WO2019069701A1 - 超硬合金複合材およびその製造方法ならびに超硬工具 - Google Patents

超硬合金複合材およびその製造方法ならびに超硬工具 Download PDF

Info

Publication number
WO2019069701A1
WO2019069701A1 PCT/JP2018/034850 JP2018034850W WO2019069701A1 WO 2019069701 A1 WO2019069701 A1 WO 2019069701A1 JP 2018034850 W JP2018034850 W JP 2018034850W WO 2019069701 A1 WO2019069701 A1 WO 2019069701A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
cemented carbide
composite material
intermediate layer
less
base portion
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2018/034850
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
浩史 白鳥
川中　啓嗣
秀峰 小関
古谷　匡
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Proterial Ltd
Original Assignee
Hitachi Metals Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Hitachi Metals Ltd filed Critical Hitachi Metals Ltd
Priority to EP18864463.7A priority Critical patent/EP3705216A4/en
Priority to JP2019546620A priority patent/JP6977776B2/ja
Priority to US16/651,614 priority patent/US12539540B2/en
Priority to CN201880061894.1A priority patent/CN111132782B/zh
Priority to SG11202002823QA priority patent/SG11202002823QA/en
Publication of WO2019069701A1 publication Critical patent/WO2019069701A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • 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
    • B22F7/00—Manufacture of composite layers, workpieces, or articles, comprising metallic powder, by sintering the powder, with or without compacting wherein at least one part is obtained by sintering or compression
    • B22F7/06—Manufacture of composite layers, workpieces, or articles, comprising metallic powder, by sintering the powder, with or without compacting wherein at least one part is obtained by sintering or compression of composite workpieces or articles from parts, e.g. to form tipped tools
    • B22F7/08—Manufacture of composite layers, workpieces, or articles, comprising metallic powder, by sintering the powder, with or without compacting wherein at least one part is obtained by sintering or compression of composite workpieces or articles from parts, e.g. to form tipped tools with one or more parts not made from powder
    • 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
    • B22F10/00—Additive manufacturing of workpieces or articles from metallic powder
    • B22F10/20—Direct sintering or melting
    • B22F10/25—Direct deposition of metal particles, e.g. direct metal deposition [DMD] or laser engineered net shaping [LENS]
    • 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
    • B22F10/00—Additive manufacturing of workpieces or articles from metallic powder
    • B22F10/30—Process control
    • B22F10/36—Process control of energy beam parameters
    • B22F10/362—Process control of energy beam parameters for preheating
    • 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
    • B22F10/00—Additive manufacturing of workpieces or articles from metallic powder
    • B22F10/60—Treatment of workpieces or articles after build-up
    • B22F10/64—Treatment of workpieces or articles after build-up by thermal means
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/04—Layered products comprising a layer of metal comprising metal as the main or only constituent of a layer, which is next to another layer of the same or of a different material
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B33—ADDITIVE MANUFACTURING TECHNOLOGY
    • B33Y—ADDITIVE MANUFACTURING, i.e. MANUFACTURING OF THREE-DIMENSIONAL [3D] OBJECTS BY ADDITIVE DEPOSITION, ADDITIVE AGGLOMERATION OR ADDITIVE LAYERING, e.g. BY 3D PRINTING, STEREOLITHOGRAPHY OR SELECTIVE LASER SINTERING
    • B33Y10/00—Processes of additive manufacturing
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B33—ADDITIVE MANUFACTURING TECHNOLOGY
    • B33Y—ADDITIVE MANUFACTURING, i.e. MANUFACTURING OF THREE-DIMENSIONAL [3D] OBJECTS BY ADDITIVE DEPOSITION, ADDITIVE AGGLOMERATION OR ADDITIVE LAYERING, e.g. BY 3D PRINTING, STEREOLITHOGRAPHY OR SELECTIVE LASER SINTERING
    • B33Y80/00—Products made by additive manufacturing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/056—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 10% but less than 20%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/057—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being less 10%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/07—Alloys based on nickel or cobalt based on cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C29/00—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides
    • C22C29/02—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides
    • C22C29/06—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides based on carbides, but not containing other metal compounds
    • C22C29/08—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides based on carbides, but not containing other metal compounds based on tungsten carbide
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C29/00—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides
    • C22C29/02—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides
    • C22C29/06—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides based on carbides, but not containing other metal compounds
    • C22C29/067—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides based on carbides, but not containing other metal compounds comprising a particular metallic binder

Definitions

  • the present invention relates to a cemented carbide and non-cemented cemented carbide composite, a method of manufacturing the same, and a cemented carbide tool.
  • Patent Document 1 relates to heat treating and joining a body portion made of tool steel for hot working and a cutting portion made of cemented carbide, or at least one of metal oxide, nitride and carbide on the surface of a cutting tool It is disclosed to coat the film consisting of the above (see the same document, claim 1 etc.).
  • Patent Document 2 is a joining material of cemented carbide and steel in which Ni is an insert material, the thickness of the Ni insert is 0.1 mm or more and 0.5 mm or less, and the lattice constant of the Ni insert material is 3.540 ⁇ or more. Disclosed is one which is 580 ⁇ or less and the Co content of cemented carbide is 40% by weight or less (see the same document, claim 1 and the like).
  • Patent Document 2 is filled with steel, Ni insert material, cemented carbide or cemented carbide having different amounts of Co in a graphite die as a method of producing the bonding material, A method is disclosed in which a current is applied directly to a graphite punch and a die under applied pressure to carry out current pressure sintering (see the same document, claim 4 etc.).
  • Patent Document 1 describes that the coating film improves the mechanical properties of the cutting tool by about 1.5 times as compared to that before coating (see the same document, paragraph 0030, etc.). However, in the coating, the high temperature strength of the cutting tool may be insufficient. Further, as in Patent Document 2, in the current pressure sintering, there is a possibility that the size of the cemented carbide may change and cracking or peeling may occur in the bonding material.
  • the present invention provides a cemented carbide and non-hard cemented carbide-metal composite material which is excellent in high-temperature strength and can suppress the occurrence of cracking and peeling.
  • the cemented carbide composite material according to the present invention is a cemented carbide composite material having a cemented carbide portion made of WC-Co cemented carbide and a base portion made of a metal containing 50 mass% or more of Ni or Co in total.
  • Sectional photograph which shows an example of peeling and a crack between a cemented carbide part and a base material part.
  • An image figure showing a measurement result by EPMA of a cemented carbide composite material The image figure which shows the measurement result by EPMA of the cemented carbide composite material after heat processing.
  • FIG. 1A and FIG. 1B are schematic cross-sectional views showing an example of the cemented carbide composite material 10 according to the embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a cross-sectional photograph showing an example of the cemented carbide composite material 10 shown in FIG. 1A.
