WO2006043421A1 - 超硬合金 - Google Patents

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mass
binder phase
phase
tool
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Kazuhiro Hirose
Eiji Yamamoto
Original Assignee
Sumitomo Electric Industries, Ltd.
Sumitomo Electric Hardmetal Corp.
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F5/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the special shape of the product
    • B22F2005/001—Cutting tools, earth boring or grinding tool other than table ware
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
    • B22F2998/10—Processes characterised by the sequence of their steps

Definitions

  • the present invention relates to a cemented carbide and a cache tool using the cemented carbide.
  • the present invention relates to a cemented carbide that can exhibit excellent strength when used as a wear resistant member.
  • cemented carbides with an average particle size of 1 ⁇ m or less and WC as a hard phase, V, and so-called fine cemented carbides are known as materials having excellent strength and wear resistance (for example, Patent Document 1).
  • Patent Document 1 In order to make WC fine particles in cemented carbide, it is common to use fine particles as the WC raw material powder.
  • cemented carbides made from fine WC raw material powders may cause sudden breakage or chipping depending on the use of tools made from these cemented carbides. As a cause of this, it is known that the fracture toughness, which is in a trade-off relationship, is lowered by making the particle size of WC, which is a hard phase, extremely small and improving the hardness.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 61-195951
  • Patent Document 2 JP 2001-115229 A
  • the inventors of the present invention have studied to refine the alloy structure by using a finer material powder that achieves the above object.
  • a cemented carbide having a fine hard phase it is generally considered that the strength (for example, bending strength) improves as the particle size of WC decreases.
  • the strength for example, bending strength
  • the WC grows on the contrary, resulting in a decrease in strength. Therefore, as a result of repeated studies on various grain growth inhibitors and their combinations and the amount of binder phase to suppress WC grain growth, they have been used as a grain growth inhibitor in the past.
  • the present invention provides an average of WC, which is a hard phase. Define the particle size.
  • Cr and Ti are contained as elements that promote the refinement of WC, which is a hard phase, and also defines the Ti content, the relationship between Cr and the binder phase, and the binder phase content. To do.
  • the cemented carbide of the present invention uses WC having an average particle size of 0.3 ⁇ m or less as a hard phase, 5.5% to 15% by mass of at least one iron group metal element as a binder phase, and Ti. It is characterized by containing 0.005% to 0.06% by mass, containing Cr in a weight ratio of 0.04 to 0.2, and the balance being inevitable impurities.
  • the Ta content should be less than 0.005% by mass.
  • the cemented carbide of the present invention is a sintered body having WC as a hard phase and an iron group metal element such as Co, Ni, Fe, etc. as a binder phase.
  • the average particle size of the hard phase (WC) in the sintered body should be 0.3 m or less. This is because if the average particle diameter of WC exceeds 0.3 m, the hardness (wear resistance) decreases and the strength (bending strength) decreases. A more preferable average particle diameter is 0.1 ⁇ m or less. The lower the average particle diameter of WC, the higher the hardness and strength, so there is no particular lower limit. However, there is a limit when considering the substantial manufacturing process power.
  • the average particle diameter of WC is measured by observation with a microscope (for example, SEM (scanning electron microscope) 8000 to 10,000 times).
  • a microscope for example, SEM (scanning electron microscope) 8000 to 10,000 times.
  • Fullman's formula (dm 4N / ⁇ N dm: average particle size, N: microscope surface In any straight line above!
  • N per unit area on the microscope surface
  • the measurement length is arbitrary, and finally calculate the particle size per unit length (1 ⁇ m).
  • the surface of the cemented carbide is observed with a SEM at a high magnification (for example, 800 to 10,000 times), and the observed image is taken into a computer and analyzed by an image analyzer, and a certain area (for example, 20 to The particle size (m) of WC existing in the range of 30 mm 2 ) may be measured, and the average value of these may be appropriately corrected by the Fullman equation. Since the product of the present invention has a very small particle size of the hard phase in the sintered body, it can be judged that the particle size can be measured sufficiently even if the unit area is as small as 1 ⁇ m 2 .
  • the average particle size of WC in the sintered body is ultrafine, such as 0.3 ⁇ m or less.
  • an average particle size of 0.3 / zm or less is realized by adding a very small amount of Ti and controlling addition of Cr and not including Ta.
  • the cemented carbide of the present invention contains at least one element selected from iron group metals as a binder phase.
  • Co may be the preferred binder phase for Co, but some of it may be replaced with Ni!
  • the content of the binder phase (the total content when the elements constituting the binder phase are multiple elements) shall be 5.5% to 15% by mass. This is because if it is less than 5.5% by mass, the bending strength will be low even if Ti and Cr described later are contained appropriately. If it exceeds 15% by mass, it is considered that W (tungsten) is dissolved in the binder phase to a large extent due to too much binder phase, causing reprecipitation. For this reason, the effect of reducing the presence of coarse hard phases that are difficult to reduce the frequency of occurrence of coarse hard phases (WC) is small.
  • the content of the binder phase is more preferably 7.0% by mass or more and 12.0% by mass or less.
  • the cemented carbide of the present invention contains Cr as a grain growth inhibitor that suppresses WC grain growth in the alloy structure.
  • the Cr content is set to a specific ratio with respect to the weight (mass%) of the iron group metal element as the binder phase.
  • the Cr weight ratio with respect to the binder phase is set to 0.04 or more and 0.2 or less.
  • a weight ratio of 0.04 or more is preferable because the effect of suppressing grain growth is increased by the synergistic effect of coexistence with a very small amount of Ti described later.
  • the weight ratio is larger than 0.2, the brittle phase (for example, Cr carbide) precipitates in the alloy structure due to too much Cr, and the strength tends to decrease with this precipitate as a starting point.
  • the more preferable Cr weight ratio is 0.08 or more and 0.14 or less.
  • Ti is said to have little effect on suppressing grain growth, and it was almost impossible to add Ti actively to control the structure in the prior art.
  • a very small amount of Ti contributes very much to the suppression of WC grain growth when WC is controlled to ultrafine grains of 0.3 m or less.
  • the inventors of the present invention simply control the content of the iron group metal element that becomes the binder phase as described above, which is merely a trace amount of Ti.
  • the content of the binder phase is specified together with the content of Ti. If the Ti content is less than 0.005% by mass, the impurity content will be low and the effect of suppressing grain growth will be small. If it exceeds 0.06% by mass, the strength will decrease.
  • a particularly preferable Ti content is 0.01% by mass or more and 0.04% by mass or less.
  • the WC is uniformly refined and the generation of coarse particles exceeding 2 m is suppressed as much as possible, and an excellent folding resistance is achieved.
  • the content of each component can be obtained by analyzing with ICP (inductively coupled plasma emission analysis), for example.
  • the Ta content is less than 0.005 mass%.
  • Ta is not significantly contained. Therefore, in the present invention, in consideration of the case where Ta is not included, that is, the case where Ta content is most preferably inevitably mixed, 0.003% by mass or less is preferably 0.005% by mass.
  • the upper limit Conventionally, Ta has been known as a grain growth inhibitor and has been actively added. As a result of investigations by the present inventors, WC is controlled to ultrafine grains of 0.3 ⁇ m or less. In order to do this, we obtained the knowledge that Ta addition was not desirable.
  • Ta-containing double carbide phase ((W, Ta) C) and Ta carbide were generated, and the hard phase could grow greatly. These precipitates containing Ta proved to be difficult to refine by suppressing grain growth even when elements such as Ti and Cr were added. Therefore, in the present invention, Ta is not included.
  • V vanadium
  • V vanadium
  • the ratio (weight ratio) of the weight (mass%) of V to the weight (mass%) of the iron group metal element as the binder phase is 0.01 or more and 0.1 or less. If the weight ratio is 0.0, the stability of the fine grain structure will be insufficient, and the effect of adding V cannot be obtained sufficiently. When the weight ratio is 0. large, the wettability between the hard phase and the binder phase is deteriorated, and the fracture toughness tends to decrease.
  • a particularly preferred weight ratio is 0.01 or more and 0.06 or less.
  • the cemented carbide of the present invention having ultra fine particles with a WC of 0.3 ⁇ m or less, for example, preparation of material powder ⁇ mixing and grinding of material powder ⁇ press molding ⁇ sintering ⁇ hot Hydrostatic pressure Pressing (HIP).
  • material powder it is preferable to use WC powder having ultrafine particles, specifically 0.5 ⁇ m or less, particularly 0.2 ⁇ m or less.
  • ultra-fine WC powder can be obtained by adjusting WC to fine and uniform particles by a direct carbonization method in which carbonic acid tungsten is directly carbonized.
  • WC particles can be made smaller by mixing and grinding the material powder.
