WO2017191744A1 - 超硬合金、及び切削工具 - Google Patents

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WO2017191744A1
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hard phase
cemented carbide
hard
phase
particle size
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保樹 城戸
倫子 松川
津田　圭一
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住友電気工業株式会社
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    • C04B2235/786—Micrometer sized grains, i.e. from 1 to 100 micron

Definitions

  • the present invention relates to a cemented carbide and a cutting tool.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2016-092813 filed on May 2, 2016, and incorporates all the description content described in the above Japanese application.
  • a cemented carbide comprising a hard phase mainly composed of tungsten carbide (WC) and a binder phase mainly composed of an iron group element has been used as a material for a cutting tool.
  • Properties required for cutting tools include strength (for example, bending strength), toughness (for example, fracture toughness), hardness (for example, Vickers hardness), plastic deformation resistance, wear resistance, and the like.
  • the WC particles are sufficiently bonded to each other to improve the plastic deformation resistance.
  • a hard phase a carbide, nitride, and carbonitriding containing tungsten (W) and a metal element other than W in addition to a hard phase mainly composed of WC.
  • a phase composed of at least one kind of complex compound is provided, and the WC particles and the complex compound particles are bonded to improve the fracture resistance.
  • the cemented carbide according to the present disclosure is: A cemented carbide comprising a hard phase, a binder phase and inevitable impurities,
  • the hard phase is A first hard phase mainly composed of tungsten carbide;
  • a second hard phase mainly composed of a compound containing a plurality of metal elements including tungsten and one or more elements selected from carbon, nitrogen, oxygen and boron;
  • the second hard phase is In the area-based particle size distribution obtained from any surface or cross section of the cemented carbide, when the cumulative particle size of 10% is D10 and the cumulative particle size of 90% is D90, D10 / D90 ⁇ 0.4 is satisfied, When the dispersion of the distance between the centers of gravity of the two closest second hard phases is ⁇ 2 , ⁇ 2 ⁇ 5.0 is satisfied, When the average particle diameter D W of the first hard phase, the average particle diameter of the second hard phase was D M, DW is 0.8 ⁇ m or more and 4.0 ⁇ m or less, and satisfies D M / D W ⁇
  • the cutting tool according to the present disclosure uses the cemented carbide according to the present disclosure as a base material.
  • FIG. 1 shows a sample No. in the test example. 1 is a scanning electron micrograph of a section of 1-1 cemented carbide.
  • FIG. 2 shows the sample No. in the test example. 1 is a scanning electron micrograph of a cross section of a cemented carbide of 1-12.
  • an object is to provide a cemented carbide having excellent fracture resistance. Another object is to provide a cutting tool having excellent fracture resistance. [The invention's effect]
  • the cemented carbide according to the embodiment of the present invention is: A cemented carbide comprising a hard phase, a binder phase and inevitable impurities,
  • the hard phase is A first hard phase mainly composed of tungsten carbide;
  • a second hard phase mainly composed of a compound containing a plurality of metal elements including tungsten and one or more elements selected from carbon, nitrogen, oxygen and boron;
  • the second hard phase is In the area-based particle size distribution obtained from any surface or cross section of the cemented carbide, when the cumulative particle size of 10% is D10 and the cumulative particle size of 90% is D90, D10 / D90 ⁇ 0.4 is satisfied, When the dispersion of the distance between the centers of gravity of the two closest second hard phases is ⁇ 2 , ⁇ 2 ⁇ 5.0 is satisfied, When the average particle diameter D W of the first hard phase, the average particle diameter of the second hard phase was D M, DW is 0.8 ⁇ m or more and 4.0 ⁇ m or less, and satisfies D M / D
  • the cemented carbide has excellent toughness and fracture resistance because the second hard phase having a uniform particle size is uniformly dispersed in the structure.
  • the number of contact points between the first hard phase particles (WC particles) and the second hard phase particles increases.
  • interdiffusion of elements is more likely to proceed than at the interface between the first hard phase particles. Therefore, it is considered that a strong bond can be generated at the interface between the first hard phase particles and the second hard phase particles. That is, it is considered that a high-strength interface can be formed between the first hard phase particles and the second hard phase particles.
  • the particle size of the second hard phase satisfies D10 / D90 ⁇ 0.4
  • the particle size of the second hard phase in the structure becomes substantially uniform, and the interface between the first hard phase particles and the second hard phase particles
  • the strength due to bonding at can be made uniform.
  • the degree of dispersion of the second hard phase satisfies ⁇ 2 ⁇ 5.0
  • the second hard phase is uniformly dispersed in the structure, and the strength is uniformly improved over the entire structure. it can. Since there are many high-strength interfaces between the first hard phase particles and the second hard phase particles in the cemented carbide, the cemented carbide is excellent in toughness and fracture resistance.
  • the average particle diameter D W of the first hard phase is 0.8 ⁇ m or more, a cemented carbide having excellent toughness can be obtained.
  • the average particle diameter D W of the first hard phase is 4.0 ⁇ m or less, a cemented carbide having excellent hardness can be obtained.
  • the average particle diameter D M of the second hard phase satisfies the D M / D W ⁇ 1.0, that is a smaller than the average particle diameter D W of the first hard phase, the first hard phase particles and the second hard It is easy to improve the strength due to bonding at the interface with the phase particles, and to make a cemented carbide excellent in fracture resistance. Moreover, the characteristic (reaction resistance etc.) which a 2nd hard phase has can be expressed effectively.
  • the second hard phase includes tungsten, one or more metal elements selected from Group 4, 5 and 6 elements of the periodic table excluding tungsten, carbon, nitrogen, oxygen and It may be a compound phase or a solid solution phase composed of one or more compounds including one or more elements selected from boron.
  • the second hard phase is the compound phase or the solid solution phase
  • the bonding strength of the cemented carbide structure is increased, the strength of the cemented carbide is easily improved, and the wear resistance can be improved.
  • the cutting tool according to the embodiment of the present invention uses the cemented carbide described in (1) or (2) as a base material.
  • the above cutting tool can realize processing corresponding to severer cutting conditions, longer life, and the like.
  • the cutting tool it may be provided with a hard film coated on at least a part of the surface of the substrate.
  • the wear resistance of the cutting tool can be improved by providing a hard film on the surface of the base material. Therefore, the cutting tool can realize a response to more severe cutting conditions and a longer life.
  • the cemented carbide according to the embodiment includes a hard phase, a binder phase that binds the hard phase, and inevitable impurities.
  • Inevitable impurities include oxygen and metal elements in the order of ppm, which are contained in the raw material or mixed in the manufacturing process.
  • the hard phase includes a first hard phase mainly composed of tungsten carbide (WC), a plurality of metal elements including tungsten (W), carbon (C), nitrogen (N), oxygen (O) and boron ( And a second hard phase mainly composed of a compound containing one or more elements selected from B).
  • a first hard phase mainly composed of tungsten carbide (WC), a plurality of metal elements including tungsten (W), carbon (C), nitrogen (N), oxygen (O) and boron
  • a second hard phase mainly composed of a compound containing one or more elements selected from B.
  • the interface between the first hard phase particles and the second hard phase particles compared to the interface between the first hard phase particles, the number of diffusing elements increases, so that the mutual diffusion of the elements proceeds easily, and the interface is strong at the interface. It is believed that binding can occur. That is, the interface between the first hard phase particles and the second hard phase particles is considered to have high strength. Since the high-strength interface is uniformly present in the structure, it can be a cemented carbide excellent in fracture resistance.
  • composition of each hard phase is determined by observing the section of the cemented carbide with an optical microscope, analyzing the section of the cemented carbide with a scanning electron microscope (SEM) and energy dispersive X-ray (EDS) (EDS surface analysis) It can be easily performed by performing image analysis using the.
  • SEM scanning electron microscope
  • EDS energy dispersive X-ray
  • the ratio of the hard phase in the cemented carbide may be 80% by mass or more, further 90% by mass or more of the entire cemented carbide. On the other hand, the ratio of the hard phase in the cemented carbide is 96% by mass or less, further 95% by mass or less of the entire cemented carbide.
  • the first hard phase is mainly composed of WC.
  • the main component means that WC is contained in the first hard phase at a ratio of 50% by mass or more.
  • the ratio of WC is, for example, 70% by mass or more in the first hard phase, further 80% by mass or more, and particularly substantially composed of only WC.
  • the first hard phase is contained in the hard phase in an amount of 50% by mass or more, for example, 70% by mass to 98% by mass.
  • the content of the first hard phase in the hard phase is 70% by mass or more, a cemented carbide having excellent toughness and fracture resistance can be obtained.
  • the content of the first hard phase in the hard phase is 98% by mass or less, so that the content of the second hard phase described later relatively increases. it can.
  • the content of the first hard phase in the hard phase is further 80% by mass or more and 97.5% by mass or less, particularly 90% by mass or more and 97% by mass or less.
  • the average particle diameter D W of the first hard phase satisfies 0.8 ⁇ m or more and 4.0 ⁇ m or less.
  • the average particle diameter D W of the first hard phase is 0.8 ⁇ m or more, the toughness is high, and chipping and chipping due to mechanical and thermal impact can be suppressed. Further, since the crack propagation resistance is improved, the propagation of cracks is suppressed, and chipping and chipping can be suppressed.
  • the average particle diameter D W of the first hard phase is 4.0 ⁇ m or less, the hardness is high and deformation at the time of cutting is suppressed, so that wear and defects can be suppressed.
  • the average particle diameter D W of the first hard phase is more preferably 1.0 ⁇ m or more and 3.5 ⁇ m or less, and particularly preferably 2.0 ⁇ m or 2.5 ⁇ m or less.
  • the “average particle size” is obtained by mirror-finishing any surface or cross section of the cemented carbide, photographing the processed surface with a microscope, and analyzing the photographed image. From the photographed image, the particle diameter (Heywood diameter: equivalent area circle equivalent diameter) of each first hard phase particle (WC particle) is calculated, and the average value is taken as the average particle diameter of the first hard phase.
  • the number of first hard phase particles to be measured is at least 100 or more, and more preferably 200 or more.
  • the number of fields is preferably 5 fields or more, and more preferably 7 fields or more. The same applies to the second hard phase described later.