  • the cemented carbide composite material 10 of the present embodiment is made of a WC-Co cemented carbide mainly composed of tungsten carbide (WC) and cobalt (Co) (containing 50 mass% or more in total of WC and Co). It has a cemented carbide portion 1 and a base portion 2 made of a metal containing 50% by mass or more in total of nickel (Ni) or Co.
  • the cemented carbide composite material 10 has an intermediate layer 3 containing the component of the cemented carbide portion 1 and the component of the base portion 2 between the cemented carbide portion 1 and the base portion 2.
  • the intermediate layer 3 includes a portion having a gamma phase fraction of 80% or more and a Vickers hardness of less than 700 HV.
  • the WC—Co-based cemented carbide constituting the cemented carbide portion 1 is excellent in high temperature strength and wear resistance. Therefore, by providing the above-described configuration, the cemented carbide composite material 10 is excellent in high-temperature strength and can suppress the occurrence of cracking and peeling.
  • the gamma phase is also called an austenite phase, and has a face-centered cubic (FCC) structure.
  • the gamma phase fraction can be calculated from the area of the gamma phase occupied on the measurement screen by scanning a 200 ⁇ m ⁇ 200 ⁇ m range, for example, using the electron backscatter diffraction (EBSD) method. .
  • EBSD electron backscatter diffraction
  • Vickers hardness can be measured by a commercially available micro Vickers hardness tester.
  • the cemented carbide composite material 10 has a coating layer 4 on the surface of the cemented carbide portion 1.
  • the coating layer can be formed, for example, by nitriding the surface of the cemented carbide portion 1 or by chemical vapor deposition (CVD) or physical vapor deposition (PVD).
  • the material of the coating layer 4 is not particularly limited.
  • titanium carbide (TiC), titanium nitride (TiN), titanium carbonitride (TiCN), aluminum oxide (Al 2 O 3 ), titanium aluminum nitride (TiAlN), nitrided Chromium (CrN) or the like can be used.
  • the cemented carbide composite material 10 has the coating layer 4 on the surface of the cemented carbide portion 1, the wear resistance of the cemented carbide portion 1 can be improved.
  • the cemented carbide portion 1 is mainly made of WC—Co cemented carbide in which hard WC particles are dispersed in a metal phase having Co as a binder phase.
  • the cemented carbide portion 1 as the amount of Co increases, the toughness improves. Therefore, as the amount of Co is larger, it is possible to suppress the occurrence of cracking or peeling during formation of the cemented carbide portion 1.
  • the cemented carbide portion preferably has a Co content of 25% by mass or more and 50% by mass or less.
  • the cemented carbide portion 1 of the cemented carbide composite material 10 can be prevented from cracking and peeling, and can have toughness, strength and hardness suitable for use as a tool, for example.
  • the Vickers hardness of the cemented carbide portion 1 is preferably, for example, 400 HV or more and 1000 HV or less.
  • the cemented carbide portion 1 can contain, for example, trace amounts of chromium (Cr), vanadium (V), titanium (Ti), tantalum (Ta), niobium (Nb). Cr and V can suppress the grain growth of WC particles and improve the oxidation resistance. Ti, Ta, Nb have the effect of expanding the healthy phase region of the cemented carbide structure. Also, the finer the WC particles, the better the strength and toughness. Therefore, it is desirable that the average particle diameter of the WC particles contained in the cemented carbide portion 1 be 50 ⁇ m or less.
  • the average particle diameter of the WC particles contained in the cemented carbide portion 1 can be determined from the average value of the circle equivalent diameters of the particles on the test surface obtained by cutting the cemented carbide portion.
  • the base portion 2 is made of a metal material mainly containing Ni or Co, or both, and a Ni-based alloy, a Co-based alloy, pure Ni, pure Co, a mixed alloy of Ni and Co, or another metal element for these as appropriate. And mixtures of nonmetallic elements other than metallic elements, and the like, and at least 50% by mass or more of at least one of Ni and Co, or 50% by mass or more of both in total. Depending on the composition and shape of the cemented carbide, peeling and cracking may occur at the time of modeling, and using pure Ni or pure Co as the base material portion 2 is desirable because defects caused by the added elements can be suppressed.
  • the base portion 2 made of an alloy mainly contains Ni or Co, or both, and is a Ni-based alloy, a Co-based alloy, or a mixed alloy of Ni and Co.
  • the Ni-based alloy includes, for example, 50% by mass or more of Ni, and additionally, chromium (Cr), cobalt (Co), molybdenum (Mo), tungsten (W), niobium (Nb), aluminum (Al), titanium (Ti) ), Iron (Fe), zirconium (Zr), tantalum (Ta), vanadium (V), hafnium (Hf), manganese (Mn), silicon (Si), lanthanum (La), magnesium (Mg), carbon (C) ), Boron (B) or the like, and is an alloy containing one or more elements.
  • a Ni-based alloy is an alloy having a gamma phase as a main phase. Therefore, when the alloy portion is made of a Ni-based alloy, the gamma phase fraction of the intermediate layer becomes high, and a significant decrease in toughness can be suppressed.
  • the composition of the alloy part is, for example, 8% by mass or more and 22% by mass or less of Cr, 28.5% by mass or less of Co, 14.5% by mass or less of Mo, W 12% by mass or less, Nb 5% by mass or less, Al 6.1% by mass or less, Ti 4.7% by mass or less, Fe 18.5% or less, Zr 0.1% by mass or less, Ta 4 Mass% or less, V is 1.0 mass% or less, Hf is 1.3 mass% or less, Mn is 0.05 mass% or more and 0.7 mass% or less, Si is 0.5 mass% or less, La is 0. 02 mass% or less, Mg is 0.02 mass% or less, C is 0.02 mass% or more and 0.2 mass% or less, B is 0.05 mass% or less, and the balance is Ni.
  • a Co-based alloy is an alloy containing, for example, 50% by mass or more of Co, and additionally containing one or more elements selected from Cr, Ni, W, Mo, V, Fe, Mn, Si, C, etc.
  • the same alloy as the binder phase of the cemented carbide portion 1 is an alloy containing Co as a main component.
  • the alloy part is a Co-based alloy
  • the composition of the alloy part is 30% by mass or less of Cr, 22% by mass or less of Ni, 15% by mass or less of W, 4.25% by mass or less of Mo, and V of 1.
  • a mixed alloy of Ni and Co contains 50% by mass or more in total of Ni and Co, such as when a Co-based alloy and a Ni-based alloy are mixed (Ni-Co-based alloy), etc. , An alloy containing an additive element used for a Ni-based alloy.
  • the restraining force of the cemented carbide part 1 by the alloyed part is weakened, the stress at the time of additive manufacturing is relaxed, and the occurrence of peeling can be suppressed.
