposition as follows.
（化学蒸着法）
発明品１～６及び比較品１～５については、化学蒸着法により被覆層を形成した。具体的には、上記のようにして作製した超硬合金を外熱式化学蒸着装置に装入し、超硬合金の表面側から順に、ＴｉＮ（平均厚さ：０．１μｍ）－ＴｉＣＮ（平均厚さ：６．０μｍ）－ＴｉＣＮＯ（平均厚さ：０．１μｍ）－（α）Ａｌ2Ｏ3（平均厚さ：１．０μｍ）－ＴｉＮ（平均厚さ：０．２μｍ）の構成となるように被覆層を形成した。より具体的には、まず、ＴｉＮ層は、原料ガス組成をＴｉＣｌ4：７．５ｍｏｌ％、Ｎ2：４０．０ｍｏｌ％、Ｈ2：５２．５ｍｏｌ％とし、温度を９００℃、圧力を３５０ｈＰａとする化学蒸着法で形成した。次に、ＴｉＣＮ層は、原料ガス組成をＴｉＣｌ4：６．０ｍｏｌ％、ＣＨ3ＣＮ：１．０ｍｏｌ％、Ｈ2：９３．０ｍｏｌ％とし、温度を８５０℃、圧力を７０ｈＰａとする化学蒸着法で形成した。さらに、ＴｉＣＮＯ層は、原料ガス組成をＴｉＣｌ4：３．５ｍｏｌ％、ＣＯ：０．７ｍｏｌ％、Ｎ2：３５．５ｍｏｌ％、Ｈ2：６０．３ｍｏｌ％とし、温度を１０００℃、圧力を１００ｈＰａとする化学蒸着法で形成した。ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層及びＴｉＣＮＯ層の平均厚さは、順に０．１μｍ、６．０μｍ及び０．１μｍとなるようにした。ＴｉＣＮＯ層形成後、ＣＯ：０．５ｍｏｌ％、Ｈ2：９９．５ｍｏｌ％のガス組成、１０００℃の温度、及び６０ｈＰａの圧力の条件の下、１分間、ＴｉＣＮＯ層の表面に酸化処理を施した。次に、酸化処理を施した後のＴｉＣＮＯ層の表面に１．０μｍの平均厚さになるようにα－Ａｌ2Ｏ3層を化学蒸着法により形成した。α－Ａｌ2Ｏ3層の形成条件は、原料ガス組成をＡｌＣｌ3：２．５ｍｏｌ％、ＣＯ2：３．０ｍｏｌ％、ＨＣｌ：２．３ｍｏｌ％、Ｈ2Ｓ：０．１５ｍｏｌ％、Ｈ2：９１．８５ｍｏｌ％とし、温度を１０００℃、圧力を７０ｈＰａとした。次に、最上層であるＴｉＮ層は、原料ガス組成をＴｉＣｌ4：７．５ｍｏｌ％、Ｎ2：４０．０ｍｏｌ％、Ｈ2：５２．５ｍｏｌ％とし、温度を１０００℃、圧力を３５０ｈＰａとする化学蒸着法で形成した。ＴｉＮ層の平均厚さは、０．２μｍとなるようにした。最後に、最上層であるＴｉＮ層を形成した後の被覆層に対して乾式ショットブラストを施した。乾式ショットブラストの条件は、投射圧力を０．６ｂａｒとし、投射角度を９０°とした。また、乾式ショットブラストに用いるブラスト装置において、ノズルが所定の方向に移動しながら投射材を噴射する際のノズルの移動方向に直交する方向におけるノズルのピッチ間隔を４ｍｍとし、ノズルの速度（移動速度）を６５００ｍｍ／分とした。乾式ショットブラストにおける投射材（メディア）は、平均粒径１２０μｍのＡｌ2Ｏ3とした。こうして、発明品１～６及び比較品１～５の被覆超硬合金を得た。
(chemical vapor deposition method)
For invention products 1 to 6 and comparative products 1 to 5, coating layers were formed by chemical vapor deposition. Specifically, the cemented carbide produced as described above is charged into an external heat chemical vapor deposition apparatus, and TiN (average thickness: 0.1 μm)-TiCN (average thickness: 6.0 μm)-TiCNO (average thickness: 0.1 μm)-(α)Al 2 O 3 (average thickness: 1.0 μm)-TiN (average thickness: 0.2 μm) A coating layer was formed as follows. More specifically, first, the TiN layer was formed with a raw material gas composition of TiCl 4 : 7.5 mol %, N 2 : 40.0 mol %, H 2 : 52.5 mol %, at a temperature of 900° C. and a pressure of 350 hPa. It was formed by a chemical vapor deposition method. Next, the TiCN layer was formed by chemical vapor deposition with a material gas