  • Examples of the mirror surface processing method include a method of polishing with a diamond paste, a method using a focused ion beam device (FIB device), a method using a cross section polisher device (CP device), and a method combining these.
  • FIB device focused ion beam device
  • CP device cross section polisher device
  • a method combining these When the processed surface is photographed with a metal microscope, it is preferable to etch the processed surface with Murakami's reagent.
  • Examples of the type of microscope include a metal microscope and a scanning electron microscope (SEM). Captured images taken with a microscope are taken into a computer and analyzed using image analysis software to obtain various information such as average particle diameter. As such software, image analysis type particle size distribution software (“Mac-View” manufactured by Mountec Co., Ltd.) can be preferably used.
  • the second hard phase is mainly composed of a compound containing “a plurality of kinds of metal elements including W” and “one or more elements selected from C, N, O and B”. Specifically, “W”, “one or more metal elements selected from Group 4, 5, 6 elements of periodic table excluding W”, and “one or more metal elements selected from C, N, O, and B”
  • the main component is a compound (composite compound) containing “element”. Examples of periodic table elements 4, 5, and 6 include titanium (Ti), vanadium (V), chromium (Cr), zirconium (Zr), niobium (Nb), and tantalum (Ta).
  • the compounds are mainly carbides, nitrides, carbonitrides, oxides, borides, and the like of a plurality of metal elements including W.
  • a main component means that the said compound is included in the ratio of 50 mass% or more in a 2nd hard phase.
  • the ratio of the said compound is 70 mass% or more in a 2nd hard phase, for example, Furthermore, it is mentioned that 80 mass% or more is comprised especially only with the said compound substantially.
  • the second hard phase is a compound phase or solid solution phase composed of one or more of the above compounds.
  • the “compound phase or solid solution phase” indicates that the compound constituting such a phase may form a solid solution or may exist as an individual compound without forming a solid solution.
  • the second hard phase examples include (W, Ti) C, (W, Ti) N, (W, Ti) (C, N), (W, Ti, Nb) C, (W, Ti, Nb). ) N, (W, Ti, Nb) (C, N), (W, Cr) C, (W, Cr) N, (W, Cr) (C, N), (W, Ti, Ta) C, (W, Ti, Ta) N, (W, Ti, Ta) (C, N), (W, Nb, Ta) C, (W, Nb, Ta) N, (W, Nb, Ta) (C, N), (W, Zr) C, (W, Zr) N, (W, Zr) (C, N), and the like.
  • the second hard phase may be contained in the hard phase in the range of 2% by mass to 30% by mass. Since the content of the second hard phase in the hard phase is 2% by mass or more, the bonding portion between the first hard phase particles and the second hard phase particles can be sufficiently secured, and the fracture resistance is improved. Can be an excellent cemented carbide. On the other hand, since the content of the second hard phase in the hard phase is 30% by mass or less, the content of the first hard phase is relatively increased, so that the cemented carbide has excellent toughness and excellent fracture resistance. Can be an alloy. The content of the second hard phase in the hard phase is further 2.5% by mass or more and 15% by mass or less, particularly 3% by mass or more and 10% by mass or less.
  • the second hard phase is D10 / D90 ⁇ 0, where D10 is the cumulative particle size and D90 is the cumulative particle size of 90% in the area-based particle size distribution determined from any surface or cross section of the cemented carbide. .4 is satisfied. That is, the particle size of the second hard phase is substantially uniform. Since the particle size of the second hard phase is uniform, the strength due to bonding at the interface between the first hard phase particles and the second hard phase particles can be made uniform.
  • the second hard phase preferably further satisfies D10 / D90 ⁇ 0.35, particularly D10 / D90 ⁇ 0.33.
  • D10 / D90 means that the surface of the cemented carbide or the cross section is mirror-finished and the processed surface is photographed with a microscope in the same manner as the method for obtaining the average particle diameter described above. It is obtained by image analysis.
  • the second hard phase when the variance of the distance between the centers of gravity of two second hard phase in contact recently with sigma 2, satisfy ⁇ 2 ⁇ 5.0. That is, the second hard phase is uniformly dispersed throughout the cemented carbide. Since the second hard phase is uniformly dispersed, a high-strength interface between the first hard phase particles and the second hard phase particles exists throughout the cemented carbide. The deficiency can be improved.
  • the second hard phase preferably further satisfies ⁇ 2 ⁇ 3.0, particularly ⁇ 2 ⁇ 2.0.
  • the average particle diameter D M of the second hard phase is smaller than the average particle diameter D W of the first hard phase, that is, satisfies D M / D W ⁇ 1.0.
  • the average particle diameter D M of the second hard phase further D M / D W ⁇ 0.6, it is particularly preferable to satisfy D M / D W ⁇ 0.5.
  • D M / D W 0.1
  • the binder phase contains an iron group element as a main component and bonds the hard phase.
  • a main component means containing an iron group element in the ratio of 50 mass% or more of the whole binder phase.
  • Typical examples of the iron group element constituting the binder phase include nickel (Ni), cobalt (Co), iron (Fe), and the like. These may be used alone or in combination.
  • the binder phase may contain tungsten, carbon, and other inevitable components that are components of the hard phase.
  • the binder phase may contain at least one of chromium (Cr) and vanadium (V). These elements may be derived from a grain growth inhibitor used in the manufacturing process of the cemented carbide as necessary. When these elements are present in the binder phase, it is considered that they are present in a solid solution state in the binder phase.
  • the content of the soot binder phase is preferably 4% by mass or more and 20% by mass or less with respect to the entire cemented carbide. Since the content of the binder phase in the cemented carbide is 4% by mass or more, deterioration of sinterability during production is prevented, and the hard phase is firmly bonded by the binder phase, so the strength is high and the defect Is unlikely to occur. Moreover, the toughness of a cemented carbide improves because content of the binder phase in a cemented carbide is 4 mass% or more.
  • the content of the binder phase in the cemented carbide is 20% by mass or less, a decrease in hardness of the cemented carbide due to a relative decrease in the hard phase is suppressed, and wear resistance and plastic deformation are suppressed. The decline in sex can be suppressed.
  • the content of the binder phase in the cemented carbide is preferably 5% by mass to 15% by mass, and more preferably 8% by mass to 10% by mass.
  • the cemented carbide of the present embodiment can be typically manufactured through the steps of preparation of raw material powder ⁇ mixing ⁇ forming ⁇ sintering ⁇ cooling.
  • the preparation step is a step of preparing all raw material powders of the material constituting the cemented carbide.
  • the raw material powder include WC powder serving as the first hard phase, compound constituent powder serving as the second hard phase, and iron group metal powder serving as the binder phase, and a grain growth inhibitor may be included as necessary. .
  • the WC powder is preferably spherical and has a uniform particle size.
  • One of the conditions for uniformly dispersing the second hard phase having a uniform particle size in the cemented carbide is to use a WC powder that has been subjected to high-temperature carbonization treatment.
  • the high temperature carbonization treatment is typically a treatment in which tungsten is carbonized by holding at a temperature of 1900 ° C. to 2150 ° C. for 2 hours to 8 hours. After the high temperature carbonization treatment, it is preferable to cool from the carbonization temperature (1900 ° C. to 2150 ° C.) to 1200 ° C. to 1500 ° C. at a rate of 2 ° C./min to 8 ° C./min.
  • the average particle size of the WC powder may be in the range of more than 0.8 ⁇ m and less than 4.9 ⁇ m.
  • the average particle diameter of each powder is an average particle diameter (FSSS diameter) by a Fisher sub-sieve sizer (FSSS) method.
  • the average particle diameter of the WC powder used for the raw material is 1.0 ⁇ m or more and 4.5 ⁇ m or less, particularly 2.0 ⁇ m or more and 3.5 ⁇ m or less.
  • the first pattern is a pattern using compound powders or individual constituent element powders individually containing constituent elements of the compound constituting the second hard phase.
  • the constituent elements of each powder are once dissolved in the binder phase, the constituent elements of each powder are combined, and then precipitated as a composite compound by cooling.
  • WC powder or TiC powder is used as the raw material powder, WC and TiC may be dissolved and combined during sintering, and may be precipitated as (W, Ti) C.
  • This (W, Ti) C is the second hard phase (composite compound phase).
  • the second is a pattern in which compound powder containing W and metal elements other than W (composite compound powder) is used as the raw material powder.
  • this second pattern it exists while maintaining the form of the raw material powder in the sintering step described later.
  • (W, Ti) C powder is used as the raw material powder
  • This (W, Ti) C is the second hard phase (composite compound phase).
  • One of the conditions for uniformly dispersing the second hard phase having a uniform particle size in the cemented carbide is to use fine particles and a uniform particle size as the compound constituent powder. By doing so, a 2nd hard phase can be finely and disperse
  • the average particle diameter of the compound constituent powder is, for example, in the range of 0.1 ⁇ m or more and less than 1.5 ⁇ m. The smaller the average particle size of the compound constituent powder used for the raw material, the smaller the average particle size of the second hard phase in the cemented carbide finally obtained, the larger the average particle size of the compound constituent powder used for the raw material, The average particle size of the second hard phase in the cemented carbide finally obtained is increased.
  • the average particle diameter of the compound constituent powder used for the raw material is further 0.2 ⁇ m or more and 1.4 ⁇ m or less, particularly 0.3 ⁇ m or more and 1.3 ⁇ m or less.
  • the compound constituent powder is obtained by pulverizing and classifying a commercially available product to obtain a fine particle and a uniform particle size.
  • the average particle diameter of the pig iron group metal powder is, for example, 0.2 ⁇ m or more and 3.0 ⁇ m or less, and further 0.3 ⁇ m or more and 1.6 ⁇ m or less.
  • the mixing step is a step of mixing the raw material powders prepared in the preparation step.
  • a mixed powder in which each raw material powder is mixed is obtained.
  • a well-known apparatus can be used for the apparatus used for a mixing process.
  • an attritor, a rolling ball mill, and a bead mill can be used.
  • mixing may be performed under mixing conditions in which the WC powder and the compound constituent powder are not excessively pulverized.
  • the mixing conditions when an attritor is used, the number of rotations is 30 rpm to 500 rpm, and the mixing time is 30 minutes to less than 300 minutes.
  • the number of rotations is preferably low-speed rotation, and may be 400 rpm or less and 300 rpm or less.
  • the mixing time is preferably shorter, and it may be 120 minutes or less, particularly 100 minutes or less.
  • the mixing conditions may be wet mixing or dry mixing.
  • the mixing may be performed in a solvent such as water, ethanol, acetone, isopropyl alcohol.
  • the mixed powder may be granulated as necessary.
  • a known granulation method can be applied.
  • a commercially available granulator such as a spray dryer can be used.
  • the forming step is a step for obtaining a formed body by forming the mixed powder obtained in the mixing step into a predetermined shape.
  • the molding method and molding conditions in the molding process may be any general methods and conditions, and are not particularly limited.