  • iron group metal powder as a binder phase
  • powder containing Cr, Ti, and V as appropriate to control grain growth.
  • Cr, Ti, and V may be added in any form of simple metal, compound, composite compound, and solid solution.
  • the compound or composite compound include compounds in which one or more of carbon, nitrogen, oxygen, and boron powers are selected and the above elements Cr, Ti, and V are combined.
  • Commercially available powder may be used. These powders premixed may be further mixed and pulverized, or each powder may be prepared separately and mixed during mixing and pulverization.
  • the Ti content may be adjusted by measurement. For example, when mixing is performed by a ball mill, the mixing time may be adjusted by using a ball coated with a cocoon film. Good.
  • the mixed and pulverized material is press-molded at a predetermined pressure, for example, 500 to 2000 kg / cm 2 and sintered in a vacuum.
  • the sintering temperature is preferably a low temperature that suppresses WC grain growth. Specifically, 1 300 to 1350 ° C is preferable.
  • HIP is applied after sintering to improve properties such as hardness, bending strength, and toughness.
  • the temperature is about the same as the sintering temperature (1300 to 1350 ° C) and the pressure is about 10 to 100 MPa, particularly about 100 MPa (1000 atm).
  • the above-mentioned cemented carbide of the present invention is preferably used as a base material material for processing tools such as cutting tools and wear-resistant tools.
  • Cutting tools include, for example, rotary tools such as drills, end mills, routers and reamers, rotary tools for printed circuit board forces such as micro drills, turning operations such as aluminum steel, especially finishing power. Turning tools such as throw-away inserts that perform machining. It is also effective in high-precision machining applications such as electrical and electronic equipment that require sharpness.
  • the wear resistant tool include a cutting tool such as a rotary knife and a punching tool such as a punching die.
  • the processing tool using the cemented carbide of the present invention for the entire base material is rough, not the part of the base material. Reduction of large WC is desired to improve fracture resistance and fracture resistance with few starting points of fracture, and improvement of strength is also desired by uniform refinement of WC over the entire base material. Therefore, good processing performance is demonstrated.
  • a micro drill is a tool used for drilling a printed circuit board and the like, and a drill with a minimum diameter of ⁇ 0.1 to 0.3 mm is becoming mainstream. Due to the extremely small diameter, if the alloy structure of the entire base material is not fine and homogeneous, it is likely to break or break starting from the coarse hard phase in the structure. Therefore, when the fine cemented carbide of the present invention is used as a base material of a micro drill, the performance of the cemented carbide of the present invention is utilized, and better cutting performance is expected compared to the conventional one. In addition, since the cemented carbide of the present invention is excellent in strength and toughness as well as wear resistance, drilling is also performed on materials such as stainless steel plates that have been broken by conventional micro drills. Can do. Furthermore, when the cemented carbide of the present invention is used, a very fine drill having a drill diameter of ⁇ 0.05 mm (50 m) can be produced.
  • the turning tool using the cemented carbide of the present invention is also desired to have improved chipping resistance by preventing sudden cutting of the cutting edge, and at the same time, improved wear resistance due to higher hardness. Because it is desired, it exhibits excellent cutting performance.
  • the cemented carbide of the present invention contains Ti that has been hardly used as a conventional grain growth inhibitor and does not contain Ta, which has been used as a grain growth inhibitor.
  • the cemented carbide of the present invention effectively suppresses the grain growth of the hard phase by specifying the Cr content and the Ti content together with the binder phase content, so that the hard phase is uniformly distributed.
  • the number of coarse particles can be reduced.
  • various machining tools using the cemented carbide of the present invention sudden fractures and defects that occur due to the presence of a coarse hard phase in the alloy structure are suppressed, and the hard phase is uniform.
  • the strength can be improved by miniaturization, and both high strength and high toughness are achieved. Therefore, the cemented carbide of the present invention is useful in various cases such as rotary cutting, precision machining, turning, and processing that requires wear resistance.
  • Prepared, blended in the addition amount shown in Table 1 (mass% mass%), pulverized and mixed for 48 hours in a ball mill.
  • press molding is performed at a pressure of 1000 kg / cm 2 , the temperature is raised to a sintering temperature of 1350 ° C in a vacuum, and the sintering temperature is baked for 1 hour. The conclusion was made.
  • HIP treatment was performed under conditions of 1320 ° C., 100 MPa, and 1 hour to prepare cemented carbides of Sample Nos. 1 to 27.
  • a 20 mm span JIS test piece, a sample for Vickers hardness Hv evaluation, a sample for tissue observation, and a sample for component measurement were prepared for each sample.
  • sample No. 50 samples with the same composition as sample ⁇ .6 but with different WC average particle size (sample No. 50), Co partially substituted with Ni (sample No. 51), pre-mixed I tried to make a material powder (sample No. 52) and a material without HIP (sample No. 53).
  • Sample No. 50 consists of a WC raw material powder with an average particle size of 1.0 ⁇ m, a Co raw material powder with an average particle size of 1 ⁇ m, a Cr and Ti compound powder having the composition shown in Table 1, and an appropriate amount of powder C.
  • Sample No. 51 was prepared under the same conditions as Sample Nos. 1 to 27 except that Ni raw material powder and Co raw material powder having an average particle diameter of 1 ⁇ m were used.
  • Sample No. 52 was prepared under the same conditions as Sample Nos. 1 to 27 except that a material powder having the composition shown in Table 1 was mixed beforehand.
  • Each component obtained was analyzed by ICP using a veg component measurement sample to examine the Cr, Ti, Ta, V content, and the weight of the binder phase (Co or Co + Ni).
  • the weight ratio of Cr to (mass%) and the weight ratio of V were obtained.
  • Table 1 shows the analytical value of Ti, the weight ratio of Cr to Co, and the weight ratio of V to Co. Note that samples that did not contain VC or TaC (“-(hyphen)” is shown in Table 1) and V and Ta were not detected.
  • the average particle size (m) of the hard phase (WC) in the alloy was determined according to the Fullman's formula with the microstructure observation power. The observation was performed with SEM (3000 times), and the unit length and unit area were 1 m and 1 m 2 , respectively.
  • Vickers hardness ⁇ was measured using a sample for Vickers hardness Hv evaluation.
  • an anti-folding test is performed using JIS test specimens. I asked for folding power. In this test, ten specimens were measured for each specimen, and the average value (GPa) of the ten specimens and the lowest value (GPa) of the ten specimens were determined. In the evaluation in this bending stress test, the larger the difference between the average value and the minimum value, the more likely the fracture origin is in the structure where the variation in bending force is large, and there is a coarse hard phase. I praise. These results are shown in Table 2.
  • 11,15-18,23-27,51,52 are as fine as WC average particle size force C / zm or less, and show high hardness. It can also be seen that these samples have a high average bending force and a small variation in bending force. Usually, when the particle size of the hard phase is reduced, the hardness is improved, but the bending strength tends to be reduced. However, it can be seen that Samples Nos. 4-7, 10, 11, 15-18, 23- 27, 51, 52 are superior in both hardness and bending strength. In particular, it can be seen that Sample No. 23-27 containing a specific amount of V is superior in bending strength and has high hardness.
  • Example 2 Using a raw material powder having the same composition as Sample Nos. 1 to 27 in Example 1, a micro drill having a diameter of 0.3 mm was produced. The microdrill was pulverized and mixed in the same way as in Example 1, dried and granulated, press-formed into a ⁇ 3.5mm round bar, sintered at 1350 ° C, and then subjected to HIP treatment at 1320 ° C. It was made by applying peripheral processing (grooving).
  • a drilling test (through hole) was performed with the manufactured micro drill, and cutting evaluation was performed.
  • a TNGG 160404R-UM breaker throwaway tip was prepared under the same conditions, a cutting test was performed, and a cutting evaluation was performed. It was.
  • the cutting evaluation was performed based on the flank wear amount (V wear amount) after cutting for 15 hours. As a result, specific
  • This chip was confirmed to have excellent strength with little wear. This result is presumed to be because the hard phase of these chips is uniformly miniaturized. From this, the cutting tool having the cemented carbide strength of the present invention is excellent in wear resistance and can improve the tool life.
  • the cemented carbide of the present invention is suitable for various tool materials that are desired to be excellent in wear resistance, strength, and toughness.
  • cutting tools such as rotating tools, rotating tools for processing printed circuit boards, turning tools, cutting tools, and punching tools can be suitably used as wear-resistant tools.
  • tools for micromachining such as tools for micromachining of electronic equipment represented by micro drills (micro drills) used for drilling printed circuit boards, etc., and parts machining tools used for micromachine manufacturing. Ideal for materials.
  • the machining tool of the present invention can be suitably used for wear-resistant machining.