  • the cemented carbide composite 10 is used as a tool, for example, a certain degree of hardness is required. Therefore, the Vickers hardness of the alloy portion is preferably 200 HV or more and less than 500 HV. Thereby, the alloy portion 2 of the cemented carbide composite material 10 can be made to have a hardness suitable for use as a tool, for example.
  • the intermediate layer 3 is a region which is formed between the cemented carbide portion 1 and the base portion 2 and contains the component of the cemented carbide portion 1 and the component of the base portion 2.
  • the intermediate layer 3 is formed at the bonding interface between the cemented carbide portion 1 and the base portion 2 and in the vicinity thereof when the cemented carbide composite material 10 is manufactured.
  • the intermediate layer 3 includes a portion having a gamma phase fraction of 80% or more and a Vickers hardness of less than 700 HV. As a result, the intermediate layer 3 can be obtained which has a low embrittlement phase due to martensitic transformation and the like and has a toughness that can withstand the thermal stress at the time of manufacturing the cemented carbide composite material 10.
  • the Vickers hardness of the intermediate layer 3 is less than 700 HV, generation of cracks in the intermediate layer 3 can be suppressed at the time of manufacturing the cemented carbide composite material 10.
  • the portion of 700 HV is preferably 20 vol% or more, more preferably 50 vol% or more, and still more preferably 80 vol% or more in the entire intermediate layer.
  • the central portion of the intermediate layer 3 preferably has a gamma phase fraction of 80% or more and a Vickers hardness of less than 700 HV from the viewpoint of improvement in toughness and suppression of cracking.
  • the central portion of the intermediate layer 3 more preferably has a gamma phase fraction of 90% or more and a Vickers hardness of less than 650 HV.
  • the Vickers hardness of the central portion of the intermediate layer 3 is higher than the Vickers hardness of the base portion 2, that is, the Vickers hardness of the base portion 2 is the Vickers hardness of the central portion of the intermediate layer 3.
  • the central portion of the intermediate layer 3 is, for example, a range of a circular region having a radius of 30% of the intermediate layer thickness from the center in the thickness direction of the intermediate layer 3.
  • the intermediate layer 3 preferably has a small amount of M 6 C-type carbide in view of improvement in toughness.
  • the presence of carbides of the M 6 C type can be determined, for example, by X-ray diffraction (XRD).
  • the porosity fraction of the intermediate layer 3 is desirably 1% or less.
  • the porosity fraction can be calculated, for example, by determining the area of the sample cross section through microscopic observation of the sample cross section and determining the area of the visible void.
  • the presence of the intermediate layer 3 can be determined by appearance as shown in FIG.
  • the boundary between the cemented carbide portion 1 and the intermediate layer 3 and the boundary between the base portion 2 and the intermediate layer 3 may not be clearly distinguished by observation with a microscope.
  • the boundary between the cemented carbide portion 1 and the base portion 2 and the intermediate layer 3 can be defined by, for example, an electron probe micro analyzer (EPMA).
  • EPMA electron probe micro analyzer
  • the cemented carbide composite material 10 is cut so that the cemented carbide portion 1 and the base portion 2 can be observed in the same cross section. As shown in the example of FIG. 2, the cemented carbide portion 1 and the base portion 2 can be easily distinguished.
  • line analysis is performed by EPMA, with the set value of the spot size being 0 ⁇ m, and the X-ray count number of tungsten is measured.
  • FIG. 3 is a graph showing an example of the measurement result of the cemented carbide composite material 10 shown in FIG. 2 by EPMA.
  • the horizontal axis is the measurement position [ ⁇ m] which is the distance from the measurement start point
  • the vertical axis is the number of X-ray counts of tungsten.
  • the boundary between the cemented carbide portion 1 and the intermediate layer 3 and the substantial boundary between the intermediate layer 3 and the base portion 2 can be defined, for example, by the fluctuation range of the X-ray count number of tungsten.
  • the fluctuation range of the count number between analysis points adjacent to each other is about ⁇ 10%, while in the cemented carbide portion 1, between the analysis points adjacent to each other
  • the fluctuation range of the count number is ⁇ 20% or more.
  • the fluctuation range of count number and count number is very small.
  • the intermediate layer contains the components of the cemented carbide portion and the base portion, it can be confirmed that the fluctuation range of the count number of W changes. Therefore, by measuring the X-ray count number of tungsten on the cut surface of the cemented carbide composite material 10 by EPMA, the boundary between the cemented carbide portion 1 and the mid layer 3 and the mid layer 3 and the base portion 2 Can substantially define the boundaries of
  • the cemented carbide portion 1 of cemented carbide and the base of non-hardened alloy have higher high temperature strength than the conventional one and can suppress the occurrence of cracking and peeling.
  • the cemented carbide composite material 10 provided with the material portion 2 can be provided.
  • FIG. 4 is a flow diagram of a method S10 of producing a cemented carbide composite material according to an embodiment of the present invention.
  • a method S10 of manufacturing a cemented carbide composite material according to the present embodiment includes a cemented carbide portion 1 made of the WC-Co cemented carbide as described above and a base portion made of a metal containing 50% by mass or more of Ni or Co in total.
  • 2 is a method of manufacturing a cemented carbide composite material 10 having The method S10 of producing a cemented carbide composite material includes a preheating step S1 and a composite material manufacturing step S2.
  • the embodiment of the present invention may include the heat treatment step S3.
  • the preheating step S1 is a step of preheating the base portion 2 made of a metal containing 50 mass% or more of Ni or Co in total to a temperature of 350 ° C. or more.
  • the preheating step S1 can be performed using, for example, high frequency induction heating, a gas burner, an infrared electric heater, a heating furnace, irradiation of an electron beam or a laser, or the like.
  • the composite material manufacturing step S2 forms the cemented carbide portion 1 on the substrate portion 2 by addition and forms the component of the substrate portion 2 and cemented carbide between the substrate portion 2 and the cemented carbide portion 1
  • the additive manufacturing method is not particularly limited, but for example, a directed energy deposition method such as laser metal deposition, a powder bed fusion bonding method, plasma powder buildup, etc. can be used.
  • the material powder of WC-Co cemented carbide is melted using a heat source of laser, electron beam, plasma, or arc, and the melted material powder is used as the base 2
  • the cemented carbide portion 1 is laminated and shaped.
  • the cemented carbide portion 1 is formed on the base portion 2 by additional manufacturing, so that the cemented carbide portion 1 is formed at the interface between the cemented carbide portion 1 and the base portion 2 and in the vicinity thereof. Component of the base 2 and the component of the base portion 2 are mixed. Thereby, an intermediate layer 3 including the component of the cemented carbide portion 1 and the component of the substrate portion 2 is generated between the cemented carbide portion 1 and the substrate portion 2, and the cemented carbide portion 1 and the substrate portion are formed.