  • An example of the predetermined shape is a cutting tool shape.
  • a sintering process is a process of sintering the molded object obtained at the formation process, and obtaining a sintered compact.
  • the sintering is performed at a temperature not lower than the temperature at which the liquid phase of the binder phase is generated and not higher than the temperature at which the second hard phase does not grow.
  • the sintering temperature is 1300 ° C. or higher and 1350 ° C. or lower. When the sintering temperature exceeds 1350 ° C., the second hard phase grows and the particle size of the second hard phase varies.
  • the sintering temperature is preferably lower in the temperature range where the liquid phase of the binder phase is generated, and further preferably 1340 ° C. or lower, particularly 1330 ° C. or lower.
  • the sintering time is 0.5 hours to 2.5 hours, It is preferably from 0 hour to 2.0 hours.
  • the atmosphere at the time of sintering is not particularly limited, and examples thereof include an N 2 gas atmosphere and an inert gas atmosphere such as Ar.
  • the degree of vacuum (pressure) during sintering is, for example, 10 kPa or less, further 5 kPa or less, particularly 3 kPa or less.
  • a sintered HIP (sinter hip) process that can be pressurized during sintering may be performed.
  • HIP condition include a temperature of 1300 ° C. or higher and 1350 ° C. or lower and a pressure of 5 MPa or higher and 200 MPa or lower in an N 2 gas atmosphere or an inert gas atmosphere such as Ar.
  • the cooling step is a step of cooling the sintered body after completion of sintering.
  • One of the conditions to uniformly disperse the second hard phase with uniform particle size in the cemented carbide is to cool rapidly from the sintering temperature to the liquid phase solidification temperature during the cooling process, and hold that temperature for a certain period of time. Can be mentioned. Specifically, it is rapidly cooled from a sintering temperature (1300 ° C. to 1350 ° C.) to 1200 ° C. to 1250 ° C. at a temperature rising rate of 20 ° C./min or more, and further 25 ° C./min or more. Aggregation of the second hard phases can be suppressed by quenching from the sintering temperature. When rapidly cooled to the liquid phase solidification temperature, the temperature is maintained for about 10 minutes to 60 minutes. By providing this holding time, it is possible to suppress variations in the second hard phase in the cemented carbide (dispersion ⁇ 2 increases).
  • the atmosphere during cooling is not particularly limited, and examples thereof include an N 2 gas atmosphere and an inert gas atmosphere such as Ar.
  • the degree of vacuum (pressure) at the time of cooling is, for example, 100 kPa or less, 10 kPa or more, and further 50 kPa or less.
  • the cutting tool according to the embodiment is a cutting tool using a cemented carbide as a base material.
  • One feature of the cutting tool of the present embodiment is that the above-described cemented carbide is used as a base material. Thereby, the cutting tool excellent in fracture resistance can be obtained.
  • the shape of the cutting tool is not particularly limited.
  • the cutting tool include a cutting tool, a ball mill, an end mill, a drill, and a reamer.
  • a cutting edge-exchangeable cutting tip can be cited.
  • the cutting tool may include a hard film on the substrate.
  • the composition of the hard film is a carbide, nitride, oxide, boride of one or more elements selected from Group 4, 5, 6 metal elements, aluminum (Al), and silicon (Si), and these Solid solution.
  • Ti (C, N), Al 2 O 3 , (Ti, Al) N, TiN, TiC, (Al, Cr) N, and the like can be given.
  • cubic boron nitride (cBN), diamond-like carbon, and the like are also suitable as the composition of the hard film.
  • Such a hard film can be formed by a vapor phase method such as a chemical vapor deposition (CVD) method or a physical vapor deposition (PVD) method.
  • CVD chemical vapor deposition
  • PVD physical vapor deposition
  • the CVD method it is easy to obtain a hard film having excellent adhesion to the base material.
  • the CVD method include a thermal CVD method.
  • the hard film is formed by the PVD method, compressive residual stress is applied and the toughness is easily increased.
  • the hard film is coated on the portion of the base material which is the cutting edge and its vicinity, and may be coated on the entire surface of the base material.
  • the hard film may be a single layer or a multilayer.
  • the thickness of the hard film may be 1 ⁇ m or more and 20 ⁇ m or less, and further 1.5 ⁇ m or more and 15 ⁇ m or less.
  • Test Example 1 In Test Example 1, a cutting tool (blade tip exchangeable cutting tip) including a base material made of a cemented carbide was produced and evaluated.
  • a powder having the composition and average particle diameter shown in Table 1 was prepared (preparation step).
  • the WC powder used was subjected to high temperature carbonization (2000 ° C. ⁇ 5 hours) treatment.
  • the average particle diameter of the raw material powder is an average particle diameter obtained by the FSSS method.
  • Each powder was mixed with a solvent using a commercially available attritor to produce a mixed powder (mixing step).
  • the mixing conditions were mixing time: 1 hour and rotation speed: 250 rpm. After mixing, the mixed powder was spray-dried to obtain a granulated powder.
  • the obtained granulated powder was press-molded to produce a molded product having a model number SEET13T3AGSN-G (manufactured by Sumitomo Electric Hardmetal Co., Ltd.) (molding process).
  • the steel was rapidly cooled to 1250 ° C. at a cooling rate of 20 ° C./min in an Ar gas atmosphere and held at a temperature of 1250 ° C. for 30 minutes. Then, the kite cooled to room temperature at a cooling rate of 50 ° C./min (cooling step).
  • FIG. 1 A cross-sectional photograph of 1-1 is shown in FIG.
  • FIG. 1-12 A cross-sectional photograph of 1-12 is shown in FIG.
  • gray represents the first hard phase particles (WC particles)
  • black represents the second hard phase particles (composite compound particles containing W)
  • the white region therebetween represents the binder phase.
  • the second hard phase particle was a complex compound of (W, Ti, Ta) C as a result of EDS surface analysis.
  • FIG. 1 it can be seen that the second hard phase particles are uniformly dispersed between the first hard phase particles.
  • FIG. 2 although the second hard phase particles are present between the first hard phase particles, dispersion in the second hard phase particles is observed.
  • 1-1 to 1-5 indicate that the particle size D10 / D90 of the second hard phase satisfies less than 0.4, and the dispersion ⁇ 2 of the second hard phase satisfies less than 5.0. That is, sample no. From 1-1 to 1-5, it can be seen that the second hard phase having a uniform particle size is uniformly dispersed in the cemented carbide (see also FIG. 1).
  • the second hard phase having a uniform particle size By uniformly dispersing the second hard phase having a uniform particle size, the number of contact points between the first hard phase particles and the second hard phase particles is increased, and the interface between the first hard phase particles and the second hard phase particles is increased. It is considered that the strong diffusion can be generated at the interface by the element diffusion proceeding in FIG. Sample No. 1-1 to 1-5, the average particle diameter D W of the first hard phase satisfies 0.8 ⁇ m or more and 4.0 ⁇ m or less, and the ratio of D W to the average particle diameter D M of the second hard phase (D It can be seen that ( M / Dw ) satisfies less than 1.0. Even when the second hard phase is smaller than the first hard phase, it is considered that a strong bond can be generated at the interface between the first hard phase particles and the second hard phase particles.
  • sample No. 1-11 the particle size D10 / D90 of the second hard phase satisfies less than 0.4, and the dispersion ⁇ 2 of the second hard phase satisfies 5.0, but D M / D W is 1. Not less than 0. This is presumably because the second hard phase was coarsened because the compound constituent powder (TaC powder) serving as the second hard phase was coarse.
  • Sample No. 1-12 and 1-13 the particle size D10 / D90 of the second hard phase does not satisfy less than 0.4, and the dispersion ⁇ 2 of the second hard phase does not satisfy 5.0.
  • the compound hard powder (TiC powder or Cr 3 C 2 powder) serving as the second hard phase was coarse, so the second hard phase was considered to be coarse.
  • Sample No. 1-14 and 1-15 the particle diameter D10 / D90 of the second hard phase satisfies less than 0.4 and the dispersion ⁇ 2 of the second hard phase satisfies 5.0, The average particle diameter DW is too small or too large.
  • This is a sample No. No. 1-14 is a fine WC powder that becomes the first hard phase. It is considered that 1-15 is because the WC powder as the first hard phase is coarse.
  • a hard film was formed on the surface of each sample by an ion plating method which is a kind of a known PVD method.
  • the hard film was a TiAlN film having a thickness of 4.8 ⁇ m.
  • the wrinkle evaluation was performed by processing a work piece of 300 mm ⁇ 10 passes, measuring a cutting distance (maximum value of 3000 mm) until the chip was broken four times, and determining the average value. The results are also shown in Table 2.
  • Sample No. 2 in which the second hard phase having a uniform particle size was uniformly dispersed in the cemented carbide was obtained.
  • the distance to the defect satisfies 2000 mm or more, and the defect resistance is excellent. This is presumably because a strong bond is generated at the interface between the first hard phase particles and the second hard phase particles, and this high-strength bond exists throughout the cemented carbide.
  • the particle size D10 / D90 of the second hard phase is 0.35 or less, more preferably 0.33 or less, particularly 0.32 or less, or the dispersion ⁇ 2 of the second hard phase is 2.5 or less, and 2.
  • Some of 1-1, 1-4, and 1-5 have a distance to the defect of 2800 mm or more, more preferably 2900 mm or more, and it is found that the defect resistance is particularly excellent.
  • Test Example 2 In Test Example 2, the sample No. With respect to 1-1, the manufacturing conditions were changed, and cutting tools (blade tip conversion type cutting tips) having base materials made of various cemented carbides were produced and evaluated.
  • Sample No. 2-1 Sample No. The same as 1-1.
  • This sample No. for sample 2-1 sample no. Nos. 2-2 and 2-11 change only the mixing time in the mixing step.
  • No. 2-12 only the sintering temperature in the sintering process was changed.
  • No. 2-13 only the cooling time in the cooling process was changed.
  • No. 2-14 changes only the holding time in the cooling process. This is the same as 2-1.
  • Table 3 shows the manufacturing conditions for each sample.
  • sample No. 2-1 and 2-2 show that the particle size D10 / D90 of the second hard phase satisfies less than 0.4, and the dispersion ⁇ 2 of the second hard phase satisfies less than 5.0. That is, sample no. 2-1 and 2-2 show that the second hard phase having a uniform particle size is uniformly dispersed in the cemented carbide. Sample No. 2 in which the second hard phase having a uniform particle size was uniformly dispersed in the cemented carbide.
  • sample No. In Nos. 2-11 to 2-14 the particle size D10 / D90 of the second hard phase does not satisfy less than 0.4, and the dispersion ⁇ 2 of the second hard phase does not satisfy 5.0.
  • Sample No. No. 2-11 is considered to be due to variations in the particle size of the second hard phase due to the long mixing time of the raw material powder.
  • Sample No. In No. 2-12 since the sintering temperature was too high, the second hard phase grew and the particle size of the second hard phase varied.
  • Sample No. In No. 2-13 since the cooling rate from the sintering temperature was slow, the second hard phases were aggregated, and the particle size of the second hard phase was considered to vary.
  • Sample No. In No. 2-14 since the liquid phase solidification temperature was not maintained from the sintering temperature to room temperature, the second hard phase could not be homogenized, and it was considered that variation occurred.