composition of TiCl 4 : 6.0 mol %, CH 3 CN: 1.0 mol %, H 2 : 93.0 mol %, at a temperature of 850° C. and a pressure of 70 hPa. formed by Further, the TiCNO layer was formed with a raw material gas composition of TiCl 4 : 3.5 mol%, CO: 0.7 mol%, N 2 : 35.5 mol%, H 2 : 60.3 mol%, at a temperature of 1000°C and a pressure of 100 hPa. It was formed by a chemical vapor deposition method. The average thicknesses of the TiN layer, TiCN layer and TiCNO layer were set to 0.1 μm, 6.0 μm and 0.1 μm, respectively. After the formation of the TiCNO layer, the surface of the TiCNO layer was oxidized for 1 minute under the conditions of a gas composition of CO: 0.5 mol% and H 2 : 99.5 mol%, a temperature of 1000°C, and a pressure of 60 hPa. . Next, an α-Al 2 O 3 layer was formed by chemical vapor deposition on the surface of the oxidized TiCNO layer so as to have an average thickness of 1.0 μm. The conditions for forming the α - Al 2 O 3 layer were as follows . : 91.85 mol%, the temperature was 1000°C, and the pressure was 70 hPa. Next, the TiN layer, which is the uppermost layer, has a source gas composition of TiCl 4 : 7.5 mol %, N 2 : 40.0 mol %, H 2 : 52.5 mol %, a temperature of 1000° C., and a pressure of 350 hPa. It was formed by chemical vapor deposition. The average thickness of the TiN layer was set to 0.2 μm. Finally, dry shot blasting was applied to the coating layer after forming the TiN layer as the uppermost layer. The dry shot blasting conditions were a blasting pressure of 0.6 bar and a blasting angle of 90°. Further, in the blasting apparatus used for dry shot blasting, the pitch interval of the nozzles in the direction orthogonal to the moving direction of the nozzles when ejecting the projection material while the nozzles move in a predetermined direction is set to 4 mm, and the speed of the nozzles (moving speed ) was set to 6500 mm/min. Al 2 O 3 with an average particle size of 120 μm was used as the blast material (media) in dry shot blasting. In this way, coated cemented carbides of invention products 1 to 6 and comparative products 1 to 5 were obtained.