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Abstract

　合金中のWCを均一的に微細化すると共に、粗大なWCに成長することを効果的に抑制して、強度と靭性との双方に優れる超硬合金を提供する。平均粒径0.3μm以下のWCを硬質相とし、質量％で5.5％～15％の少なくとも1種の鉄族金属元素を結合相とする超硬合金である。この超硬合金は、上記硬質相、結合相に加え、Tiを質量％で0.005％～0.06％含み、Crを結合相に対する重量比で0.04以上0.2以下含み、残部が不可避的不純物からなる。特に、この超硬合金は、Taを含まない。

Description

明 細 書
超硬合金
技術分野
[0001] 本発明は、超硬合金及びこの超硬合金を利用したカ卩ェ工具に関するものである。
特に、切削工具ゃ耐摩耗部材に用いた際、優れた強度を発揮することができる超硬 合金に関する。
背景技術
[0002] 従来、平均粒径が 1 μ m以下の WCを硬質相とする超硬合金、 V、わゆる微粒超硬合 金は、強度ゃ耐摩耗性に優れる材料として知られている (例えば、特許文献 1参照)。 超硬合金において WCを微粒にするには、材料となる WC原料粉末として微粒のもの を利用することが一般的である。しかし、微粒の WC原料粉末を利用して作製した超 硬合金であっても、この超硬合金からなる工具の使用によっては、突発的な破損や 欠損が発生することがある。この原因として、硬質相となる WCの粒度を極度に微小に して硬度を向上させることで、トレードオフの関係にある破壊靱性が低下することが知 られている。また、別の原因として、顕微鏡断面組織観察で見られる 2 m以上に粒 成長した粗大な WCの存在が挙げられる。この粗大な WCは、破壊の起点となり易ぐ 合金特性、工具とした場合、切削特性ゃ耐摩耗性を著しく低下させる。超硬合金は、 通常、液相焼結であるため、焼結中に結合相が液相状態になり、この液相中に固溶 拡散した硬質相が冷却工程で粗大な WCとして再析出する、 V、わゆるォストワルド成 長による粒成長を起こすことがある。この粒成長は、 1 m未満といった超微粒の原料 粉末を用いた場合に特に抑制が困難であり、微細組織の不均一性につながる。そこ で、粒成長抑制の効果が大き ヽ V,Cr,Taと ヽつた粒成長抑制剤を合金組成に添加し て、 WCの粒成長を抑えることが検討されて ヽる (特許文献 2参照)。
[0003] 特許文献 1：特開昭 61-195951号公報
特許文献 2：特開 2001-115229号公報
発明の開示
発明が解決しょうとする課題 [0004] V,Cr,Taの添カ卩により WCの粒成長を抑えて、平均粒径を微細化するができる。しか し、これら粒成長抑制剤の添加のみでは、粗大に粒成長することを完全に抑制するこ とが困難であり、均一的な微細化に加えて、破壊や欠損の起点となり易い粗大粒子 の低減が望まれている。
[0005] 一方、超硬合金中の WCは微細であるほど、硬度及び強度が向上する傾向にある。
そこで、硬度及び強度の向上を図るベぐ超硬合金中の WCをより微細にする、具体 的には平均粒径 0.3 m以下にするために、より微細な WC原料粉末を利用すること が考えられる。しかし、このような超微細な原料粉末を利用した場合、上記粒成長が 起こり易ぐ欠陥となる粗大粒子が生じ易い。
[0006] そこで、本発明の主目的は、 WCが均一的に微細であると共に粗大な WC数が少な ぐ強度と靭性との双方に優れる超硬合金を提供することにある。また、本発明の別 の目的は、この超硬合金を利用した加工工具を提供することにある。
課題を解決するための手段
[0007] 本発明者らは、上記目的を達成するべぐ材料粉末としてより微細なものを利用し て、合金組織の微細化を図ることを検討した。硬質相が微粒である超硬合金では、一 般に、 WCの粒径が小さいほど強度 (例えば、抗折力)が向上すると考えられている。し かし、微細な材料粉末を用いて 1 μ m以下といった超微粒の WCを得ようとすると、逆 に WCが粒成長してしまい、強度の低下を招く。そこで、 WCの粒成長を抑制するため に様々な粒成長抑制剤、及びその組合せと結合相量との関係にっ ヽて検討を繰り 返した結果、従来、 WCの粒成長抑制剤として利用されてきた元素 (具体的には Ta)で あっても、この元素を含有する相が粒成長することがあり、これが欠陥となることを見 出した。また、従来、粒成長抑制剤としてほとんど利用されていな力つた元素 (具体的 には Ti)であっても、特定量添加することで WCの成長を抑えることに非常に効果があ ることを見出した。かつ、この元素と結合相の元素との間には相関関係があり、 WCの 成長抑制には、この元素が特定量含有されると共に、結合相の元素も特定量含有さ れる必要があることを見出した。更に、従来、粒成長抑制剤として利用されてきた元 素 (具体的には Cr)の含有量は、結合相量と特定の関係となるように制御することが好 ましいとの知見も得た。これらの知見に基づき、本発明は、硬質相である WCの平均 粒径を規定する。かつ、硬質相となる WCの微細化を促す元素として、 Cr及び Tiを含 有することを規定すると共に、 Tiの含有量、 Crと結合相量との関係、及び結合相の含 有量を規定する。
[0008] 即ち、本発明超硬合金は、平均粒径 0.3 μ m以下の WCを硬質相とし、質量％で 5.5 %〜15%の少なくとも 1種の鉄族金属元素を結合相とし、 Tiを質量％で 0.005%〜0.0 6%含み、 Crを結合相に対する重量比で 0.04以上 0.2以下含み、残部が不可避的不 純物からなることを特徴とする。特に、 Taの含有量を質量％で 0.005%未満とする。以 下、本発明をより詳しく説明する。
[0009] 本発明超硬合金は、 WCを硬質相とし、 Co,Ni,Feなどといった鉄族金属元素を結合 相とする焼結体である。特に、焼結体における硬質相 (WC)の平均粒径を 0.3 m以 下とする。 WCの平均粒径が 0.3 m超であると、硬度 (耐摩耗性)の低下と強度 (抗折 力)の低下を引き起こすためである。より好ましい平均粒径は、 0.1 μ m以下である。 W Cの平均粒径は、小さいほど硬度、強度を高めることができるため特に下限を設けな いが、実質的な製造工程力 考えると限度がある。 WCの平均粒径は、顕微鏡による 観察 (例えば、 SEM (走査電子顕微鏡)で 8000〜10000倍)で行い、フルマン (Fullman) の式 (dm=4N / π N dm:平均粒度、 N：顕微鏡面上の任意の直線にお!ヽて単位長さ し S し
当たりに存在する硬質相 (WC)の数、 N：顕微鏡面上の任意の単位面積当たりに存在
S