Abstract

硬質相と結合相と不可避不純物とを備える超硬合金であって、前記硬質相は、炭化タングステンを主成分とする第一硬質相と、タングステンを含む複数種の金属元素と、炭素、窒素、酸素及び硼素から選択される一種以上の元素と、を含む化合物を主成分とする第二硬質相とを備え、前記第二硬質相は、当該超硬合金の任意の表面又は断面から求めた面積基準の粒度分布における累積１０％の粒径をＤ１０、累積９０％の粒径をＤ９０としたとき、Ｄ１０／Ｄ９０＜０．４を満たし、最近接する二つの前記第二硬質相の重心間距離の分散をσ２としたとき、σ２＜５．０を満たし、前記第一硬質相の平均粒径をＤＷ、前記第二硬質相の平均粒径をＤＭとしたとき、ＤＷは、０．８μｍ以上４．０μｍ以下であり、ＤＭ／ＤＷ＜１．０を満たす超硬合金。

Description

超硬合金、及び切削工具
  本発明は、超硬合金、及び切削工具に関する。
本出願は、２０１６年５月２日出願の日本出願第２０１６－０９２８１３号に基づく優先権を主張し、前記日本出願に記載された全ての記載内容を援用するものである。
  従来、炭化タングステン（ＷＣ）を主成分とする硬質相と、鉄族元素を主成分とする結合相とを備える超硬合金が、切削工具の素材に利用されている。切削工具に求められる特性には、強度（例えば、抗折力）、靱性（例えば、破壊靭性）、硬度（例えば、ビッカース硬さ）、耐塑性変形性、耐摩耗性等がある。
  例えば、特許文献１に記載される超硬合金では、ＷＣ粒子同士を十分に結合させることで、耐塑性変形性の向上を図っている。また、特許文献１に記載される超硬合金では、硬質相として、ＷＣを主成分とする硬質相に加え、タングステン（Ｗ）と、Ｗ以外の金属元素とを含む炭化物、窒化物及び炭窒化物の少なくとも一種の複合化合物からなる相を備え、ＷＣ粒子と複合化合物粒子とを結合させることで耐欠損性の向上を図っている。
特開２０１６－２０５４１号公報
  本開示に係る超硬合金は、
  硬質相と結合相と不可避不純物とを備える超硬合金であって、
  前記硬質相は、
    炭化タングステンを主成分とする第一硬質相と、
    タングステンを含む複数種の金属元素と、炭素、窒素、酸素及び硼素から選択される一種以上の元素と、を含む化合物を主成分とする第二硬質相とを備え、
  前記第二硬質相は、
    当該超硬合金の任意の表面又は断面から求めた面積基準の粒度分布における累積１０％の粒径をＤ１０、累積９０％の粒径をＤ９０としたとき、Ｄ１０／Ｄ９０＜０．４を満たし、
    最近接する二つの前記第二硬質相の重心間距離の分散をσ２としたとき、σ２＜５．０を満たし、
  前記第一硬質相の平均粒径をＤＷ、前記第二硬質相の平均粒径をＤＭとしたとき、
  ＤＷは、０．８μｍ以上４．０μｍ以下であり、ＤＭ／ＤＷ＜１．０を満たす。
  本開示に係る切削工具は、上記本開示に係る超硬合金を基材として用いる。
図１は、試験例における試料Ｎｏ．１－１の超硬合金の断面の走査型電子顕微鏡写真である。 図２は、試験例における試料Ｎｏ．１－１２の超硬合金の断面の走査型電子顕微鏡写真である。
［本開示が解決しようとする課題］
  近年、切削加工において被削材の難削化が進み、加工形状もより複雑化する等、切削工具の使用条件は過酷になっており、更に高い耐欠損性を備える超硬合金が望まれている。
  そこで、耐欠損性に優れる超硬合金を提供することを目的の一つとする。また、耐欠損性に優れる切削工具を提供することを別の目的の一つとする。
［発明の効果］
本開示によれば、耐欠損性に優れる超硬合金及び切削工具を提供できる。
  ［本発明の実施形態の説明］
  最初に本発明の実施形態の内容を列記して説明する。
  （１）本発明の実施形態に係る超硬合金は、
  硬質相と結合相と不可避不純物とを備える超硬合金であって、
  前記硬質相は、
    炭化タングステンを主成分とする第一硬質相と、
    タングステンを含む複数種の金属元素と、炭素、窒素、酸素及び硼素から選択される一種以上の元素と、を含む化合物を主成分とする第二硬質相とを備え、
  前記第二硬質相は、
    当該超硬合金の任意の表面又は断面から求めた面積基準の粒度分布における累積１０％の粒径をＤ１０、累積９０％の粒径をＤ９０としたとき、Ｄ１０／Ｄ９０＜０．４を満たし、
    最近接する二つの前記第二硬質相の重心間距離の分散をσ２としたとき、σ２＜５．０を満たし、
  前記第一硬質相の平均粒径をＤＷ、前記第二硬質相の平均粒径をＤＭとしたとき、
  ＤＷは、０．８μｍ以上４．０μｍ以下であり、ＤＭ／ＤＷ＜１．０を満たす。
  上記超硬合金は、粒度が均質な第二硬質相が組織中に均一的に分散していることで、靱性に優れ、耐欠損性に優れる。第二硬質相が均一的に分散することで、第一硬質相粒子（ＷＣ粒子）と第二硬質相粒子との接触点数が増加する。第一硬質相粒子と第二硬質相粒子との界面では、第一硬質相粒子同士の界面に比較して、元素の相互拡散が進行し易い。そのため、第一硬質相粒子と第二硬質相粒子との界面において強固な結合を生じさせることができると考えられる。つまり、第一硬質相粒子と第二硬質相粒子との間で高強度な界面を形成することができると考えられる。第二硬質相の粒度が、Ｄ１０／Ｄ９０＜０．４を満たすことで、組織中の第二硬質相の粒度が実質的に均質となり、第一硬質相粒子と第二硬質相粒子との界面での結合による強度を均一的にできる。また、第二硬質相の分散度合いが、σ２＜５．０を満たすことで、組織中に第二硬質相が均一的に分散して存在し、組織全体に亘って均一的に強度を向上できる。超硬合金中に、第一硬質相粒子と第二硬質相粒子とによる高強度な界面が多いことで、靱性に優れ、耐欠損性に優れる超硬合金となる。
  第一硬質相の平均粒径ＤＷが０．８μｍ以上であることで、靱性に優れる超硬合金とできる。一方、第一硬質相の平均粒径ＤＷが４．０μｍ以下であることで、硬度に優れる超硬合金とできる。
  第二硬質相の平均粒径ＤＭが、ＤＭ／ＤＷ＜１．０を満たす、つまり第一硬質相の平均粒径ＤＷよりも小さいことで、第一硬質相粒子と第二硬質相粒子との界面での結合による強度を向上し易く、耐欠損性に優れる超硬合金とし易い。また、第二硬質相が有する特性（耐反応性等）を効果的に発現できる。
  （２）上記超硬合金の一例として、前記第二硬質相は、タングステンと、タングステンを除く周期表４，５，６族元素から選択される一種以上の金属元素と、炭素、窒素、酸素及び硼素から選択される一種以上の元素と、を含む化合物の一種以上からなる化合物相又は固溶体相であることが挙げられる。
  第二硬質相が、上記化合物相又は固溶体相であることで、超硬合金組織の結合力が高まり、超硬合金の強度を向上し易いと共に、耐摩耗性を向上できる。
  （３）本発明の実施形態に係る切削工具は、上記（１）又は（２）に記載の超硬合金を基材として用いる。
  上記切削工具は、耐欠損性に優れる超硬合金を基材に備えることで、より厳しい切削条件に対応した加工や、長寿命化等を実現できる。
  （４）上記切削工具の一例として、前記基材の表面の少なくとも一部に被覆された硬質膜を備えることが挙げられる。
  基材の表面に硬質膜を備えることで、切削工具の耐摩耗性等を改善できる。よって、上記切削工具は、更に厳しい切削条件への対応や、更なる長寿命化等を実現できる。
  ［本発明の実施形態の詳細］
  本発明の実施形態の詳細を、以下に説明する。なお、本発明はこれらの例示に限定されるものではなく、請求の範囲によって示され、請求の範囲と均等の意味及び範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。
  〔超硬合金〕
  実施形態の超硬合金は、硬質相と、硬質相を結合する結合相と、不可避不純物とにより構成される。不可避不純物は、原料に含有したり、製造工程で混入したりする、酸素やｐｐｍオーダーの金属元素が挙げられる。
  ＜硬質相＞
  硬質相は、炭化タングステン（ＷＣ）を主成分とする第一硬質相と、タングステン（Ｗ）を含む複数種の金属元素と、炭素（Ｃ）、窒素（Ｎ）、酸素（Ｏ）及び硼素（Ｂ）から選択される一種以上の元素とを含む化合物を主成分とする第二硬質相とを備える。本実施形態の超硬合金は、粒度が均質な第二硬質相が組織中に均一的に分散していることを特徴の一つとする。粒度が均質な第二硬質相が組織中に均一的に分散していることで、第一硬質相粒子と第二硬質相粒子との接触点数が増加する。第一硬質相粒子と第二硬質相粒子との界面では、第一硬質相粒子同士の界面に比較して、拡散する元素が増えることで元素の相互拡散が進行し易く、その界面において強固な結合を生じさせることができると考えられる。つまり、第一硬質相粒子と第二硬質相粒子との界面は高強度であると考えられる。
その高強度な界面が組織中に均一的に存在することで、耐欠損性に優れる超硬合金とできる。
  各硬質相の組成は、超硬合金の断面を光学顕微鏡で観察したり、超硬合金の断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）とエネルギー分散型Ｘ線（ＥＤＳ）による分析（ＥＤＳ面分析）とを用いた画像解析を行ったりすることで、容易に行うことができる。
  超硬合金中の硬質相の割合は、超硬合金全体の８０質量％以上、更には９０質量％以上とすることが挙げられる。一方、超硬合金中の硬質相の割合は、超硬合金全体の９６質量％以下、更には９５質量％以下とすることが挙げられる。
  （第一硬質相）
  第一硬質相は、ＷＣを主成分とする。主成分とは、第一硬質相中に、５０質量％以上の割合でＷＣを含むことを言う。ＷＣの割合は、例えば、第一硬質相中の７０質量％以上、更に８０質量％以上、特に実質的にＷＣのみで構成されることが挙げられる。
  第一硬質相は、硬質相中に、５０質量％以上含有し、例えば７０質量％以上９８質量％以下の範囲で含有することが挙げられる。硬質相中の第一硬質相の含有量は、７０質量％以上であることで、靱性に優れ、耐欠損性に優れる超硬合金とできる。一方、硬質相中の第一硬質相の含有量は、９８質量％以下であることで、後述する第二硬質相の含有量が相対的に増加するため、耐欠損性に優れる超硬合金とできる。硬質相中の第一硬質相の含有量は、更に８０質量％以上９７．５質量％以下、特に９０質量％以上９７質量％以下であることが挙げられる。