（物理蒸着法）
発明品７～１１及び比較品６～９については、物理蒸着法により被覆層を形成した。具体的には、まず、アークイオンプレーティング装置の反応容器内に、金属蒸発源を設置した。金属蒸発源の組成は、被覆層の構成が（Ａｌ0.67Ｔｉ0.33）Ｎ（平均厚さ：０．３μｍ）－（Ａｌ0.80Ｔｉ0.20）Ｎ（平均厚さ：３．０μｍ）となるものとした。より具体的には、まず、上記のようにして作製した超硬合金を、アークイオンプレーティング装置の反応容器内のホルダーに取り付けた。反応容器内の圧力を、１×１０-2Ｐａ以下の真空にした。炉内ヒーターにより、超硬合金を５００℃に加熱した。超硬合金の温度が５００℃になった後、反応容器内の圧力が５Ｐａになるまで、反応容器内にＡｒガスを導入した。反応容器内の超硬合金に－５００Ｖのバイアス電圧を印加して、超硬合金の表面にＡｒイオンボンバードメント処理を施した。イオンボンバードメント条件は、以下の通りにした。
反応容器内の雰囲気：Ａｒ雰囲気
反応容器内の圧力 ：５Ｐａ
(physical vapor deposition method)
For Inventive Products 7 to 11 and Comparative Products 6 to 9, coating layers were formed by physical vapor deposition. Specifically, first, a metal evaporation source was installed in the reaction vessel of the arc ion plating apparatus. The composition of the metal evaporation source was such that the structure of the coating layer was (Al 0.67 Ti 0.33 )N (average thickness: 0.3 μm)-(Al 0.80 Ti 0.20 )N (average thickness: 3.0 μm). . More specifically, first, the cemented carbide manufactured as described above was attached to a holder in a reaction vessel of an arc ion plating apparatus. The pressure inside the reaction vessel was reduced to a vacuum of 1×10 −2 Pa or less. The cemented carbide was heated to 500° C. by a furnace heater. After the temperature of the cemented carbide reached 500° C., Ar gas was introduced into the reaction vessel until the pressure inside the reaction vessel reached 5 Pa. A bias voltage of −500 V was applied to the cemented carbide in the reaction vessel to subject the surface of the cemented carbide to Ar ion bombardment treatment. The ion bombardment conditions were as follows.
Atmosphere in the reaction vessel: Ar atmosphere Pressure in the reaction vessel: 5 Pa
Ａｒイオンボンバードメント処理後、Ａｒガスを排出して反応容器内の圧力を１×１０-2Ｐａ以下の真空にした。その後、反応容器内にＮ2ガスとＡｒガスとを１：１の比率（体積）で導入して、反応容器内を圧力３Ｐａの窒素雰囲気にした。次に、炉内ヒーターにより、超硬合金を５００℃に加熱した。超硬合金を加熱した後、超硬合金に－５０Ｖのバイアス電圧を印加するとともに、１５０Ａのアーク放電によって金属蒸発源を蒸発させた。これにより、超硬合金の表面に被覆層を形成した。被覆層を形成した後、試料を冷却した。試料温度が１００℃以下になった後、反応容器内から試料を取り出した。こうして、発明品７～１１及び比較品６～９の被覆超硬合金を得た。 After the Ar ion bombardment treatment, the Ar gas was discharged to reduce the pressure in the reactor to a vacuum of 1×10 −2 Pa or less. After that, N 2 gas and Ar gas were introduced into the reaction vessel at a ratio (volume) of 1:1 to create a nitrogen atmosphere with a pressure of 3 Pa inside the reaction vessel. Next, the cemented carbide was heated to 500° C. by a furnace heater. After heating the cemented carbide, a bias voltage of −50 V was applied to the cemented carbide and the metal evaporation source was evaporated by 150 A arc discharge. Thereby, a coating layer was formed on the surface of the cemented carbide. After forming the coating layer, the sample was cooled. After the sample temperature became 100° C. or lower, the sample was taken out from the reaction vessel. In this way, coated cemented carbides of invention products 7 to 11 and comparative products 6 to 9 were obtained.