する硬質相 (WC)の数)を用いて算出する。測定長さは、任意であり、最終的に単位長 さ (1 μ m)あたりの粒径を算出する。また、超硬合金の表面を SEMにて高倍率 (例えば 、 8000〜10000倍)で観察し、その観察画像をコンピュータに取り込み、画像解析装置 にて解析して、一定の面積 (例えば、 20〜30mm2)の範囲に存在する WCの粒径 ( m) を測定し、これらの平均値をフルマンの式により適宜修正してもよい。本発明品は焼 結体中の硬質相の粒径が極微小であるため、単位面積が 1 μ m2という微小範囲であ つても、粒径測定が充分可能であると判断できる。従来の組織制御法では、焼結体 中の WCの平均粒径を 0.3 μ m以下といった超微細にすることが困難であるとされてい た。しかし、本発明では、後述するように Tiの極微量添加及び Crの添加制御にカロえ、 Taを含まないことで、平均粒径 0.3 /z m以下を実現する。また、原料となる WC粉末も、 粒成長による粗大化を低減するために、平均粒径がより小さいものを用いることが好 ましい。
[0010] 本発明超硬合金は、結合相として鉄族金属から選択される少なくとも 1種の元素を 含有する。特に Coが好ましぐ結合相を Coのみとしてもよいが、その一部を Niに置換 してもよ!ヽ。結合相の含有量 (結合相を構成する元素を複数の元素とする場合は合 計含有量)は、 5.5質量％以上 15質量％以下とする。 5.5質量％未満であると、後述す る Tiや Crが適切な含有であっても、抗折力が低くなるためである。 15質量％超である と、結合相が多過ぎることで結合相中に W (タングステン)が多分に固溶し、再析出現 象を引き起こすと考えられる。このため、粗大な硬質相 (WC)の発生頻度を低下させ にくぐ粗大な硬質相の存在低減の効果が小さいからである。より好ましい結合相の 含有量は、 7.0質量％以上 12.0質量％以下である。
[0011] 本発明超硬合金では、合金組織中における WCの粒成長の抑制を図るベぐ粒成 長抑制剤として Crを含有する。特に、 Crの含有量は、上記結合相である鉄族金属元 素の重量 (質量％)に対して特定の割合とする。具体的には、結合相に対して Crの重 量比を 0.04以上 0.2以下とする。重量比で 0.04以上とすると、後述する極少量の Tiと の共存による相乗効果によって粒成長抑制効果が大きくなつて好ましい。しかし、重 量比で 0.2よりも大きいと、 Crが多すぎることで脆性相 (例えば、 Crの炭化物など)が合 金組織中に析出し、この析出物を起点として強度低下を引き起こし易い。より好まし い Crの重量比は、 0.08以上 0.14以下である。
[0012] 上記 Crにカ卩えて、本発明では、 Tiを極微量、具体的には、 0.005質量％以上 0.06質 量％以下含有する。 Tiは、粒成長抑制効果が少ないとされており、従来技術におい て組織制御のために積極的に Tiを添加することはほとんどな力 た。しかし、本発明 者らが検討したところ、 WCを 0.3 m以下といった超微粒に制御する場合において、 極微量の Tiが WCの粒成長の抑制に非常に貢献することを見出した。このとき、本発 明者らは、単に Tiを極微量とするだけでなぐ上記のように結合相となる鉄族金属元 素の含有量を合わせて制御する、具体的には、結合相を 5.5質量％以上含有させた 場合に粒成長抑制効果による抗折強度の向上が望めることを見出した。超硬合金組 成として Tiを微量添加すると、結合相となる元素と WCとの濡れ性を若干悪くする効果 がある。そのため、液相出現時に結合相中に WCが拡散固溶することを抑制し、 WC のォストワルド成長を抑制すると考えられる。そこで、本発明では、 Tiの含有量と共に 、結合相の含有量を特定する。 Tiの含有量が 0.005質量％未満であると、不純物レべ ルの含有率となり、粒成長抑制効果が小さい。 0.06質量％超であると、強度の低下を 引き起こす。特に好ましい Tiの含有量は、 0.01質量％以上 0.04質量％以下である。 本発明では、このように Crに加えて Tiを微量添加することで、 WCを均一的に微細化 すると共に、 2 mを超えるような粗大な粒子の生成を極力抑制し、優れた抗折カを 有することができる。なお、各成分の含有量は、例えば、 ICP (誘導結合プラズマ発光 分析)にて分析することで求めることができる。
[0013] そして、本発明超硬合金では、 Taの含有量を 0.005質量％未満とする。本発明では 、 Taを有意的に含有させない。従って、本発明では、 Taを含まない、即ち、 Taの含有 量が 0であることが最も好ましぐ不可避的に混入される場合を考慮すると、 0.003質量 %以下が好ましぐ 0.005質量％を上限とする。従来、 Taは、粒成長抑制剤として知ら れており、積極的に添加することが行われていた力 本発明者らが検討した結果、特 に、 WCを 0.3 μ m以下といった超微粒に制御するには、 Taの添カ卩が好ましくないとの 知見を得た。具体的には、液相焼結中に Taを含む複炭化物相 ((W,Ta)C)や Taの炭 化物が生成されて、硬質相が大きく成長する場合があることがわ力つた。そして、これ ら Taを含む析出物は、 Ti、 Crといった元素を添カ卩していても、粒成長を抑制して微細 化することが困難であることがわ力つた。そこで、本発明では、 Taを含まないものとす る。
[0014] 更に、 V (バナジウム)を特定量添加することで、粒成長をより効果的に抑制して微細 化を安定させることができて好ましい。具体的には、結合相である鉄族金属元素の重 量 (質量％)に対する Vの重量 (質量％)の比 (重量比)が 0.01以上 0.1以下となるように V を含有させる。重量比が 0.0はり小さいと、微粒組織の安定性が不十分となり、 Vを添 カロしたことによる効果を十分に得ることができない。重量比が 0.はり大きいと、硬質相 と結合相との濡れ性の劣化を引き起こし、破壊靭性が低下する傾向がある。特に好ま しい重量比は、 0.01以上 0.06以下である。