  第一硬質相の平均粒径ＤＷは、０．８μｍ以上４．０μｍ以下を満たす。第一硬質相の平均粒径ＤＷは、０．８μｍ以上であることで、靱性が高く、機械的・熱的な衝撃によるチッピングや欠損を抑制できる。また、耐亀裂伝播性が向上することから、亀裂の伝播が抑制され、チッピングや欠損を抑制できる。一方、第一硬質相の平均粒径ＤＷは、４．０μｍ以下であることで、硬度が高く、切削時の変形が抑制されるため、摩耗や欠損を抑制できる。第一硬質相の平均粒径ＤＷは、更に１．０μｍ以上３．５μｍ以下、特に２．０μｍ２．５μｍ以下が好ましい。
  なお、ここで「平均粒径」は、超硬合金の任意の表面又は断面を鏡面加工し、その加工面を顕微鏡で撮影し、その撮影画像を画像解析することにより求められる。撮影画像から、個々の第一硬質相粒子（ＷＣ粒子）の粒径（Ｈｅｙｗｏｏｄ径：等面積円相当径）を算出し、その平均値を第一硬質相の平均粒径とする。測定する第一硬質相粒子の数は、少なくとも１００個以上とし、更に２００個以上とすることが好ましい。また、同一の超硬合金において、複数の視野で上記画像解析を行い、その平均値を第一硬質相の平均粒径とすることが好ましい。視野数は、５視野以上、更に７視野以上とすることが好ましい。平均粒径については、後述する第二硬質相についても同様である。
  鏡面加工の方法としては、例えば、ダイヤモンドペーストで研磨する方法、集束イオンビーム装置（ＦＩＢ装置）を用いる方法、クロスセクションポリッシャー装置（ＣＰ装置）を用いる方法、及びこれらを組み合わせる方法等が挙げられる。加工面を金属顕微鏡で撮影する場合には、加工面を村上氏試薬でエッチングすることが好ましい。顕微鏡の種類としては、金属顕微鏡や走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）等が挙げられる。顕微鏡で撮影した撮影画像をコンピュータに取り込み、画像解析ソフトウェアを用いて解析して、平均粒径等の各種情報を取得する。このようなソフトウェアとしては、画像解析式粒度分布ソフトウェア（株式会社マウンテック社製「Ｍａｃ－Ｖｉｅｗ」）を好適に用いることができる。
  （第二硬質相）
  第二硬質相は、「Ｗを含む複数種の金属元素」と、「Ｃ，Ｎ，Ｏ及びＢから選択される一種以上の元素」とを含む化合物を主成分とする。具体的には、「Ｗ」と、「Ｗを除く周期表４，５，６族元素から選択される一種以上の金属元素」と、「Ｃ，Ｎ，Ｏ及びＢから選択される一種以上の元素」とを含む化合物（複合化合物）を主成分とする。周期表４，５，６族元素としては、チタン（Ｔｉ）、バナジウム（Ｖ）、クロム（Ｃｒ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、ニオブ（Ｎｂ）、タンタル（Ｔａ）等が挙げられる。化合物とは、主として、Ｗを含む複数種の金属元素の炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物、硼化物等である。
主成分とは、第二硬質相中に、５０質量％以上の割合で上記化合物を含むことを言う。上記化合物の割合は、例えば、第二硬質相中の７０質量％以上、更に８０質量％以上、特に実質的に上記化合物のみで構成されることが挙げられる。
  第二硬質相は、上記化合物の一種以上からなる化合物相又は固溶体相である。ここで「化合物相又は固溶体相」とは、かかる相を構成する化合物が固溶体を形成していてもよいし、固溶体を形成せず個々の化合物として存在していてもよいことを示す。
  具体的な第二硬質相としては、（Ｗ，Ｔｉ）Ｃ、（Ｗ，Ｔｉ）Ｎ，（Ｗ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｗ，Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃ、（Ｗ，Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎ、（Ｗ，Ｔｉ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｗ，Ｃｒ）Ｃ、（Ｗ，Ｃｒ）Ｎ、（Ｗ，Ｃｒ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ）Ｃ、（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ）Ｎ、（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｗ，Ｎｂ，Ｔａ）Ｃ、（Ｗ，Ｎｂ，Ｔａ）Ｎ、（Ｗ，Ｎｂ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｗ，Ｚｒ）Ｃ、（Ｗ，Ｚｒ）Ｎ、（Ｗ，Ｚｒ）（Ｃ，Ｎ）等が挙げられる。
  第二硬質相は、硬質相中に、２質量％以上３０質量％以下の範囲で含有することが挙げられる。硬質相中の第二硬質相の含有量は、２質量％以上であることで、第一硬質相粒子と第二硬質相粒子との結合部分を十分に確保することができ、耐欠損性に優れる超硬合金とできる。一方、硬質相中の第二硬質相の含有量は、３０質量％以下であることで、第一硬質相の含有量が相対的に増加するため、靱性に優れ、耐欠損性に優れる超硬合金とできる。硬質相中の第二硬質相の含有量は、更に２．５質量％以上１５質量％以下、特に３質量％以上１０質量％以下であることが挙げられる。
  第二硬質相は、超硬合金の任意の表面又は断面から求めた面積基準の粒度分布における累積１０％の粒径をＤ１０、累積９０％の粒径をＤ９０としたとき、Ｄ１０／Ｄ９０＜０．４を満たす。つまり、第二硬質相の粒度が実質的に均質である。第二硬質相の粒度が均質であることで、第一硬質相粒子と第二硬質相粒子との界面での結合による強度を均一的にできる。第二硬質相は、更にＤ１０／Ｄ９０＜０．３５、特にＤ１０／Ｄ９０＜０．３３を満たすことが好ましい。
  なお、ここで「Ｄ１０／Ｄ９０」は、上述した平均粒径の求め方と同様に、超硬合金の任意の表面又は断面を鏡面加工し、その加工面を顕微鏡で撮影し、その撮影画像を画像解析することにより求められる。
  第二硬質相は、最近接する二つの第二硬質相の重心間距離の分散をσ２としたとき、σ２＜５．０を満たす。つまり、第二硬質相は、超硬合金全体に亘って均一的に分散している。第二硬質相が均一的に分散していることで、第一硬質相粒子と第二硬質相粒子とによる高強度な界面が超硬合金の全体に亘って存在するため、超硬合金の耐欠損性を向上できる。第二硬質相は、更にσ２＜３．０、特にσ２＜２．０を満たすことが好ましい。
  第二硬質相の平均粒径ＤＭは、第一硬質相の平均粒径ＤＷよりも小さい、つまりＤＭ／ＤＷ＜１．０を満たす。ＤＭ／ＤＷ＜１．０を満たすことで、第一硬質相粒子と第二硬質相粒子との界面での結合による強度を向上できる。第二硬質相の平均粒径ＤＭは、更にＤＭ／ＤＷ＜０．６、特にＤＭ／ＤＷ＜０．５を満たすことが好ましい。一方、第二硬質相粒子の平均粒径ＤＭが小さ過ぎると、第一硬質相粒子と第二硬質相粒子とが結合し難くなるため、ＤＭ／ＤＷ＞０．１、更にＤＭ／ＤＷ＞０．２を満たすことが好ましい。
  ＜結合相＞
  結合相は、鉄族元素を主成分とし、上記硬質相を結合させる。主成分とは、結合相全体の５０質量％以上の割合で鉄族元素を含むことを言う。結合相を構成する鉄族元素としては、代表的には、ニッケル（Ｎｉ）、コバルト（Ｃｏ）、鉄（Ｆｅ）等が挙げられる。これらは単独で用いてもよいし、複数を組み合わせて用いてもよい。また、結合相は、硬質相の成分であるタングステンや炭素、その他の不可避的な成分を含んでいてもよい。
  また、結合相は、クロム（Ｃｒ）及びバナジウム（Ｖ）の少なくとも一方を含んでいてもよい。これらの元素は、必要に応じて超硬合金の製造過程において用いられる粒成長抑制剤等に由来して含まれ得る。これらの元素が結合相中に存在する場合、結合相に固溶された状態で存在すると考えられる。
  結合相の含有量は、超硬合金全体に対して４質量％以上２０質量％以下であることが好ましい。超硬合金中の結合相の含有量が４質量％以上であることで、製造時の焼結性の悪化を防止し、結合相によって硬質相が強固に結合されるため、強度が高く、欠損が生じ難い。また、超硬合金中の結合相の含有量が４質量％以上であることで、超硬合金の靱性が向上する。一方、超硬合金中の結合相の含有量が２０質量％以下であることで、硬質相が相対的に減少することによる超硬合金の硬度の低下を抑制し、耐摩耗性や耐塑性変形性の低下を抑制できる。超硬合金中の結合相の含有量は、更に５質量％以上１５質量％以下、特に８質量％以上１０質量％以下であることが好ましい。
  〔超硬合金の製造方法〕
  本実施形態の超硬合金は、代表的には、原料粉末の準備⇒混合⇒成形⇒焼結⇒冷却という工程を経て製造することができる。
  ＜準備工程＞
  準備工程は、超硬合金を構成する材料の全ての原料粉末を準備する工程である。原料粉末としては、第一硬質相となるＷＣ粉末、第二硬質相となる化合物構成粉末、結合相となる鉄族金属粉末が必須として挙げられ、必要に応じて粒成長抑制剤等が挙げられる。