得られた試料（被覆超硬合金からなる切削工具）を、その表面に対して直交する方向に鏡面研磨した。
物理蒸着法で被覆層を形成した場合は、金属蒸発源に対向する面の刃先から、当該面の中心部に向かって５０μｍの位置の近傍において、上記鏡面研磨により現れた面（以下、「鏡面研磨面」という。）を観察し、化学蒸着法で被覆層を形成した場合は、試料の刃先稜線部からすくい面の中心部に向かって５０μｍの位置の近傍において、鏡面研磨面を観察した。鏡面研磨面の観察には、光学顕微鏡及びＦＥ－ＳＥＭを用いた。観察された鏡面研磨面の画像から、被覆層の厚さを３箇所で測定した。測定された被覆層の厚さの平均値を算出した。被覆層の組成を、ＦＥ－ＳＥＭ付属のＥＤＳ、及び、ＦＥ－ＳＥＭ付属のＷＤＳを用いて測定した。発明品１～６及び比較品１～５については、被覆層の構成がＴｉＮ（平均厚さ：０．１μｍ）－ＴｉＣＮ（平均厚さ：６．０μｍ）－ＴｉＣＮＯ（平均厚さ：０．１μｍ）－（α）Ａｌ2Ｏ3（平均厚さ：１．０μｍ）－ＴｉＮ（平均厚さ：０．２μｍ）、発明品７～１１及び比較品６～９については、被覆層の構成が（Ａｌ0.67Ｔｉ0.33）Ｎ（平均厚さ：０．３μｍ）－（Ａｌ0.80Ｔｉ0.20）Ｎ（平均厚さ：３．０μｍ）であった。
The obtained sample (cutting tool made of coated cemented carbide) was mirror-polished in a direction orthogonal to its surface.
When the coating layer is formed by the physical vapor deposition method, the surface (hereinafter referred to as "mirror surface When the coating layer was formed by the chemical vapor deposition method, the mirror-polished surface was observed in the vicinity of the position 50 μm from the cutting edge ridge of the sample toward the center of the rake face. An optical microscope and FE-SEM were used to observe the mirror-polished surface. From the image of the mirror-polished surface observed, the thickness of the coating layer was measured at three points. An average value of the measured coating layer thicknesses was calculated. The composition of the coating layer was measured using EDS attached to FE-SEM and WDS attached to FE-SEM. For invention products 1 to 6 and comparative products 1 to 5, the composition of the coating layer is TiN (average thickness: 0.1 μm)-TiCN (average thickness: 6.0 μm)-TiCNO (average thickness: 0.1 μm )-(α)Al 2 O 3 (average thickness: 1.0 μm)-TiN (average thickness: 0.2 μm), Inventive products 7-11 and Comparative products 6-9, the structure of the coating layer is ( Al 0.67 Ti 0.33 )N (average thickness: 0.3 μm)-(Al 0.80 Ti 0.20 )N (average thickness: 3.0 μm).
得られた試料（被覆超硬合金）中の各組成及び各割合（質量％）は、以下のようにして求めた。得られた試料（被覆超硬合金）内部の任意の少なくとも３箇所の断面組織（表面から、内部に向かって深さ５００μｍ以上の位置の断面組織）を、エネルギー分散型Ｘ線分光器（ＥＤＳ）付き走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて観察し、ＥＤＳにより試料（被覆超硬合金）の各組成を測定した。その結果から、試料（被覆超硬合金）における各組成の割合を求めた。すなわち、試料（被覆超硬合金）をその表面に対して直交する方向に研磨し、それにより現れた上記任意の断面組織をＳＥＭにて観察し、ＳＥＭに付属するＥＤＳを用いて、試料（被覆超硬合金）中の各組成及び割合（質量％）を求めた。より詳細には、試料（被覆超硬合金）内の上記任意の断面組織を、ＥＤＳ付きＳＥＭにて２０００倍～５０００倍で観察し、面分析することにより得た。さらに、得られた各組成の原子％から各組成の質量％を換算して算出した。その結果を、表３に示す。 Each composition and each ratio (% by mass) in the obtained sample (coated cemented carbide) were determined as follows. The obtained sample (coated cemented carbide) internal at least three arbitrary cross-sectional structure (cross-sectional structure at a depth of 500μm or more from the surface toward the inside), energy dispersive X-ray spectrometer (EDS) Each composition of the sample (coated cemented carbide) was measured by EDS. Based on the results, the ratio of each composition in the sample (coated cemented carbide) was determined. That is, the sample (coated cemented carbide) is polished in a direction orthogonal to its surface, and the above arbitrary cross-sectional structure that appears thereby is observed with an SEM, and the sample (coated cemented carbide) is examined using an EDS attached to the SEM. Cemented Carbide) and each composition and ratio (% by mass) were determined. More specifically, the arbitrary cross-sectional structure in the sample (coated cemented carbide) was observed with an EDS-equipped SEM at a magnification of 2,000 to 5,000 times and was obtained by surface analysis. Furthermore, the mass % of each composition was calculated by converting the obtained atomic % of each composition. The results are shown in Table 3.