[0015] 上記 WCが 0.3 μ m以下と ヽつた超微粒である本発明超硬合金を製造するには、例 えば、材料粉末の用意→材料粉末の混合粉砕→プレス成形→焼結→熱間静水圧 プレス (HIP)を行うことが挙げられる。材料粉末において WC粉末は、超微粒のもの、 具体的には、 0.5 μ m以下、特に 0.2 μ m以下のものを利用することが好ましい。このよ うな超微粒の WC粉末は、酸ィ匕タングステンを直接炭化する直接炭化法により、 WCを 微細かつ均一な粒子に調整することで得られる。また、材料粉末を混合粉砕すること で WC粒子をより小さくすることができる。 WC粉末の他、結合相となる鉄族金属粉末、 粒成長抑制を目的とした Cr,Ti,適宜 Vを含む粉末を用意する。 Cr,Ti,Vは、金属単体 、化合物、複合化合物、固溶体のいずれの形態で添加してもよい。化合物又は複合 化合物は、例えば、炭素,窒素,酸素,硼素力も選択される 1種以上と上記元素 Cr,Ti,V とが化合されたものが挙げられる。市販の粉末を利用してもよい。これらの粉末が予 め混合されたものを利用して更に混合粉砕してもよいし、それぞれの粉末を別個に 用意して混合粉砕時に混合させてもよい。ここで、 Tiの含有量の調整は、計測により 行ってもよいが、例えば、ボールミルで混合を行う場合、 Ή被膜を施したボールを使 用して、混合時間を調整することにより行ってもよい。上記混合粉砕した材料は、所 定の圧力、例えば、 500〜2000kg/cm2でプレス成形し、真空中にて焼結する。焼結温 度としては、 WCの粒成長を抑制するべぐ低温とすることが好ましい。具体的には、 1 300〜1350°Cが好ましい。そして、本発明では、硬度、抗折力、靭性といった特性をよ り向上するべぐ焼結後、 HIPを施す。具体的な HIP条件は、温度を焼結温度と同一 程度 (1300〜1350°C)とし、圧力を 10〜100MPa、特に約 100MPa(1000気圧)程度とする ことが好ましい。このような HIP処理を施すことで、低温焼結であっても、上記特性によ り優れた超硬合金とすることができる。
上記本発明超硬合金は、切削工具ゃ耐摩耗工具といった加工工具の母材材料に 用いることが好適である。切削工具としては、例えば、ドリル、エンドミル、ルーター、リ 一マーなどの回転工具、マイクロドリルなどのプリント基板力卩ェ用回転工具、アルミ- ゥムゃ铸鉄鋼などの旋削加工、特に仕上げ力卩ェを行うスローァウェイチップなどの旋 削加工用工具が挙げられる。また、刃立ち性が要求される電気 ·電子機器などの高 精度加工用途でも効果が発揮される。耐摩耗工具としては、例えば、ロータリーナイ フなどの切断用工具、打ち抜き金型などの打ち抜き用工具が挙げられる。本発明超 硬合金を母材全体に用いた加工工具は、母材の部分的にではなく全体にお ヽて粗 大な WCが低減されることで破壊の起点が少なぐ耐折損性、耐欠損性の向上が望ま れると共に、母材全体に亘る WCの均一的な微細化により、強度の向上をも望まれる ため、良好な加工性能を発揮する。
[0017] マイクロドリルは、プリント基板の穴あけなどに用いられる工具であり、ドリル径： φ 0. l〜0.3mmといった極小径のものが主流になりつつある。このように極小径であること で、母材全体の合金組織が微細でかつ均質でないと、組織中の粗大な硬質相を起 点とした破壊や折損が生じ易い。従って、マイクロドリルの母材材料として本発明微 粒超硬合金を用いると、本発明超硬合金の性能が活かされ、従来と比較して良好な 切削性能が期待される。また、本発明超硬合金は、耐摩耗性だけでなぐ強度、靭性 にも優れることから、従来のマイクロドリルでは折損してしまったステンレス板などの材 料に対しても穴開け加工を行うことができる。更に、本発明超硬合金を利用した場合 、ドリル径： φ 0.05mm(50 m)といった超微細のドリルを作製することができる。
[0018] 本発明超硬合金を用いた旋削加工用工具も、突発的な刃先の飛びなどを防止す ることで耐チッビング性の向上が望まれると共に、高硬度化による耐摩耗性の向上も 望まれるため、優れた切削性能を発揮する。
発明の効果
[0019] 以上のように本発明超硬合金では、従来粒成長抑制剤としてほとんど利用されてい ない Tiを含有すると共に、粒成長抑制剤として利用されていた Taを含有させない。そ して、本発明超硬合金は、結合相の含有量と共に Crの含有量、 Tiの含有量を特定す ることで、硬質相の粒成長を効果的に抑制して、硬質相の均一的な微細化を図ると 共に、粗大な粒子数を低減することができるという優れた効果を奏し得る。そのため、 本発明超硬合金を用いた各種の加工工具では、合金組織中に粗大な硬質相が存 在することで発生していた突発的な破壊や欠損が抑制されると共に、硬質相の均一 的な微細化によって強度を向上させることができ、高強度と高靭性とを両立する。従 つて、本発明超硬合金は、回転切削加工、精密加工、旋削加工、耐摩耗性を要求さ れる加工などの各種カ卩ェ分野において有用である。
発明を実施するための最良の形態
[0020] 以下、本発明の実施の形態を説明する。 (実施例 1)
平均粒径 0.5 μ mの WC原料粉末、平均粒径 1 μ mの Co原料粉末、表 1に示す組成 の Cr,V,Ti,Taの化合物粉末、及び適当量の粉末 C (カーボン)をそれぞれ用意して、 表 1に示す添加量 (質量％=mass%)で配合し、ボールミルで 48時間粉砕、混合した。 それから、スプレードライヤーを用いて乾燥、造粒を行った後、 1000kg/cm2の圧力に てプレス成形し、真空中で焼結温度 1350°Cまで昇温し、その焼結温度で 1時間焼結 を行った。その後、 1320°C、 100MPa、 1時間の条件で HIP処理を施して、試料 No.l〜 27の超硬合金を作製した。ここでは、試料ごとに 20mmスパンの JIS試験片、ビッカース 硬度 Hv評価用サンプル、組織観察用サンプル、成分測定用サンプルをそれぞれ作 製した。
[0021] その他、試料 Νο.6と同じ組成で、 WCの平均粒径が異なるもの (試料 No.50)、 Coの 一部を Niに置換したもの (試料 No.51)、予め混合された材料粉末を用いたもの (試料 N o.52)、 HIPを施さないもの (試料 No.53)を作製してみた。試料 No.50は、平均粒径 1.0 μ mの WC原料粉末、平均粒径 1 μ mの Co原料粉末、表 1に示す組成の Cr,Tiの化合 物粉末、及び適当量の粉末 Cをそれぞれ用意して、表 1に示す添加量で配合し、ボ ールミルで 24時間粉砕、混合した後、上記と同様に乾燥、造粒、プレス形成を行い、 焼結温度を 1400°Cとして焼結して得た。試料 No.51は、平均粒径 1 μ mの Ni原料粉末 及び Co原料粉末を用いた以外は、上記試料 No.l〜27と同様の条件で作製した。試 料 No.52は、表 1に示す組成の材料粉末が予め混合されているものを用いた以外は、 上記試料 No.1〜27と同様の条件で作製した。試料 No.53は、表 1に示す組成の材料 粉末をそれぞれ用意して、表 1に示す添加量で配合し、ボールミルで 24時間粉砕、 混合した後、上記と同様に乾燥、造粒、プレス形成を行い、焼結温度を 1450°Cとして 焼結して得た。
[0022] [表 1]
Figure imgf000010_0001
[0023] 得られた各試料において Cr,Ti,Ta,Vの含有量を調べるベぐ成分測定用サンプル を用いて、それぞれ ICPにて分析すると共に、結合相 (Co又は Co+Ni)の重量 (mass%) に対する Crの重量比、同 Vの重量比を求めた。 Tiの分析値、 Coに対する Crの重量比 、 Coに対する Vの重量比を表 1に示す。なお、 VCや TaCを添カ卩しなかった試料 (表 1で は「- (ハイフン)」が記載されて 、る)では、 Vや Taが検出されな力つた。