  ＷＣ粉末は、球状であり、かつ粒度が均質なものを用いることが好ましい。超硬合金中に粒度が均質な第二硬質相を均一的に分散する条件の一つとして、ＷＣ粉末として、高温炭化処理されたものを用いることが挙げられる。高温炭化処理とは、代表的には、１９００℃～２１５０℃の温度で２時間～８時間保持してタングステンの炭化を行う処理である。高温炭化処理後は、炭化温度（１９００℃～２１５０℃）から１２００℃～１５００℃まで２℃／ｍｉｎ～８℃／ｍｉｎの速度で冷却することが好ましい。これにより、球状であり、かつ粒度が均質なＷＣ粉末が得られる。ＷＣ粉末として、球状かつ粒度が均質なものを用いることで、後述する焼結工程において、第二硬質相や結合相を微細かつ分散化できる。ＷＣ粉末の平均粒径は、例えば、０．８μｍ超４．９μｍ未満の範囲とすることが挙げられる。なお、各粉末の平均粒径は、フィッシャーサブシーブサイザー（ＦＳＳＳ）法による平均粒径（ＦＳＳＳ径）のことである。一般に、原料に用いるＷＣ粉末の平均粒径が小さい程、最終的に得られる超硬合金中の第一硬質相の平均粒径が小さくなり、原料に用いるＷＣ粉末の平均粒径が大きい程、最終的に得られる超硬合金中の第一硬質相の平均粒径が大きくなる。原料に用いるＷＣ粉末の平均粒径は、更に１．０μｍ以上４．５μｍ以下、特に２．０μｍ以上３．５μｍ以下とすることが挙げられる。
  化合物構成粉末としては、以下の二つのパターンが考えられる。一つ目は、第二硬質相を構成する化合物の構成元素を個々に含む化合物粉末又は個々の構成元素粉末を用いるパターンである。この一つ目のパターンの場合、後述する焼結工程において、各粉末の構成元素が一旦結合相中に溶解して、各粉末の構成元素が複合し、その後に冷却によって複合化合物として析出する。例えば、原料粉末として、ＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末を用いると、焼結時にＷＣとＴｉＣがそれぞれ溶解して複合し、（Ｗ，Ｔｉ）Ｃとして析出されることがある。この（Ｗ，Ｔｉ）Ｃが第二硬質相（複合化合物相）である。
  二つ目は、原料粉末としてＷ及びＷ以外の金属元素を含む化合物粉末（複合化合物粉末）を用いるパターンである。この二つ目のパターンの場合、後述する焼結工程においても原料粉末の形態を維持したまま存在する。例えば、原料粉末として、（Ｗ，Ｔｉ）Ｃ粉末を用いた場合、（Ｗ，Ｔｉ）Ｃ粉末が特に過剰に含まれると焼結後もその形態を維持したまま存在することがある。この（Ｗ，Ｔｉ）Ｃが第二硬質相（複合化合物相）である。
  超硬合金中に粒度が均質な第二硬質相を均一的に分散する条件の一つとして、化合物構成粉末は、微粒、かつ粒度が均質なものを用いることが挙げられる。そうすることで、後述する焼結工程において、第二硬質相を微細かつ分散化できる。化合物構成粉末の平均粒径は、例えば、０．１μｍ以上１．５μｍ未満の範囲とすることが挙げられる。原料に用いる化合物構成粉末の平均粒径が小さい程、最終的に得られる超硬合金中の第二硬質相の平均粒径が小さくなり、原料に用いる化合物構成粉末の平均粒径が大きい程、最終的に得られる超硬合金中の第二硬質相の平均粒径が大きくなる。原料に用いる化合物構成粉末の平均粒径は、更に０．２μｍ以上１．４μｍ以下、特に０．３μｍ以上１．３μｍ以下とすることが挙げられる。化合物構成粉末は、市販品を粉砕・分級することで、微粒、かつ粒度が均質なものが得られる。
  鉄族金属粉末の平均粒径は、例えば、０．２μｍ以上３．０μｍ以下、更には０．３μｍ以上１．６μｍ以下とすることが挙げられる。
  ＜混合工程＞
  混合工程は、準備工程で準備した各原料粉末を混合する工程である。混合工程により、各原料粉末が混合された混合粉末が得られる。混合工程に用いる装置には公知の装置を用いることができる。例えば、アトライター、転動ボールミル、及びビーズミル等を用いることができる。超硬合金中に粒度が均質な第二硬質相を均一的に分散する条件の一つとして、混合は、ＷＣ粉末及び化合物構成粉末が過度に粉砕されない混合条件で行うことが挙げられる。混合条件の一例としては、アトライターを用いた場合、回転数：３０ｒｐｍ以上５００ｒｐｍ以下、混合時間：３０分以上３００分未満とすることが挙げられる。回転数は、低速回転が好ましく、更に４００ｒｐｍ以下、３００ｒｐｍ以下とすることが挙げられる。混合時間は、短い方が好ましく、更に１２０分以下、特に１００分以下とすることが挙げられる。アトライターによる混合は、粉砕メディアを用いないことが好ましい。
混合条件は、湿式混合であっても乾式混合であってもよい。また、混合は、水、エタノール、アセトン、イソプロピルアルコール等の溶媒中で行ってもよい。
  混合工程の後、必要に応じて混合粉末を造粒してもよい。混合粉末を造粒することで、後述する成形工程の際にダイや金型へ混合粉末を充填し易い。造粒には、公知の造粒方法が適用でき、例えば、スプレードライヤー等の市販の造粒機を用いることができる。
  ＜成形工程＞
  成形工程は、混合工程で得られた混合粉末を所定の形状に成形して、成形体を得る工程である。成形工程における成形方法や成形条件は、一般的な方法や条件を採用すればよく、特に問わない。所定の形状としては、例えば、切削工具形状とすることが挙げられる。
  ＜焼結工程＞
  焼結工程は、成形工程で得られた成形体を焼結して、焼結体を得る工程である。超硬合金中に粒度が均質な第二硬質相を均一的に分散する条件の一つとして、焼結は、結合相の液相が生じる温度以上、第二硬質相が粒成長しない温度以下で行うことが挙げられる。具体的には、焼結温度は、１３００℃以上１３５０℃以下であることが挙げられる。焼結温度が１３５０℃を超えると、第二硬質相が粒成長し、第二硬質相の粒度にばらつきが生じる。よって、焼結温度は、結合相の液相が生じる温度域において、低い方が好ましく、更に１３４０℃以下、特に１３３０℃以下が好ましい。また、焼結時間が長過ぎると、第二硬質相が粒成長し、第二硬質相の粒度にばらつきが生じ易いため、焼結時間は、０．５時間以上２．５時間以下、更に１．０時間以上２．０時間以下が好ましい。
  焼結時の雰囲気は、特に限定されず、Ｎ２ガス雰囲気やＡｒ等の不活性ガス雰囲気とすることが挙げられる。また、焼結時の真空度（圧力）は、例えば、１０ｋＰａ以下、更に５ｋＰａ以下、特に３ｋＰａ以下とすることが挙げられる。
  なお、焼結工程は、焼結時に加圧できる焼結ＨＩＰ（シンターヒップ）処理を行ってもよい。ＨＩＰ条件は、例えば、Ｎ２ガス雰囲気やＡｒ等の不活性ガス雰囲気中、温度：１３００℃以上１３５０℃以下、圧力：５ＭＰａ以上２００ＭＰａ以下とすることが挙げられる。
  ＜冷却工程＞
  冷却工程は、焼結完了後の焼結体を冷却する工程である。超硬合金中に粒度が均質な第二硬質相を均一的に分散する条件の一つとして、冷却過程において、焼結温度から液相固化温度まで急冷し、その温度を一定時間保持することが挙げられる。具体的には、焼結温度（１３００℃以上１３５０℃以下）から１２００℃以上１２５０℃以下まで昇温速度２０℃／ｍｉｎ以上、更に２５℃／ｍｉｎ以上で急速に冷却する。焼結温度から急冷することで、第二硬質相同士が凝集することを抑制できる。液相固化温度まで急冷したら、その温度で１０分以上６０分以下程度保持する。この保持時間を設けることで、超硬合金中の第二硬質相のばらつき（分散σ２が大きくなる）ことを抑制できる。
  冷却時の雰囲気は、特に限定されず、Ｎ２ガス雰囲気やＡｒ等の不活性ガス雰囲気とすることが挙げられる。また、冷却時の真空度（圧力）は、例えば、１００ｋＰａ以下とし、１０ｋＰａ以上、更に５０ｋＰａ以下とすることが挙げられる。
  〔切削工具〕
  ＜基材＞
  実施形態に係る切削工具は、超硬合金を基材として用いた切削工具である。本実施形態の切削工具は、上述した超硬合金を基材として用いたことを特徴の一つとする。これにより、耐欠損性に優れる切削工具を得ることができる。
  切削工具の形状については、特に限定されない。切削工具の一例としては、バイト、ボールミル、エンドミル、ドリル、及びリーマ等を挙げることができる。特に、バイト等では、刃先交換型切削チップを挙げることができる。
  ＜硬質膜＞
  切削工具は、上記基材上に硬質膜を備えてもよい。硬質膜の組成は、周期表４，５，６族の金属元素、アルミニウム（Ａｌ）、及びシリコン（Ｓｉ）から選択される一種以上の元素の炭化物、窒化物、酸化物、硼化物、及びこれらの固溶体が挙げられる。例えば、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、Ａｌ２Ｏ３、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ、ＴｉＮ、ＴｉＣ、（Ａｌ，Ｃｒ）Ｎ等が挙げられる。その他、立方晶窒化硼素（ｃＢＮ）やダイヤモンドライクカーボン等も、硬質膜の組成として好適である。このような硬質膜は、化学的蒸着（ＣＶＤ）法や物理的蒸着（ＰＶＤ）法等の気相法により形成することができる。硬質膜がＣＶＤ法により形成されていると、基材との密着性に優れる硬質膜が得られ易い。ＣＶＤ法としては、例えば、熱ＣＶＤ法等が挙げられる。硬質膜がＰＶＤ法により形成されていると、圧縮残留応力が付与され、その靱性を高め易い。
  硬質膜は、基材における刃先となる部分とその近傍に被覆されていることが好ましく、基材の表面全体に被覆されていてもよい。また、硬質膜は、単層でも多層でもよい。硬質膜の厚さは、１μｍ以上２０μｍ以下、更に１．５μｍ以上１５μｍ以下であることが挙げられる。
  ［試験例］
  〔試験例１〕
  試験例１では、超硬合金からなる基材を備える切削工具（刃先交換型切削チップ）を作製し、その評価を行った。
  ＜試料の作製＞
  原料粉末として、表１に示す組成及び平均粒径の粉末を準備した（準備工程）。ＷＣ粉末は、高温炭化（２０００℃×５時間）処理を施したものを用いた。原料粉末の平均粒径は、ＦＳＳＳ法により求めた平均粒径である。各粉末を市販のアトライターを用いて溶媒と共に混合し、混合粉末を作製した（混合工程）。混合条件は、混合時間：１時間、回転数：２５０ｒｐｍとした。混合後、混合粉末をスプレードライ乾燥して造粒粉末とした。
  得られた造粒粉末をプレス成形して、型番ＳＥＥＴ１３Ｔ３ＡＧＳＮ－Ｇ（住友電工ハードメタル株式会社製）形状の成形体を作製した（成形工程）。
  得られた成形体を焼結炉に入れ、Ａｒガス雰囲気中、１３３０℃×２時間焼結した（焼結工程）。
  焼結完了後、Ａｒガス雰囲気中、１２５０℃まで冷却速度２０℃／ｍｉｎで急冷し、１２５０℃の温度で３０分保持した。その後、冷却速度５０℃／ｍｉｎで室温まで冷却した （冷却工程）。