  • a cemented carbide composite 10 is obtained having an intermediate layer 3 between the two.
  • the substrate 2 is preheated to a predetermined temperature or higher in the preheating step S1 to reduce the cooling rate of the material melt-bonded at the time of the additional production of the cemented carbide portion 1 in the composite material manufacturing step S2. It is possible to suppress hardening and low temperature cracking of the cemented carbide portion 1 and diffusion of hydrogen.
  • the temperature gradient of the cemented carbide portion 1 at the time of the additional manufacturing becomes gentle in the composite material manufacturing step S2, and the suppression of deformation by thermal stress and residual stress It becomes possible to ease. Further, by preheating the base material portion 2 to a temperature of 500 ° C. or more in the preheating step S1, the occurrence of micro cracks can be suppressed in the composite material manufacturing step S2.
  • the heat treatment step S3 is a step of heat treating the cemented carbide composite material 10 at a temperature of 1000 ° C. or more and 1300 ° C. or less.
  • the heat treatment step S3 can be performed in the manufacturing method of the present embodiment. preferable. Since the eta phase and free carbon are embrittled phases, their presence lowers the toughness of the cemented carbide portion 1.
  • the toughness of the cemented carbide portion 1 is improved by diffusing and eliminating the eta phase and free carbon present in the cemented carbide portion 1 in the heat treatment step S3.
  • the cemented carbide composite material 10 is formed in the heat treatment step S3. It is preferable to heat-process at the temperature of 1200 degreeC or more and 1300 degrees C or less.
  • manufacturing method S10 of the cemented carbide composite material of this embodiment may have a cutting process of cutting the cemented carbide composite material 10 before and after the heat treatment process S3. Thereby, the shape accuracy of the cemented carbide composite material 10 can be further improved.
  • FIG. 5 is a front view showing an example of the carbide tool 20 according to the embodiment of the present invention.
  • the cemented carbide tool 20 is, for example, a punch of a warm forging die.
  • the carbide tool 20 of the present embodiment is not limited to the warm forging die.
  • the cemented carbide tool 20 can be used, for example, as a tool having in the processing portion 21 an operation surface that performs cutting, molding, movement, holding, and the like on a workpiece.
  • the cemented carbide tool 20 is a tool using the cemented carbide composite material 10 described above.
  • the cemented carbide tool 20 has a processing unit 21 for processing a workpiece and a base 22 for supporting the processing unit.
  • the processed portion 21 of the cemented carbide tool 20 is the cemented carbide portion 1 of the cemented carbide composite material 10 described above, and the base 22 of the cemented carbide tool 20 is the base portion 2 of the cemented carbide composite material 10 described above. is there. That is, the cemented carbide tool 20 is manufactured by the above-described method S10 for manufacturing a cemented carbide composite material, and although not shown in FIG.
  • the intermediate layer 3 is provided between the base portion 2 and the base portion 2.
  • a conventional cemented carbide-based tool can be obtained, for example, by mixing and sintering WC particles and a Co-based alloy serving as a binder.
  • Cemented carbides have high hardness and excellent wear resistance, but have poor toughness and deteriorate due to mechanical shock or thermal shock accompanying a heat history.
  • An increase in the amount of Co in a Co-based alloy is effective for improving the toughness of the cemented carbide, but the problem is that the dimensional change during sintering is large.
  • the cemented carbide tool 20 of the present embodiment can be manufactured by the method S10 of manufacturing a cemented carbide composite material using the additive manufacturing technology as described above. Therefore, near net shape shaping of the processing portion 21 having a complicated shape becomes possible, and shaping of a mold having an unprecedented function such as temperature control by a cooling water channel becomes possible.
  • the processed portion 21 shaped by additive manufacturing has a higher density than conventional tools manufactured by sintering, and has an advantage that the dimensional change is small even if heat treatment is performed after shaping.
  • the cemented carbide composite material 10 having the above-described configuration even if the processed portion 21 formed of the cemented carbide portion 1 is formed on the base portion 22 formed of the base portions 2 different in composition, processing is performed. It can suppress that peeling and a crack generate
  • the bonding strength between the processed portion 21 formed of the cemented carbide portion 1 and the base portion 22 can be increased, and the toughness and hardness are good.
  • the intermediate layer 3 can be formed.
  • the gamma phase fraction of the substrate is preferably adjusted to 80% or more, more preferably 90% or more. Therefore, according to the present embodiment, it is possible to provide a crack-free cemented carbide tool 20 free from peeling or cracking between the processing portion 21 and the base portion 22. Therefore, according to the carbide tool 20, it is possible to further prolong the life as a tool used at high temperature such as warm hot forging.
  • the raw material of cemented carbide is expensive, the cost of the raw material can be reduced by manufacturing the machined portion 21 where the tool acts on the workpiece from cemented carbide and configuring the other portions with different materials.
  • No. 1 shown in Table 1 below. 1 to No. Alloys of three different compositions were prepared.
  • the unit of composition shown in Table 1 is mass%, and "Bal" has shown "remainder.” That is, no. No. 1 is carbon steel; No. 2 is austenitic stainless steel; 3 is a Ni-based alloy.
  • No. 1 is 140 [HV]
  • no. 2 is 192 [HV]
  • no. 3 was 307.5 [HV].
  • the gamma phase fractions of the three prepared alloys were measured using EBSD method. No. 1 is 10% or less, No. 2 and No. 3 was confirmed to be 95% to 99%.
  • Example 1 No. 1 shown in Table 1 as a base material part A preheating step of preheating this base portion to a temperature of 350 ° C. was performed using a Ni base alloy of No. 3. Next, a cemented carbide portion is formed on the substrate portion by addition manufacturing, and an intermediate layer containing a component of the substrate portion and a component of the cemented carbide portion is formed between the substrate portion and the cemented carbide portion. A composite material production process for producing a cemented carbide composite material was carried out. The additive manufacturing was performed by laser deposition of a directed energy deposition method using WC-Co cemented carbide powder having a Co content of 40% by mass as an additive manufacturing material.
  • the material was attached so that the height was 10 mm with 8 passes per layer, and the layers were laminated over approximately 20 layers.
  • Table 2 below shows the conditions for additive manufacturing. The additional manufacturing conditions shown in Table 2 were set such that the amount of heat input to the powder was relatively low so that cracking did not easily occur between the base portion and the cemented carbide portion.
  • Example 2 A cemented carbide composite was manufactured in the same manner as in Example 1 described above, except that the temperature of the base portion in the preheating step was 500 ° C.
  • Example 3 A cemented carbide composite was manufactured in the same manner as in Example 1 described above, except that the temperature of the base portion in the preheating step was 600 ° C.