［各元素の原子比］
結合相において、Ｃｏ元素の含有量１００原子％に対するＷ元素及びＣｒ元素の含有量を以下のとおり算出した。
まず、得られた試料（超硬合金）中の断面組織を、ＥＤＳ付きＴＥＭで２万倍～５万倍で観察した。ＷＣ相で囲まれた結合相において、点分析し、Ｃｏ元素の含有量１００原子％に対するＷ元素及びＣｒ元素の含有量を測定した（３点）。同様に、ＷＣ相で囲まれた別の結合相（２箇所以上）においても点分析し、Ｃｏ元素の含有量１００原子％に対するＷ元素及びＣｒ元素の含有量を測定した。測定した各元素（３点×３箇所以上）のの含有量の相加平均値をそれぞれ算出した。算出したＷ元素及びＣｒ元素の値から、Ｗ／Ｃｒを求めた。算出した結果を表４に示す。
[Atomic ratio of each element]
In the binder phase, the contents of W element and Cr element relative to the Co element content of 100 atomic % were calculated as follows.
First, the cross-sectional structure of the obtained sample (cemented carbide) was observed with a TEM with EDS at a magnification of 20,000 to 50,000. Point analysis was performed on the bonding phase surrounded by the WC phase, and the contents of W element and Cr element relative to the Co element content of 100 atomic % were measured (3 points). Similarly, another bonding phase (two or more points) surrounded by the WC phase was also subjected to point analysis to measure the contents of W element and Cr element relative to the Co element content of 100 atomic %. The arithmetic mean value of the content of each measured element (3 points x 3 points or more) was calculated. W/Cr was obtained from the calculated W element and Cr element values. Table 4 shows the calculated results.
［超硬合金の飽和磁化］
超硬合金の飽和磁化を磁気特性測定装置にて測定した。測定結果を表４に示す。
[Saturation magnetization of cemented carbide]
The saturation magnetization of the cemented carbide was measured with a magnetic property measuring device. Table 4 shows the measurement results.
発明品１～６及び比較品１～５については、下記切削試験１を行い、発明品７～１１及び比較品６～９については、下記切削試験２を行った。当該試験結果を表５－１及び表５－２に示す。 Invention Products 1 to 6 and Comparative Products 1 to 5 were subjected to Cutting Test 1 below, and Invention Products 7 to 11 and Comparative Products 6 to 9 were subjected to Cutting Test 2 below. The test results are shown in Tables 5-1 and 5-2.
［切削試験１］
インサート：ＳＮＧＵ１３０７
被削材：ＳＣＭ４４０の角材、
切削速度：２５０ｍ／分、
送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ、
切り込み深さ：３．０ｍｍ、
クーラント：無し、
評価項目：試料が欠損、被膜剥離又は最大逃げ面摩耗幅が０．３ｍｍに至ったときを工具寿命とし、工具寿命までの加工長さを測定した。また、加工長さが工具寿命に至ったときの損傷状態をＳＥＭで確認した。
［切削試験２］
インサート：ＣＮＭＧ１２０４０８
被削材：インコネル（登録商標）の丸棒、
切削速度：６０ｍ／分、
送り：０．２０ｍｍ／ｒｅｖ、
切り込み深さ：１．０ｍｍ、
クーラント：有り、
評価項目：試料が欠損、被膜剥離又は最大逃げ面摩耗幅が０．３ｍｍに至ったときを工具寿命とし、工具寿命までの加工時間を測定した。また、加工時間が工具寿命に至ったときの損傷状態をＳＥＭで確認した。
[Cutting test 1]
Insert: SNGU1307
Work material: Square material of SCM440,
Cutting speed: 250m/min,
Feed: 0.3mm/rev,
depth of cut: 3.0 mm,
Coolant: None,
Evaluation item: The tool life was defined as the time when the sample was chipped, the coating peeled off, or the maximum flank wear width reached 0.3 mm, and the working length up to the tool life was measured. Moreover, the state of damage when the machined length reached the tool life was confirmed by SEM.