  以上のようにして得られた超硬合金に適宜ホーニング処理等の刃先処理加工を施して、表１に示す試料Ｎｏ．１－１～１－５，１－１１～１－１５の刃先交換型切削チップの超硬合金製基材（形状：ＳＥＥＴ１３Ｔ３ＡＧＳＮ－Ｇ）を作製した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
  ＜組織の観察＞
  作製した超硬合金基材（各試料）の刃先部を切断して鏡面加工し、その後アルゴンイオンビームによってイオンミリング加工し、これらの断面を顕微鏡用観察試料とした。
  この観察試料の加工面を、ＳＥＭにより１５００倍程度の倍率で撮影し、反射電子画像を取得した。この撮影は、各試料に対して１０視野ずつ行った。代表して、試料Ｎｏ．１－１の断面写真を図1に示し、試料Ｎｏ．１－１２の断面写真を図２に示す。各図において、灰色が第一硬質相粒子（ＷＣ粒子）、黒色が第二硬質相粒子（Ｗを含む複合化合物粒子）、それらの間の白色の領域が結合相を示す。図１，２において、第二硬質相粒子は、ＥＤＳ面分析の結果、（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ）Ｃの複合化合物であった。図１では、第一硬質相粒子間に第二硬質相粒子が均一的に分散していることがわかる。一方、図２では、第一硬質相粒子間に第二硬質相粒子が存在しているが、第二硬質相粒子の分散にばらつきが見られる。
  各試料において、１視野につき、第一硬質相粒子３００個以上、第二硬質相粒子３００個以上について、画像解析式粒度分布ソフトウェア（株式会社マウンテック社製「Ｍａｃ－Ｖｉｅｗ」）を用いて、個々の粒子の粒径（Ｈｅｙｗｏｏｄ径）を求め、計１０視野における第一硬質相及び第二硬質相の平均粒径を算出した。その結果を表２に示す。また、第二硬質相粒子について、上記画像解析式粒度分布ソフトウェア（株式会社マウンテック社製「Ｍａｃ－Ｖｉｅｗ」）を用いて、１視野あたりの粒度分布における累積１０％の粒径Ｄ１０と、累積９０％の粒径Ｄ９０との比率Ｄ１０／Ｄ９０を求め、計１０視野におけるＤ１０／Ｄ９０の平均値を算出した。その結果を表２に示す。更に、第二硬質相粒子について、上記画像解析式粒度分布ソフトウェア（株式会社マウンテック社製「Ｍａｃ－Ｖｉｅｗ」）を用いて、１視野あたりの最近接する二つの第二硬質相粒子の重心間距離の分散σ２を求め、計１０視野における分散σ２の平均値を算出した。その結果を表２に示す。本例では、「Ｍａｃ－Ｖｉｅｗ」における検出条件は、粒子形状：非球状、検出感度：ローカット、走査密度：７とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  その結果、第一硬質相となるＷＣ粉末や第二硬質相となる化合物構成粉末として、微粒かつ粒度が均質なものを用いた試料Ｎｏ．１－１～１－５は、第二硬質相の粒径Ｄ１０／Ｄ９０が０．４未満を満たし、かつ第二硬質相の分散σ２が５．０未満を満たすことがわかる。つまり、試料Ｎｏ．１－１～１－５は、粒度が均質な第二硬質相が超硬合金中に均一的に分散していることがわかる（図１を併せて参照）。粒度が均質な第二硬質相が均一的に分散することで、第一硬質相粒子と第二硬質相粒子との接触点数が増加し、第一硬質相粒子と第二硬質相粒子との界面において元素拡散が進行することで、その界面において強固な結合を生じさせることができると考えられる。また、試料Ｎｏ．１－１～１－５は、第一硬質相の平均粒径ＤＷが０．８μｍ以上４．０μｍ以下を満たすと共に、ＤＷと第二硬質相の平均粒径ＤＭとの比（ＤＭ／ＤＷ）が１．０未満を満たすことがわかる。第二硬質相が第一硬質相よりも小さいことでも、第一硬質相粒子と第二硬質相粒子との界面において強固な結合を生じさせることができると考えられる。
  一方、試料Ｎｏ．１－１１は、第二硬質相の粒径Ｄ１０／Ｄ９０が０．４未満を満たし、かつ第二硬質相の分散σ２が５．０を満たしているが、ＤＭ／ＤＷが１．０未満を満たしていない。これは、第二硬質相となる化合物構成粉末（ＴａＣ粉末）が粗粒であったため、第二硬質相が粗大化したからと考えられる。試料Ｎｏ．１－１２，１－１３は、第二硬質相の粒径Ｄ１０／Ｄ９０が０．４未満を満たしておらず、かつ第二硬質相の分散σ２が５．０を満たしていない。試料Ｎｏ．１－１２，１－１３は、第二硬質相となる化合物構成粉末（ＴｉＣ粉末やＣｒ３Ｃ２粉末）が粗粒であったため、第二硬質相が粗大化したからと考えられる。試料Ｎｏ．１－１４，１－１５は、第二硬質相の粒径Ｄ１０／Ｄ９０が０．４未満を満たし、かつ第二硬質相の分散σ２が５．０を満たしているが、第一硬質相の平均粒径ＤＷが小さ過ぎたり大き過ぎたりする。これは、試料Ｎｏ．１－１４は、第一硬質相となるＷＣ粉末が微粒であり、試料Ｎｏ．１－１５は、第一硬質相となるＷＣ粉末が粗粒であるからと考えられる。これら試料Ｎｏ．１－１１～１－１５は、粒度が均質な第二硬質相が均一的に分散していない、又は第一硬質相と第二硬質相とが適切な粒径となっていないため、第一硬質相粒子と第二硬質相粒子との界面において元素拡散が進行し難く、その界面において強固な結合を生じさせ難いことで、耐欠損性の向上を実現できないと考えられる。
  ＜切削試験＞
  各試料の表面に、公知のＰＶＤ法の一種であるイオンプレーティング法で硬質膜を形成した。硬質膜は、厚さ４．８μｍのＴｉＡｌＮ膜とした。
  各試料（刃先交換型切削チップ）を用いて、以下に示す切削条件にて実際に切削試験を行った。
  （切削条件）
  被削材：Ｓ５０Ｃ、φ２０の穴が１０ｍｍ等間隔で空いているブロック材
  切削速度Ｖｃ：２８０ｍ／ｍｉｎ
  送り量ｆ：０．４ｍｍ／ｒｅｖ
  切込み量ａｐ：２．０ｍｍ
  クーラント：乾式（ＤＲＹ）
  評価は、被削材を３００ｍｍ×１０パス加工し、欠損に至るまでの切削距離（最大値３０００ｍｍ）を４回測定し、その平均値で判定した。その結果を表２に併せて示す。
  その結果、粒度が均質な第二硬質相が超硬合金中に均一的に分散していた試料Ｎｏ．１－１～１－５は、欠損に至るまでの距離が２０００ｍｍ以上を満たし、耐欠損性に優れることがわかる。これは、第一硬質相粒子と第二硬質相粒子との界面において強固な結合を生じており、この高強度な結合が超硬合金の全体に亘って存在するからと考えられる。特に、第二硬質相の粒径Ｄ１０／Ｄ９０が０．３５以下、更に０．３３以下、特に０．３２以下を満たす、又は第二硬質相の分散σ２が２．５以下、更に２．０以下、特に１．５以下を満たす試料Ｎｏ．１－１，１－４，１－５は、欠損に至るまでの距離が２８００ｍｍ以上、更には２９００ｍｍ以上を満たすものもあり、特に耐欠損性に優れることがわかる。
  〔試験例２〕
  試験例２では、試験例１の試料Ｎｏ．１－１に対して、製造条件を変更して種々の超硬合金からなる基材を備える切削工具（刃先変換型切削チップ）を作製し、その評価を行った。
  試料Ｎｏ．２－１は、試料Ｎｏ．１－１と同様である。この試料Ｎｏ．２－１に対して、試料Ｎｏ．２－２，２－１１は混合工程における混合時間のみを変更し、試料Ｎｏ．２－１２は焼結工程における焼結温度のみを変更し、試料Ｎｏ．２－１３は冷却工程における冷却時間のみを変更し、試料Ｎｏ．２－１４は冷却工程における保持時間のみを変更しており、その他の製造条件は試料Ｎｏ．２－１と同様である。各試料における製造条件を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  各試料において、試験例１と同様に、画像解析式粒度分布ソフトウェア（株式会社マウンテック社製「Ｍａｃ－Ｖｉｅｗ」）を用いて、第一硬質相及び第二硬質相の平均粒径、第二硬質相粒子におけるＤ１０／Ｄ９０の平均値及び分散σ２の平均値を算出した。その結果を表４に示す。また、試験例１と同様に、各試料の表面に硬質膜を形成し、切削試験を行った。その結果を表４に併せて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
  その結果、混合時間：５．０時間未満、焼結温度：１３５０℃以下、１２５０℃までの冷却速度：２０℃／ｍｉｎ以上、１２５０℃での保持時間：３０分以上を満たす試料Ｎｏ．２－１，２－２は、第二硬質相の粒径Ｄ１０／Ｄ９０が０．４未満を満たし、かつ第二硬質相の分散σ２が５．０未満を満たすことがわかる。つまり、試料Ｎｏ．２－１，２－２は、粒度が均質な第二硬質相が超硬合金中に均一的に分散していることがわかる。この粒度が均質な第二硬質相が超硬合金中に均一的に分散していた試料Ｎｏ．２－１，２－２は、欠損に至るまでの距離が２８００ｍｍ以上を満たし、耐欠損性に優れることがわかる。これは、第一硬質相粒子と第二硬質相粒子との界面において強固な結合を生じており、この高強度な結合が超硬合金の全体に亘って存在するからと考えられる。
  一方、試料Ｎｏ．２－１１～２－１４は、第二硬質相の粒径Ｄ１０／Ｄ９０が０．４未満を満たしておらず、かつ第二硬質相の分散σ２が５．０を満たしていない。試料Ｎｏ．２－１１は、原料粉末の混合時間が長かったため、第二硬質相の粒度にばらつきが生じたからと考えられる。試料Ｎｏ．２－１２は、焼結温度が高過ぎたため、第二硬質相が粒成長し、第二硬質相の粒度にばらつきが生じたと考えられる。試料Ｎｏ．２－１３は、焼結温度からの冷却速度が遅かったため、第二硬質相同士が凝集してしまい、第二硬質相の粒度にばらつきが生じたと考えられる。試料Ｎｏ．２－１４は、焼結温度から室温に至るまでに液相固化温度にて保持を行わなかったため、第二硬質相の均一化を行えずにばらつきが生じたと考えられる。
  以上より、（１）原料粉末を過度に粉砕しないように混合すること、（２）第二硬質相が粒成長しない温度以下（１３５０℃以下）で焼結すること、（３）焼結温度から液相固化温度まで急冷し、その温度を一定時間保持すること、で超硬合金中に粒度が均質な第二硬質相を均一的に分散することができ、耐欠損性に優れる超硬合金が得られることがわかる。