  • Example 5 A cemented carbide composite was manufactured in the same manner as in Example 1 except that the preheating step was omitted.
  • FIG. 6 is a cross-sectional photograph showing an example of the separation S and the crack C between the cemented carbide portion 1 and the base portion 2 seen in Comparative Examples 1 to 5.
  • the “presence or absence of cracking and peeling” shown in Table 3 is along the boundary between the cemented carbide portion 1 and the intermediate layer 3 or the boundary between the intermediate layer 3 and the base portion 2 among the cracks generated in the intermediate layer 3
  • the lateral crack in the direction was S, and the other was crack C, and the determination was made as follows. Those with no cracks C and no peeling S were judged as "good”, those with no cracks S but no peeling S were judged as "good”, and cracks C and peeling S were found Were judged as "defective”.
  • FIG. 7 is a graph showing the gamma phase fraction in the intermediate layer 3 of the cemented carbide composite materials of Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 5.
  • the horizontal axis in FIG. 7 represents the grade (alloy No) of the base plate (base material portion).
  • the gamma phase fraction is measured in the range of 200 ⁇ m ⁇ 200 ⁇ m at a scan step of 0.7 ⁇ m in the central portion of the intermediate layer 3 of the cut surface of the cemented carbide composite material using the EBSD method, and occupies gamma on the measurement screen. Calculated from the area of the phase.
  • the gamma phase fraction of Comparative Example 1 and Comparative Example 2 (Alloy No.
  • Comparative Example 3 and Comparative Example 4 (Alloy No. 2) and Comparative Example 5 and Examples 1 to 3 in which cracking C and peeling S were relatively difficult to occur compared to Comparative Example 1 and Comparative Example 2
  • the gamma phase fraction of (alloy No. 3) was 90% or more.
  • FIG. 8 is a graph showing the results of the Vickers hardness test of the intermediate layer 3 of the cemented carbide composite materials of Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 5.
  • the measurement of Vickers hardness used the test load of 500 gf, and holding time was 20 s using M type micro Vickers hardness tester by Shimadzu Corporation Corp. make.
  • the measurement site was the central portion of the intermediate layer 3 of the cut surface of the composite (more specifically, the position moved to the cemented carbide portion side about 1 to 2 mm from the boundary between the base and the intermediate layer).
  • the Vickers hardness of the intermediate layer 3 of Comparative Example 1 and Comparative Example 2 (alloy No. 1) showed a very high value of 900 or more.
  • FIGS. 9A to 9C show the XRD measurement result in the intermediate layer 3 of Example 1, Comparative Example 2 and Comparative Example 4.
  • 9A, 9B and 9C show the measurement results in Example 1, Comparative Example 2 and Comparative Example 4, respectively.
  • XRD uses a beam diameter of 100 ⁇ m, uses Cu as an X-ray source, an operation speed of 0.5 deg / min, sampling 0. It was measured as 01 deg.
  • the peak of FCC was mainly detected, and in addition to the peak of FCC, the peak of WC was also detected.
  • M 6 C type carbide is a cubic but has a complex crystal structure, and is an intermetallic compound which is more brittle than WC and lowers toughness. Therefore, it is desirable that the amount of carbides of the M 6 C type be small in the intermediate layer 3. Specifically, the area of the main peak of each crystal structure is determined by profile fitting, and the area of the main peak of the M 6 C-type carbide is preferably 2% or less with respect to the total of them.
  • FIG. 10 is an image diagram showing the results of measurement of the cemented carbide portion of the cemented carbide composite material of Example 2 by EPMA.
  • WC particles 1 b having a particle diameter of several ⁇ m to about 20 ⁇ m can be confirmed in the matrix 1 a mainly made of Co.
  • eta phase 1c which is a double carbide of W and Co, and free carbon 1d in which the C component is singly released. Since the eta phase 1c and the free carbon 1d act as an embrittlement phase, a structure formed only by the matrix phase 1a and the WC particles 1b is more desirable.
  • the cemented carbide composite material of Example 2 was heat-treated at a temperature of 1200 ° C. to 1300 ° C.
  • the results of measuring the cemented carbide portion after heat treatment by EPMA are shown in FIGS. 11A to 11D.
  • 11A, 11B, 11C, and 11D are the measurement results of the cemented carbide composite material heat-treated at temperatures of 1200 ° C., 1250 ° C., 1275 ° C., and 1300 ° C., respectively. It was confirmed that the eta phase 1c and the free carbon 1d disappeared in any of the samples. This improves the toughness of the cemented carbide portion.
  • the toughening of the intermediate layer was examined. And as a result of repeating examination focusing on the combination of the cemented carbide portion and the base portion, by selecting the metal having a high gamma phase fraction for the base portion, the bonding strength with the cemented carbide portion is also high. It was confirmed that an intermediate layer having good toughness and hardness could be formed.
  • the material in additive manufacturing where the material is melted, solidified and laminated on the base portion of a material different from the cemented carbide portion, the material is rapidly heated and cooled, so the thermal stress at the time of shaping is large and cracking occurs. It's easy to do.