[0024] 組織観察用サンプルを用いて、組織観察力ゝらフルマンの式により合金中の硬質相（ WC)の平均粒径 ( m)を求めた。観察は、 SEM(3000倍)にて行い、単位長さ、単位面 積は、それぞれ 1 m、 1 m2とした。また、ビッカース硬度 Hv評価用サンプルを用い て、ビッカース硬度 Ηνを測定した。更に、 JIS試験片を用いて抗折カ試験を行い、抗 折力を求めてみた。この試験は、試料ごとに 10本ずつ抗折カを測定し、 10本の抗折 力の平均値 (GPa)と、 10本のうちの最低値 (GPa)を求めた。この抗折カ試験における 評価では、平均値と最低値との差が大きいほど、抗折力のばらつきが大きぐ組織中 に破壊や欠損の起点となり易 、粗大な硬質相が存在して ヽると ヽえる。これらの結果 を表 2に示す。
[0025] [表 2]
Figure imgf000011_0001
[0026] 表 2に示すように特定量の鉄族金属を結合相とし、極微量の Tiを含有すると共に、 結合相に対して特定量の Crを含有した試料 No.4-7,10-11,15-18,23 - 27,51,52は、 W Cの平均粒径力C /z m以下と微細であり、高硬度であることがわかる。また、これらの 試料は、平均抗折力の平均値が高ぐかつ抗折力のばらつきが小さいことがわかる。 通常、硬質相の粒度が小さくなると、硬度が向上する反面、抗折力が低下する傾向 にある。し力し、試料 No.4- 7,10,11,15- 18,23- 27,51,52では、硬度と抗折強度との双 方に優れていることがわかる。特に、 Vを特定量含有する試料 No.23-27は、抗折力が より優れると共に、高硬度であることがわかる。
[0027] 試料 No.l〜8を比較することで、結合相の含有量が強度に影響することがわかる。
試料 No.6及び 9〜13を比較することで、 Tiの含有量が WCの粒成長抑制に影響するこ とがわかる。試料 No.6及び 14〜19を比較することで、 Crの含有量が抗折力のばらつ きに影響することがわかる。試料 No.14や試料 No.19は、抗折力のばらつきが大きいこ とから、破壊や欠損の起点となる粗大な硬質相が存在したと考えられる。即ち、 の 含有量は、 WCの粒成長抑制に寄与することがわかる。試料 No.6及び 20〜23を比較 することで、 Taの有無が WCの粒成長抑制に影響することがわかる。
[0028] 試料 No.6と 50とを比較することで、原料粉末としてより微粒のものを利用することで、 より微細な WCとなり、高強度で高硬度な超硬合金が得られることがわかる。試料 No.6 と 51とを比較することで、結合相は、 Coのみとすると、より優れた特性を有する超硬合 金が得られることがわかる。試料 No.6と 52とを比較することで、種々の材料粉末が利 用できることがわかる。試料 No.6と 53とを比較することで、低温焼結及び HIP処理によ り、優れた特性を有する微細超硬合金が得られることがわかる。
[0029] (実施例 2)
実施例 1の試料 No.1〜27と同様の組成の原料粉末を用いて、 φ 0.3mmのマイクロド リルを作製した。マイクロドリルは、実施例 1と同様に粉砕、混合した後、乾燥、造粒を 行い、 φ 3.5mmの丸棒にプレス成形し、 1350°Cで焼結した後、 1320°Cで HIP処理を施 し、外周加工 (溝加工)を行うことで作製した。
[0030] 作製したマイクロドリルにより穴あけ試験 (貫通穴)を行い、切削評価を行った。被削 材は、ガラス層とエポキシ榭脂層との交互 4層積層板 (アメリカ規格協会が規定する銅 張り積層板のグレード: FR-4)カゝらなるプリント基板 (厚さ 1.6mm)を 2枚重ねにしたもの（ 合計厚さ 3.2mm)とし、切削条件は、回転数 N= 150,000r.p.m、送り量 f= 15 /z m/rev.、 切削油不使用 (乾式)とした。切削評価は、折損するまでの穴あけ加工数で行った。そ の結果を表 3に示す。 [0031] [表 3]
Figure imgf000013_0001
[0032] 表 3に示すように、特定量の鉄族金属を結合相とし、極微量の Tiを含有すると共に、 結合相に対して特定量の Crを含有した試料 No.4-7, 10-11,15-18,23-27からなるマイ クロドリルは、折損が生じにくぐ耐折損性に優れる、即ち、靭性に優れるものであるこ とがわかる。このような結果となったのは、これらのマイクロドリルには、粗大な WCがほ とんど存在しなカゝつたためであると推測される。このことから、本発明超硬合金からな る切削工具は、耐欠損性に優れ、工具寿命を向上することができる。
[0033] (実施例 3)
実施例 1の試料 No.1〜27と同様の組成の原料粉末を用いて、 TNGG 160404R-UM ブレーカのスローァウェイチップを同様の条件で作製して切削試験を行 、、切削評 価を行った。被削材は、アルミニウム材 (ADC12)とし、切削条件は切削速度 V=500m/ min、送り量 f=0.1mm/rev.、切込み深さ d=1.0mm、切削油使用 (湿式)とした。切削評 価は、 15時間切削を行った後の逃げ面摩耗量 (V摩耗量)で行った。その結果、特定
B
量の鉄族金属を結合相とし、極微量の Tiを含有すると共に、結合相に対して特定量 の Crを含有した試料 No.4-7, 10-11,15-18,23-27からなるチップは、摩耗が少なぐ優 れた強度を有することが確認された。このような結果となったのは、これらのチップの 硬質相が均一的に微細化されているためであると推測される。このことから、本発明 超硬合金力もなる切削工具は、耐摩耗性に優れ、工具寿命の向上を図ることができ る。
[0034] (実施例 4)
実施例 1の試料 No.1〜27と同様の組成の原料粉末を用いて、打ち抜き用金型を同 様の条件で作製して耐摩耗試験を行い、耐摩耗性の評価を行った。試験は、厚さ 0.2 mmのステンレス板を打ち抜きパンチの径: 1.0mmで打ち抜き、所定数の打ち抜きを行 つた後、金型の摩耗量を評価した。その結果、特定量の鉄族金属を結合相とし、極 微量の Tiを含有すると共に、結合相に対して特定量の Crを含有した試料 No.4-7, lO- ll, 15-18,23-27からなる金型は、摩耗が少なぐ優れた強度を有することが確認され た。
産業上の利用可能性
[0035] 本発明超硬合金は、耐摩耗性、強度、靭性に優れることが望まれる種々の工具材 料に適する。具体的には、回転工具、プリント基板加工用回転工具、旋削加工用ェ 具、切断用工具、打ち抜き用工具といった切削工具ゃ耐摩耗工具に好適に利用で きる。特に、プリント基板などの穴開けに用いられる極小径ドリル (マイクロドリル)に代 表される電子機器類の微細加工用工具、マイクロマシン製作の際に用いられる部品 加工用工具などの微細加工用途の工具材料に最適である。また、本発明加工工具 は、切削加工ゃ耐摩耗加工に好適に利用できる。