Claims (4)

  1.   硬質相と結合相と不可避不純物とを備える超硬合金であって、
      前記硬質相は、
        炭化タングステンを主成分とする第一硬質相と、
        タングステンを含む複数種の金属元素と、炭素、窒素、酸素及び硼素から選択される一種以上の元素と、を含む化合物を主成分とする第二硬質相とを備え、
      前記第二硬質相は、
        当該超硬合金の任意の表面又は断面から求めた面積基準の粒度分布における累積１０％の粒径をＤ１０、累積９０％の粒径をＤ９０としたとき、Ｄ１０／Ｄ９０＜０．４を満たし、
        最近接する二つの前記第二硬質相の重心間距離の分散をσ２としたとき、σ２＜５．０を満たし、
      前記第一硬質相の平均粒径をＤＷ、前記第二硬質相の平均粒径をＤＭとしたとき、ＤＷは、０．８μｍ以上４．０μｍ以下であり、ＤＭ／ＤＷ＜１．０を満たす超硬合金。
  2.   前記第二硬質相は、タングステンと、タングステンを除く周期表４，５，６族元素から選択される一種以上の金属元素と、炭素、窒素、酸素及び硼素から選択される一種以上の元素と、を含む化合物の一種以上からなる化合物相又は固溶体相である請求項１に記載の超硬合金。
  3.   請求項１又は請求項２に記載の超硬合金を基材として用いる切削工具。
  4.   前記基材の表面の少なくとも一部に被覆された硬質膜を備える請求項３に記載の切削工具。
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Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6459106B1 (ja) * 2017-12-11 2019-01-30 住友電工ハードメタル株式会社 超硬合金及び切削工具
WO2019116614A1 (ja) * 2017-12-11 2019-06-20 住友電工ハードメタル株式会社 超硬合金及び切削工具
JP2019181592A (ja) * 2018-04-04 2019-10-24 住友電気工業株式会社 切削工具
WO2020070978A1 (ja) 2018-10-04 2020-04-09 住友電工ハードメタル株式会社 超硬合金、それを含む切削工具および超硬合金の製造方法
WO2021210357A1 (ja) 2020-04-15 2021-10-21 住友電工ハードメタル株式会社 超硬合金およびそれを含む切削工具
WO2022209336A1 (ja) 2021-04-01 2022-10-06 住友電気工業株式会社 超硬合金及び切削工具
WO2023139695A1 (ja) 2022-01-19 2023-07-27 住友電気工業株式会社 超硬合金およびそれを含む工具
US11913096B1 (en) 2022-11-18 2024-02-27 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Cemented carbide and tool containing the same

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020090280A1 (ja) * 2018-11-01 2020-05-07 住友電気工業株式会社 超硬合金、切削工具および超硬合金の製造方法
WO2022091343A1 (ja) * 2020-10-30 2022-05-05 住友電工ハードメタル株式会社 超硬合金及びそれを備える切削工具
CN112813327B (zh) * 2020-12-30 2022-01-25 成都美奢锐新材料有限公司 一种油性环境耐磨件用高熵合金基复合材料及其制备方法
CN117677453A (zh) * 2021-07-14 2024-03-08 山特维克矿山工程机械工具股份有限公司 用于采矿或切削应用的含有γ相碳化物的硬质合金刀片

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0273946A (ja) * 1988-09-07 1990-03-13 Toshiba Tungaloy Co Ltd 超硬合金及びその合金の表面に被膜を形成してなる被覆超硬合金
JPH04116134A (ja) * 1990-09-05 1992-04-16 Mitsubishi Materials Corp 靭性に優れたｗｃ基超硬合金および硬質層被覆超硬合金
JP2005200671A (ja) * 2004-01-13 2005-07-28 Hitachi Tool Engineering Ltd 微粒超硬合金
JP2006063416A (ja) * 2004-08-30 2006-03-09 Tungaloy Corp クロム含有超硬合金およびその被覆超硬合金
JP2016020541A (ja) * 2014-06-19 2016-02-04 住友電気工業株式会社 超硬合金、および切削工具

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO1995005497A1 (fr) * 1993-08-16 1995-02-23 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Alliage de carbure cemente pour outil de coupe et alliage de carbure cemente pourvu d'une couche de revetement
US5580666A (en) * 1995-01-20 1996-12-03 The Dow Chemical Company Cemented ceramic article made from ultrafine solid solution powders, method of making same, and the material thereof
AU699266B2 (en) * 1995-02-28 1998-11-26 Sumitomo Chemical Company, Limited Metal matrix composite and process for producing the same
SE509609C2 (sv) * 1996-07-19 1999-02-15 Sandvik Ab Hårdmetallkropp med två kornstorlekar av WC
SE527348C2 (sv) * 2003-10-23 2006-02-14 Sandvik Intellectual Property Sätt att tillverka en hårdmetall
WO2008108418A1 (en) * 2007-02-26 2008-09-12 Kyocera Corporation Ti-based cermet
CN101790594B (zh) * 2007-07-27 2013-06-19 京瓷株式会社 Ti基金属陶瓷及被覆金属陶瓷以及切削工具
KR20120023179A (ko) * 2009-06-30 2012-03-12 가부시키가이샤 탕가로이 서멧 및 피복 서멧
DE102011053740A1 (de) 2011-09-19 2013-03-21 Gühring Ohg Verfahren zur Herstellung eines Hartstoff-Körpers, zugehöriges sintermetallurgisches Pulver und daraus herstellbarer Hartstoff-Rohling und Hartstoffkörper
CN103320667B (zh) * 2013-07-18 2015-06-17 成都成量工具集团有限公司 一种硬质合金及其制备方法
JP5807851B1 (ja) * 2014-04-10 2015-11-10 住友電気工業株式会社 サーメット、および切削工具

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0273946A (ja) * 1988-09-07 1990-03-13 Toshiba Tungaloy Co Ltd 超硬合金及びその合金の表面に被膜を形成してなる被覆超硬合金
JPH04116134A (ja) * 1990-09-05 1992-04-16 Mitsubishi Materials Corp 靭性に優れたｗｃ基超硬合金および硬質層被覆超硬合金
JP2005200671A (ja) * 2004-01-13 2005-07-28 Hitachi Tool Engineering Ltd 微粒超硬合金
JP2006063416A (ja) * 2004-08-30 2006-03-09 Tungaloy Corp クロム含有超硬合金およびその被覆超硬合金
JP2016020541A (ja) * 2014-06-19 2016-02-04 住友電気工業株式会社 超硬合金、および切削工具

Cited By (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6459106B1 (ja) * 2017-12-11 2019-01-30 住友電工ハードメタル株式会社 超硬合金及び切削工具
WO2019116614A1 (ja) * 2017-12-11 2019-06-20 住友電工ハードメタル株式会社 超硬合金及び切削工具
EP3521468A4 (en) * 2017-12-11 2019-09-25 Sumitomo Electric Hardmetal Corp. CEMENTED CARBIDE AND CUTTING TOOL
US10745783B2 (en) 2017-12-11 2020-08-18 Sumitomo Electric Hardmetal Corp. Cemented carbide and cutting tool
JP2019181592A (ja) * 2018-04-04 2019-10-24 住友電気工業株式会社 切削工具
JP7087596B2 (ja) 2018-04-04 2022-06-21 住友電気工業株式会社 切削工具
US11111564B2 (en) 2018-10-04 2021-09-07 Sumitomo Electric Hardmetal Corp. Cemented carbide, cutting tool including same, and method of producing cemented carbide
WO2020070978A1 (ja) 2018-10-04 2020-04-09 住友電工ハードメタル株式会社 超硬合金、それを含む切削工具および超硬合金の製造方法
WO2021210357A1 (ja) 2020-04-15 2021-10-21 住友電工ハードメタル株式会社 超硬合金およびそれを含む切削工具
US11441209B2 (en) 2020-04-15 2022-09-13 Sumitomo Electric Hardmetal Corp. Cemented carbide and cutting tool including same
WO2022209336A1 (ja) 2021-04-01 2022-10-06 住友電気工業株式会社 超硬合金及び切削工具
WO2023139695A1 (ja) 2022-01-19 2023-07-27 住友電気工業株式会社 超硬合金およびそれを含む工具
US11858049B2 (en) 2022-01-19 2024-01-02 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Cemented carbide and tool containing the same
US11913096B1 (en) 2022-11-18 2024-02-27 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Cemented carbide and tool containing the same

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