  • the cemented carbide portion has high strength and low toughness, the occurrence of peeling S is confirmed at the interface between the base material and the shaped object at the time of shaping. It was confirmed that exfoliation S is simultaneously melted at the time of laminating and forming the cemented carbide portion, and occurs in a region (intermediate layer 3) in which material components of the cemented carbide portion and the substrate portion are mixed.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Composite Materials (AREA)
  • Automation & Control Theory (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)
  • Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)

Abstract

従来よりも高い高温強度を有し、割れや剥離の発生を抑制することができる超硬合金と非超硬合金の超硬合金複合材を提供する。ＷＣ－Ｃｏ系超硬合金からなる超硬合金部と、ＮｉまたはＣｏを合計で５０質量％以上含む金属よりなる基材部とを有する超硬合金複合材である。この超硬合金複合材は、超硬合金部と基材部との間に、超硬合金部の成分と基材部の成分を含む中間層を有している。この中間層は、ガンマ相分率が８０％以上でビッカース硬さが７００ＨＶ未満である部分を含む。

Description

超硬合金複合材およびその製造方法ならびに超硬工具
　本発明は、超硬合金と非超硬合金の超硬合金複合材およびその製造方法ならびに超硬工具に関する。
　従来から切削部のみが超硬合金からなる切削工具の製造方法およびその製造方法によって製造された切削工具に関する発明が知られている（下記特許文献１を参照）。特許文献１は、熱間用工具鋼からなる胴体部と超硬合金からなる切削部とを熱処理して接合することや、切削工具の表面に金属酸化物、窒化物、炭化物のうち少なくとも１つ以上からなる皮膜をコーティングすることを開示している（同文献、請求項１等を参照）。
　また、耐摩耗性が要求される鍛造パンチや押出ダイス、押出パンチなどの金型として有用な安価で高寿命の超硬合金と鋼の接合材料およびその製造方法に関する発明が知られている（下記特許文献２を参照）。特許文献２は、Ｎｉをインサート材とした超硬合金と鋼の接合材料において、Ｎｉインサートの厚みが０．１ｍｍ以上０．５ｍｍ以下で、かつＮｉインサート材の格子定数が３．５４０Å以上３．５８０Å以下であり、超硬合金のＣｏ量が４０重量％以下であるものを開示している（同文献、請求項１等を参照）。
　また、特許文献２は、上記接合材料の製造方法として、黒鉛ダイ内に鋼、Ｎｉインサート材、超硬合金またはＣｏ量の異なる超硬合金をＣｏ量の多い順に充填し、黒鉛パンチによる所定の加圧力のもとで、黒鉛パンチおよびダイに直接電流を通電し、通電加圧焼結する方法を開示している（同文献、請求項４等を参照）。
特表２０１７－５０１８９０号公報 特開平１１－２２１６８０号公報
　前記特許文献１には、コーティング被膜により、切削工具の機械的な性質がコーティング前に比べて約１．５倍程度向上することが記載されている（同文献、第００３０段落等を参照）。しかし、コーティングでは、切削工具の高温強度が不足するおそれがある。また、前記特許文献２のように、通電加圧焼結では、超硬合金の寸法が変化して接合材料に割れや剥離が発生するおそれがある。
　本発明は、高温強度に優れ、割れや剥離の発生を抑制することができる超硬合金と非超硬合金の超硬合金複合材を提供する。
　本発明の超硬合金複合材は、ＷＣ－Ｃｏ系超硬合金からなる超硬合金部と、ＮｉまたはＣｏを合計で５０質量％以上含む金属よりなる基材部とを有する超硬合金複合材であって、前記超硬合金部と前記基材部との間に、前記超硬合金部の成分と前記基材部の成分を含む中間層を有し、前記中間層は、ガンマ相分率が８０％以上でビッカース硬さが７００ＨＶ未満である部分を含むことを特徴とする。
　本発明によれば、高温強度に優れ、割れや剥離の発生を抑制することができる超硬合金複合材を提供することができる。
本発明の実施の形態に係る超硬合金複合材の一例を示す模式断面図。 本発明の実施の形態に係る超硬合金複合材の一例を示す模式断面図。 図１Ａに示す超硬合金複合材の一例を示す断面写真図。 図２に示す超硬合金複合材のＥＰＭＡによる測定結果の一例を示すグラフ。 本発明の実施の形態に係る超硬合金複合材の製造方法の一例を示すフロー図。 本発明の実施の形態に係る超硬工具の一例を示す正面図。 超硬合金部と基材部との間の剥離および割れの一例を示す断面写真図。 超硬合金複合材の中間層におけるガンマ相分率を示すグラフ。 超硬合金複合材の中間層のビッカース硬さ試験の結果を示すグラフ。 中間層のＸＲＤによる結晶構造解析結果。 中間層のＸＲＤによる結晶構造解析結果。 中間層のＸＲＤによる結晶構造解析結果。 超硬合金複合材のＥＰＭＡによる測定結果を示す画像図。 熱処理後の超硬合金複合材のＥＰＭＡによる測定結果を示す画像図。 熱処理後の超硬合金複合材のＥＰＭＡによる測定結果を示す画像図。 熱処理後の超硬合金複合材のＥＰＭＡによる測定結果を示す画像図。 熱処理後の超硬合金複合材のＥＰＭＡによる測定結果を示す画像図。
　以下、図面を参照して本発明の超硬合金複合材およびその製造方法ならびに超硬工具の実施の形態を説明する。
［超硬合金複合材］
　図１Ａおよび図１Ｂは、本発明の実施の形態に係る超硬合金複合材１０の一例を示す模式断面図である。図２は、図１Ａに示す超硬合金複合材１０の一例を示す断面写真図である。
　本実施形態の超硬合金複合材１０は、炭化タングステン（ＷＣ）とコバルト（Ｃｏ）を主体とする（ＷＣおよびＣｏを合計で５０質量％以上含んでいる）ＷＣ－Ｃｏ系超硬合金からなる超硬合金部１と、ニッケル（Ｎｉ）またはＣｏを合計で５０質量％以上含む金属よりなる基材部２とを有している。また、超硬合金複合材１０は、超硬合金部１と基材部２との間に、超硬合金部１の成分と基材部２の成分を含む中間層３を有している。この中間層３は、ガンマ相分率が８０％以上でビッカース硬さが７００ＨＶ未満である部分を含んでいる。超硬合金部１を構成するＷＣ－Ｃｏ系超硬合金は、高温強度および耐摩耗性に優れている。したがって、前記構成を備えることで、超硬合金複合材１０は、高温強度に優れ、割れや剥離の発生を抑制することができる。