Claims

請求の範囲
[1] 平均粒径 0.3 μ m以下の WCを硬質相とし、
質量％で 5.5%〜15%の少なくとも 1種の鉄族金属元素を結合相とし、
Tiを質量0 /0で 0.005%〜0.06%含み、
Crを結合相に対する重量比で 0.04以上 0.2以下含み、
Taが質量％で 0.005%未満であり、
残部が不可避的不純物力 なることを特徴とする超硬合金。
[2] 結合相は、 Coのみであることを特徴とする請求の範囲第 1項に記載の超硬合金。
[3] 更に、 Vを結合相に対する重量比で 0.01以上 0.1以下含むことを特徴とする請求の 範囲第 1項又は第 2項に記載の超硬合金。
[4] 請求の範囲第 1項〜第 3項のいずれかに記載の超硬合金により製造された加工ェ 具であり、回転工具、プリント基板加工用回転工具、旋削加工用工具、切断用工具、 打ち抜き用工具の 、ずれかであることを特徴とする加工工具。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2011890A1 (en) 2007-06-01 2009-01-07 Sandvik Intellectual Property AB Fine grained cemented carbide with refined structure
JP2009024214A (ja) * 2007-07-19 2009-02-05 Tungaloy Corp 超硬合金およびその製造方法
US7767319B2 (en) 2006-06-15 2010-08-03 Sandvik Intellectual Property Ab Insert
US8283058B2 (en) 2007-06-01 2012-10-09 Sandvik Intellectual Property Ab Fine grained cemented carbide cutting tool insert
US8455116B2 (en) 2007-06-01 2013-06-04 Sandvik Intellectual Property Ab Coated cemented carbide cutting tool insert