[Cutting test 2]
Insert: CNMG120408
Work material: Inconel (registered trademark) round bar,
Cutting speed: 60m/min,
Feed: 0.20mm/rev,
depth of cut: 1.0 mm,
Coolant: Yes,
Evaluation item: The tool life was defined as the time when the sample was chipped, the coating peeled off, or the maximum flank wear width reached 0.3 mm, and the machining time until the tool life was measured. Moreover, the state of damage when the machining time reached the tool life was confirmed by SEM.
表５－１に示す結果より、発明品１～６は、いずれの試料も加工長さが６．２ｍ以上であり、比較品１～５よりも加工長さが長く、耐摩耗性及び耐欠損性に優れることが分かる。また、表５－２に示す結果より、発明品７～１１は、いずれの試料も加工時間が５．５分以上であり、比較品６～９よりも加工時間が長く、耐摩耗性及び耐欠損性に優れることが分かる。 From the results shown in Table 5-1, Invention Products 1 to 6 have a processed length of 6.2 m or more for all samples, and have a longer processed length than Comparative Products 1 to 5, and have wear resistance and fracture resistance. It turns out that it is excellent in sex. In addition, from the results shown in Table 5-2, invention products 7 to 11 had a processing time of 5.5 minutes or more for all samples, and the processing time was longer than that of comparative products 6 to 9. It can be seen that the defect resistance is excellent.
［被覆超硬合金の製造］
発明品１及び７、並びに比較品２及び６と同じ条件で超硬合金を作製した。次に、アークイオンプレーティング装置の反応容器内に、金属蒸発源を設置した。金属蒸発源の組成は、表６に示す被覆層の組成に対応するものとした。超硬合金の表面に、表６に示す厚さの被覆層を形成したものを発明品１２～１９及び比較例１０～１７とした。被覆層は、組成及び平均厚さを表６に示すようにした以外は、上述の条件と同じ条件で形成した。発明品１２～１４及び比較品１０～１２については、上記切削試験１を行い、発明品１５～１９及び比較品１３～１７については、上記切削試験２を行った。その結果を表７－１及び表７－２に示す。
[Manufacture of coated cemented carbide]
Cemented carbides were produced under the same conditions as invention products 1 and 7 and comparative products 2 and 6. Next, a metal evaporation source was installed in the reaction vessel of the arc ion plating apparatus. The composition of the metal evaporation source corresponded to the composition of the coating layer shown in Table 6. Inventive Products 12 to 19 and Comparative Examples 10 to 17 were obtained by forming a coating layer having a thickness shown in Table 6 on the surface of the cemented carbide. The coating layer was formed under the same conditions as described above, except that the composition and average thickness were as shown in Table 6. Invention products 12 to 14 and comparative products 10 to 12 were subjected to cutting test 1, and invention products 15 to 19 and comparative products 13 to 17 were subjected to cutting test 2. The results are shown in Tables 7-1 and 7-2.
表７－１に示す結果より、発明品１２～１４は、いずれの試料も加工長さが６．８ｍ以上であり、比較品１０～１２よりも加工長さが長く、耐摩耗性及び耐欠損性に優れることが分かる。また、表７－２に示す結果より、発明品１５～１９の加工時間は、いずれの試料も加工時間が５．８分以上であり、比較品１３～１７よりも加工時間が長く、耐摩耗性及び耐欠損性に優れることが分かる。 From the results shown in Table 7-1, Invention Products 12 to 14 have a processed length of 6.8 m or more for all samples, and have a longer processed length than Comparative Products 10 to 12, and have wear resistance and fracture resistance. It turns out that it is excellent in sex. In addition, from the results shown in Table 7-2, the machining time of invention products 15 to 19 is 5.8 minutes or more for all samples, and the machining time is longer than that of comparative products 13 to 17. It can be seen that the strength and fracture resistance are excellent.