　なお、ガンマ相は、オーステナイト相とも呼ばれ、面心立方格子（ＦＣＣ：face-centered cubic）構造を有している。また、ガンマ相分率は、電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ：Electron backscatter diffraction）法を用いて、たとえば２００μｍ×２００μｍの範囲をスキャンし、測定画面上に占めるガンマ相の面積から算出することができる。また、ビッカース硬さは、市販のマイクロビッカース硬さ試験機によって測定することができる。
　図１Ｂに示す例において、超硬合金複合材１０は、超硬合金部１の表面にコーティング層４を有している。コーティング層は、たとえば超硬合金部１の表面を窒化させたり、ＣＶＤ（Chemical Vapor Deposition）法やＰＶＤ（Physical Vapor Deposition）法によって形成したりすることができる。コーティング層４の材質は、特に限定されないが、たとえば、炭化チタン（ＴｉＣ）、窒化チタン（ＴｉＮ）、炭窒化チタン（ＴｉＣＮ）、酸化アルミニウム（Ａｌ２Ｏ３）、窒化チタンアルミニウム（ＴｉＡｌＮ）、窒化クロム（ＣｒＮ）などを用いることができる。超硬合金複合材１０が超硬合金部１の表面にコーティング層４を有することにより、超硬合金部１の耐摩耗性を向上させることが可能となる。
　超硬合金部１は、主に、Ｃｏを結合相とする金属相中に硬質なＷＣ粒子が分散したＷＣ－Ｃｏ系超硬合金からなる。超硬合金部１において、Ｃｏの量が多いほど靭性が向上する。そのため、Ｃｏの量が多いほど、超硬合金部１の造形時の割れや剥離の発生を抑制できる。その反面、Ｃｏの量の増加に伴って、強度および硬度が低下する。そのため、超硬合金部は、Ｃｏ量が２５質量％以上、５０質量％以下であることが好ましい。これにより、超硬合金複合材１０の超硬合金部１は、割れや剥離が防止され、たとえば工具としての使用に適した靱性、強度および硬度を備えることができる。なお、超硬合金部１のビッカース硬さは、たとえば４００ＨＶ以上、１０００ＨＶ以下であることが望ましい。
　超硬合金部１は、たとえば、微量のクロム（Ｃｒ）、バナジウム（Ｖ）、チタン（Ｔｉ）、タンタル（Ｔａ）、ニオブ（Ｎｂ）を含有することができる。ＣｒやＶは、ＷＣ粒子の粒成長を抑制し、耐酸化性を向上させることができる。Ｔｉ、Ｔａ、Ｎｂは、超硬合金組織の健全相域を拡大する作用がある。また、ＷＣ粒子が微細であるほど、強度および靭性が向上する。そのため、超硬合金部１に含まれるＷＣ粒子の平均粒径は、５０μｍ以下であることが望ましい。ここで、超硬合金部１に含まれるＷＣ粒子の平均粒径は、超硬合金部を切断した被験面における各粒子の円相当径の平均値から求めることができる。
　基材部２は、ＮｉまたはＣｏ、または双方を主として含む金属材よりなり、Ｎｉ基合金、Ｃｏ基合金、純Ｎｉ、純Ｃｏ、ＮｉとＣｏとの混合合金、またはこれらに適宜他の金属元素や金属元素以外の非金属元素を混合したもの等が例示され、少なくともＮｉとＣｏとのいずれか一方を５０質量％以上含む、もしくは両方を合計で５０質量％以上含む。超硬合金の成分や形状によっては、造形時に剥離や割れが発生する場合があり、基材部２として純Ｎｉや純Ｃｏを用いることで添加元素が原因の欠陥を抑制でき望ましい。また、純Ｎｉや純Ｃｏは低硬度であるため、基材部２による超硬合金部１の拘束力が弱まり、付加製造時の応力が緩和され、剥離の発生も抑制することができる。一方で、基材部２にも高い硬度が要求されるなど、機能調整が必要とされる場合はＮｉ基合金、Ｃｏ基合金などの合金を使用することが望ましい。
　合金よりなる基材部２（合金部）は、ＮｉまたはＣｏ、または双方を主として含み、Ｎｉ基合金、Ｃｏ基合金、またはＮｉとＣｏとの混合合金である。Ｎｉ基合金とは、たとえばＮｉを５０質量％以上含み、その他にクロム（Ｃｒ）、コバルト（Ｃｏ）、モリブデン（Ｍｏ）、タングステン（Ｗ）、ニオブ（Ｎｂ）、アルミニウム（Ａｌ）、チタン（Ｔｉ）、鉄（Ｆｅ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、タンタル（Ｔａ）、バナジウム（Ｖ）、ハフニウム（Ｈｆ）、マンガン（Ｍｎ）、ケイ素（Ｓｉ）、ランタン（Ｌａ）、マグネシウム（Ｍｇ）、炭素（Ｃ）、ホウ素（Ｂ）等から選択される一種以上の元素を含む合金である。一般に、Ｎｉ基合金は、ガンマ相を主相とする合金である。そのため、合金部がＮｉ基合金からなる場合、中間層のガンマ相分率が高くなり靭性の著しい低下を抑制することができる。
　合金部がＮｉ基合金からなる場合、合金部の組成は、たとえば、Ｃｒが８質量％以上かつ２２質量％以下、Ｃｏが２８．５質量％以下、Ｍｏが１４．５質量％以下、Ｗが１２質量％以下、Ｎｂが５質量％以下、Ａｌが６．１質量％以下、Ｔｉが４．７質量％以下、Ｆｅが１８．５％以下、Ｚｒが０．１質量％以下、Ｔａが４質量％以下、Ｖが１．０質量％以下、Ｈｆが１．３質量％以下、Ｍｎが０．０５質量％以上０．７質量％以下、Ｓｉが０．５質量％以下、Ｌａが０．０２質量％以下、Ｍｇが０．０２質量％以下、Ｃが０．０２質量％以上０．２質量％以下、Ｂが０．０５質量％以下、残部がＮｉである。
　一方、Ｃｏ基合金とは、たとえばＣｏを５０質量％以上含み、その他にＣｒ、Ｎｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃ等から選択される一種以上の元素を含む合金であり、超硬合金部１の結合相と同じＣｏを主成分とする合金である。合金部がＣｏ基合金である場合、合金部の組成は、Ｃｒが３０質量％以下、Ｎｉが２２質量％以下、Ｗが１５質量％以下、Ｍｏが４．２５質量％以下、Ｖが１．７質量％以下、Ｆｅが５０質量％以下、Ｍｎが２．０質量％以下、Ｓｉが１．０質量％以下、Ｃが１．１質量％以下、残部がＣｏである。
　一方、ＮｉとＣｏとの混合合金は、Ｃｏ基合金とＮｉ基合金を混合した場合（Ｎｉ－Ｃｏ基合金）等、ＮｉとＣｏを合計で５０質量％以上含み、その他に上述のＣｏ基合金、Ｎｉ基合金に使用される添加元素を含む合金である。
　合金部の硬度が低いほど、合金部による超硬合金部１の拘束力が弱まり、付加製造時の応力が緩和され、剥離の発生を抑制することができる。しかし、超硬合金複合材１０を、たとえば工具として使用する場合には、ある程度の硬度が必要になる。したがって、合金部のビッカース硬さは、２００ＨＶ以上、５００ＨＶ未満であることが好ましい。これにより、超硬合金複合材１０の合金部２を、たとえば工具として使用するのに適した硬度にすることができる。