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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
SE530634C2 (sv) * 2006-06-15 2008-07-22 Sandvik Intellectual Property Belagt hårdmetallskär, metod att tillverka detta samt dess användning vid torr fräsning av gjutjärn
SE0701320L (sv) * 2007-06-01 2008-12-02 Sandvik Intellectual Property Belagd hårdmetall för formverktygsapplikationer
JP2009000808A (ja) * 2007-06-15 2009-01-08 Sandvik Intellectual Property Ab 耐熱超合金（ｈｒｓａ）およびステンレス鋼の旋削加工のための微粒超硬合金
JP2009034811A (ja) * 2007-06-15 2009-02-19 Sandvik Intellectual Property Ab 突切り、溝切りおよびねじ切りのための超硬合金インサート
WO2009001929A1 (ja) * 2007-06-27 2008-12-31 Kyocera Corporation 超硬合金、切削工具ならびに切削加工装置
KR20100091348A (ko) * 2009-02-10 2010-08-19 (주)하이엠시 ＷＣ-Ｆｅ계 초경합금 및 그 제조방법
EP2392688A1 (en) 2010-06-07 2011-12-07 Sandvik Intellectual Property AB Coated cutting tool
CN103282147B (zh) * 2010-12-25 2014-10-08 京瓷株式会社 切削工具
CN103042257A (zh) * 2013-01-17 2013-04-17 河南省大地合金股份有限公司 一种pcb用微钻及其制备方法
CN104308230B (zh) * 2014-09-18 2017-05-03 宁波市荣科迈特数控刀具有限公司 一种侧固式铲钻
AU2016236146B2 (en) 2015-03-26 2020-09-03 Sandvik Intellectual Property Ab A rock drill button
CN105081375B (zh) * 2015-09-07 2017-09-01 自贡中兴耐磨新材料有限公司 一种用于加工数控机床刀片的基体
CN108136515B (zh) * 2015-09-26 2019-08-30 京瓷株式会社 棒状体及切削工具
CN108136514B (zh) * 2015-09-29 2019-08-09 京瓷株式会社 棒状体及切削工具
CN105861903B (zh) * 2016-05-30 2018-08-07 中南大学 硬质合金
SE541073C2 (en) 2016-11-18 2019-03-26 Epiroc Drilling Tools Ab Drill bit insert for percussive rock drilling
US20220023954A1 (en) * 2018-12-20 2022-01-27 Ab Sandvik Coromant Coated cutting tool
EP3825430A1 (de) * 2019-11-22 2021-05-26 Ceratizit Luxembourg Sàrl Wolframkarbid-basierter hartmetallwerkstoff
US20230037384A1 (en) * 2019-12-20 2023-02-09 Ab Sandvik Coromant Cutting tool
CN113232380B (zh) * 2021-04-30 2023-03-28 咸阳职业技术学院 一种高强高韧层状互通结构钢结硬质合金及其制备方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS60135552A (ja) * 1983-12-23 1985-07-18 Toshiba Tungaloy Co Ltd 超微細炭化タングステン基焼結合金
JPS61195951A (ja) 1985-02-26 1986-08-30 Sumitomo Electric Ind Ltd 高靭性超硬合金
JPH01247552A (ja) * 1988-03-29 1989-10-03 Sumitomo Electric Ind Ltd 耐高温酸化性硬質合金
JPH0598384A (ja) * 1991-10-08 1993-04-20 Mitsubishi Materials Corp 高強度および高硬度を有する炭化タングステン基超硬合金
EP1034413A1 (de) 1997-08-11 2000-09-13 Robert Bosch Gmbh Ellipsometer-messvorrichtung
JP2001115229A (ja) 1999-10-18 2001-04-24 Hitachi Tool Engineering Ltd 強靭性微粒超硬合金

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO1992005296A1 (en) * 1990-09-17 1992-04-02 Kennametal Inc. Cvd and pvd coated cutting tools
US5585176A (en) * 1993-11-30 1996-12-17 Kennametal Inc. Diamond coated tools and wear parts
JP3402146B2 (ja) * 1997-09-02 2003-04-28 三菱マテリアル株式会社 硬質被覆層がすぐれた密着性を有する表面被覆超硬合金製エンドミル
JP3451950B2 (ja) * 1998-07-21 2003-09-29 三菱マテリアル株式会社 基体が高靭性を有する表面被覆超硬合金製エンドミル
JP3451949B2 (ja) * 1998-07-21 2003-09-29 三菱マテリアル株式会社 基体が高靭性を有する表面被覆超硬合金製エンドミル
SE519315C2 (sv) * 1999-04-06 2003-02-11 Sandvik Ab Sätt att tillverka ett hårdmetallpulver med lågt presstryck
JP2001310212A (ja) * 2000-04-25 2001-11-06 Mitsubishi Materials Corp 先端面切刃面および外周刃がすぐれた耐熱塑性変形性を発揮する表面被覆超硬合金製エンドミル
JP2002239813A (ja) * 2001-02-20 2002-08-28 Hitachi Tool Engineering Ltd 被覆超硬合金工具及びその製造方法
US7234899B2 (en) * 2003-05-19 2007-06-26 Tdy Industries, Inc. Cutting tool having a wiper nose corner

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS60135552A (ja) * 1983-12-23 1985-07-18 Toshiba Tungaloy Co Ltd 超微細炭化タングステン基焼結合金
JPS61195951A (ja) 1985-02-26 1986-08-30 Sumitomo Electric Ind Ltd 高靭性超硬合金
JPH01247552A (ja) * 1988-03-29 1989-10-03 Sumitomo Electric Ind Ltd 耐高温酸化性硬質合金
JPH0598384A (ja) * 1991-10-08 1993-04-20 Mitsubishi Materials Corp 高強度および高硬度を有する炭化タングステン基超硬合金
EP1034413A1 (de) 1997-08-11 2000-09-13 Robert Bosch Gmbh Ellipsometer-messvorrichtung
JP2001115229A (ja) 1999-10-18 2001-04-24 Hitachi Tool Engineering Ltd 強靭性微粒超硬合金

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
B. WITTMANN ET AL.: "WC grain growth and grain growth inhibition in nickel and iron binder hardmetals", INTERNATIONAL JOURNAL OF REFRACTORY METALS & HARD MATERIALS, vol. 20, no. 1, 1 January 2002 (2002-01-01), pages 51 - 60
See also references of EP1803830A4

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US7767319B2 (en) 2006-06-15 2010-08-03 Sandvik Intellectual Property Ab Insert
US7976607B2 (en) 2006-06-15 2011-07-12 Sandvik Intellectual Property Ab Cemented carbide with refined structure
EP2011890A1 (en) 2007-06-01 2009-01-07 Sandvik Intellectual Property AB Fine grained cemented carbide with refined structure
EP2287355A1 (en) 2007-06-01 2011-02-23 Sandvik Intellectual Property AB Fine grained cemented carbide with refined structure
US7938878B2 (en) 2007-06-01 2011-05-10 Sandvik Intellectual Property Ab Fine grained cemented carbide with refined structure
US8283058B2 (en) 2007-06-01 2012-10-09 Sandvik Intellectual Property Ab Fine grained cemented carbide cutting tool insert
US8455116B2 (en) 2007-06-01 2013-06-04 Sandvik Intellectual Property Ab Coated cemented carbide cutting tool insert
US9005329B2 (en) 2007-06-01 2015-04-14 Sandvik Intellectual Property Ab Fine grained cemented carbide with refined structure
JP2009024214A (ja) * 2007-07-19 2009-02-05 Tungaloy Corp 超硬合金およびその製造方法

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