本発明の超硬合金及び被覆超硬合金は、耐摩耗性及び耐欠損性にも優れる。そのため、特に難削材の加工において、切削工具として好適に利用することができるので、その点において産業上の利用価値が高い。 The cemented carbide and coated cemented carbide of the present invention are also excellent in wear resistance and chipping resistance. Therefore, it can be suitably used as a cutting tool, particularly in machining difficult-to-cut materials, and in this respect, it has a high industrial utility value.
Claims (7)
ＷＣ相を８０．０質量％以上９４．７質量％以下と、Ｃｏを５．０質量％以上１５．０質量％以下と、ＣｒをＣｒ3Ｃ2換算量で０．３質量％以上０．８質量％以下との割合で含有してなり、
前記複合化合物相の割合が、０質量％超５．０質量％以下であり、
前記ＷＣ相における炭化タングステンの平均粒径が、１．５μｍ以上３．０μｍ以下であり、
飽和磁化が、６５％以上７５％以下であり、
前記Ｃｏが前記ＷＣ相間を結合する結合相中に存在し、前記結合相が、Ｗ元素とＣｒ元素とを固溶した形態で含み、下記式（１）で表される条件を満たし、
前記結合相において、前記Ｗ元素の含有量が、Ｃｏ元素の含有量１００原子％に対して４．０原子％以上１２．０原子％以下であり、
前記結合相において、前記Ｃｒ元素の含有量が、Ｃｏ元素の含有量１００原子％に対して４．０原子％以上７．０原子％以下である、超硬合金。
０．７≦Ｗ／Ｃｒ≦３．０…（１）
（式（１）中、Ｗは前記結合相におけるＣｏ元素全体の含有量１００原子％に対するＷ元素の含有量を示し、Ｃｒは前記結合相におけるＣｏ元素全体の含有量１００原子％に対するＣｒ元素の含有量を示す。） Consisting of a WC phase, a bonding phase, and a composite compound phase,
80.0% by mass or more and 94.7% by mass or less of the WC phase , 5.0% by mass or more and 15.0% by mass or less of Co, and 0.3% by mass or more and 0.3% by mass or more of Cr in terms of Cr3C2. Containing at a ratio of 8% by mass or less,
The ratio of the composite compound phase is more than 0% by mass and 5.0% by mass or less,
The average grain size of tungsten carbide in the WC phase is 1.5 μm or more and 3.0 μm or less,
Saturation magnetization is 65% or more and 75% or less,
The Co is present in the binder phase that bonds the WC phases, the binder phase contains the W element and the Cr element in the form of a solid solution, and satisfies the condition represented by the following formula (1),
In the binder phase, the W element content is 4.0 atomic % or more and 12.0 atomic % or less with respect to the Co element content of 100 atomic %,
The cemented carbide, wherein the Cr element content in the binder phase is 4.0 atomic % or more and 7.0 atomic % or less with respect to the Co element content of 100 atomic %.
0.7≦W/Cr≦3.0 (1)
(In formula (1), W represents the content of W element relative to the total Co element content of 100 atomic % in the binder phase, and Cr represents the content of Cr element relative to the total Co element content of 100 atomic % in the binder phase. shows the content.)
１．０＜Ｗ／Ｃｒ…（２）
（式（２）中、Ｗは前記結合相におけるＣｏ元素全体の含有量１００原子％に対するＷ元素の含有量を示し、Ｃｒは前記結合相におけるＣｏ元素全体の含有量１００原子％に対するＣｒ元素の含有量を示す。） The cemented carbide according to claim 1, wherein the binder phase satisfies the condition represented by the following formula (2).
1.0<W/Cr (2)
(In formula (2), W represents the content of W element with respect to 100 atomic % of the total Co element content in the binder phase, and Cr represents the content of Cr element with respect to 100 atomic % of the total Co element content in the binder phase. shows the content.)
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