　中間層３は、超硬合金部１と基材部２との間に形成され、超硬合金部１の成分と基材部２の成分を含む領域である。中間層３は、超硬合金複合材１０の製造時に、超硬合金部１と基材部２との接合界面およびその近傍に生成される。中間層３は、ガンマ相分率が８０％以上でビッカース硬さが７００ＨＶ未満である部分を含む。これにより、マルテンサイト変態などによる脆化相が少なく、超硬合金複合材１０の製造時の熱応力に耐える靱性を備える中間層３が得られる。また、中間層３のビッカース硬さが７００ＨＶ未満であれば、超硬合金複合材１０の製造時に、中間層３での割れの発生を抑制することができる。なお、７００ＨＶである部分は、中間層全体のうち、２０ｖｏｌ％以上であることが好ましく、より好ましくは５０ｖｏｌ％以上、さらに好ましくは８０ｖｏｌ％以上であることが好ましい。
　中間層３の中心部は、靱性の向上と割れの発生を抑制する観点から、ガンマ相分率が８０％以上でビッカース硬さが７００ＨＶ未満であることが好ましい。また、中間層３の中心部は、ガンマ相分率が９０％以上でビッカース硬さが６５０ＨＶ未満であることがより好ましい。さらに、同様の観点から、中間層３の中心部のビッカース硬さが基材部２のビッカース硬さよりも高いこと、すなわち、基材部２のビッカース硬さが中間層３の中心部のビッカース硬さよりも低いことが好ましい。ここで、中間層３の中心部とは、たとえば、中間層３の厚み方向の中心から半径が中間層厚さの３０％である円形領域の範囲である。
　中間層３は、靱性の向上の観点から、Ｍ６Ｃ型の炭化物量が少ないことが望ましい。Ｍ６Ｃ型の炭化物の存在は、たとえば、Ｘ線回折法（ＸＲＤ：X-Ray Diffraction）により判別することが可能である。
　また、超硬合金複合材１０の疲労寿命の低下を抑制する観点から、中間層３のポロシティ分率は、１％以下であることが望ましい。ポロシティ分率は、たとえば、試料断面の顕微鏡観察を通じ、試料断面の面積を決定し、視認可能な空隙の面積を求めることによって算出することができる。
　中間層３の存在は、図２に示すように、外観により判別することが可能である。しかし、超硬合金部１と中間層３との境界、および基材部２と中間層３との境界は、顕微鏡による観察では明確に判別できない場合がある。この場合、超硬合金部１および基材部２と、中間層３との境界は、たとえば、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ: Electron Probe Micro Analyzer）によって規定することができる。
　より具体的には、図２に示すように、超硬合金複合材１０を、超硬合金部１および基材部２が同一断面で観察できるように切断する。なお、図２の例に示すように、超硬合金部１と基材部２は、容易に判別することができる。次に、超硬合金部１から基材部２へ向けて２０μｍのステップで、スポットサイズの設定値を０μｍとして、ＥＰＭＡによる線分析を行い、タングステンのＸ線カウント数を測定する。
　図３は、図２に示す超硬合金複合材１０のＥＰＭＡによる測定結果の一例を示すグラフである。図３において、横軸は、測定開始点からの距離である測定位置［μｍ］であり、縦軸は、タングステンのＸ線カウント数である。超硬合金部１と中間層３との境界、および中間層３と基材部２との実質的な境界は、たとえば、タングステンのＸ線カウント数の変動幅によって規定することができる。
　具体的には、たとえば、中間層３では互いに隣接する分析点の間のカウント数の変動幅が±１０％程度であるのに対し、超硬合金部１では、互いに隣接する分析点の間のカウント数の変動幅が±２０％以上である。また、基材部２では、超硬合金部１や中間層３と比較して、カウント数およびカウント数の変動幅が非常に小さくなっている。例えば図３においては、中間層にて超硬合金部と基材部との成分が含まれることから、Ｗのカウント数の変動幅が変化していることが確認できる。したがって、ＥＰＭＡにより超硬合金複合材１０の切断面において、タングステンのＸ線カウント数を測定することで、超硬合金部１と中間層３との境界、および中間層３と基材部２との実質的な境界を画定することができる。
　以上説明したように、本実施形態によれば、従来よりも高い高温強度を有し、割れや剥離の発生を抑制することができる超硬合金の超硬合金部１と非超硬合金の基材部２を備えた超硬合金複合材１０を提供することができる。
［超硬合金複合材の製造方法］
　図４は、本発明の実施の形態に係る超硬合金複合材の製造方法Ｓ１０のフロー図である。本実施形態の超硬合金複合材の製造方法Ｓ１０は、前述のＷＣ－Ｃｏ系超硬合金からなる超硬合金部１と、ＮｉまたはＣｏを合計で５０質量％以上含む金属よりなる基材部２とを有する超硬合金複合材１０の製造方法である。超硬合金複合材の製造方法Ｓ１０は、予熱工程Ｓ１と、複合材製作工程Ｓ２と、を含んでいる。ここで本発明の実施形態は、熱処理工程Ｓ３を含んでもよい。
　予熱工程Ｓ１は、ＮｉまたはＣｏを合計で５０質量％以上含む金属よりなる基材部２を３５０℃以上の温度に予熱する工程である。予熱工程Ｓ１は、たとえば、高周波誘導加熱、ガスバーナー、赤外線電気ヒーター、加熱炉、電子ビームまたはレーザの照射などを用いて行うことができる。なお、予熱工程Ｓ１において、基材部２を５００℃以上の温度に予熱することが好ましい。また、予熱工程Ｓ１において、自重による変形を防止する観点から、基材部２を１３００℃以下の温度に予熱することが好ましい。
　複合材製作工程Ｓ２は、基材部２の上に超硬合金部１を付加製造によって造形し、基材部２と超硬合金部１との間に、基材部２の成分と超硬合金部１の成分を含む中間層３を有する超硬合金複合材１０を製作する工程である。付加製造方式は、特に限定されないが、たとえば、レーザメタルデポジションなどの指向性エネルギー堆積方式、粉末床溶融結合方式、プラズマ粉体肉盛などを用いることができる。指向性エネルギー堆積方式の付加製造では、ＷＣ－Ｃｏ系超硬合金の材料粉末を、レーザ、電子ビーム、プラズマ、アークのいずれかの熱源を用いて溶融させ、溶融した材料粉末を基材部２の上に付着させて凝固させ、超硬合金部１を積層させて造形する。
　複合材製作工程Ｓ２において、基材部２の上に超硬合金部１を付加製造によって造形することで、超硬合金部１と基材部２との界面およびその近傍で超硬合金部１の成分と基材部２の成分とが混ざり合う。これにより、超硬合金部１と基材部２との間に超硬合金部１の成分と基材部２の成分とを含む中間層３が生成され、超硬合金部１と基材部２との間に中間層３を有する超硬合金複合材１０が得られる。
　また、前述のように、予熱工程Ｓ１において基材部２を３５０℃以上の温度に予熱することで、複合材製作工程Ｓ２において、超硬合金部１と基材部２との間の割れや剥離の発生を抑制することができる。具体的には、予熱工程Ｓ１において基材部２を一定の温度以上に予熱することで、複合材製作工程Ｓ２において、超硬合金部１の付加製造時に溶融結合させた材料の冷却速度を低下させ、超硬合金部１の硬化や低温割れ、水素の拡散などを抑制することができる。
　また、予熱工程Ｓ１で基材部２を予熱することで、複合材製作工程Ｓ２において、付加製造時の超硬合金部１の温度勾配が緩やかになり、熱応力による変形の抑制と残留応力の緩和が可能になる。また、予熱工程Ｓ１において基材部２を５００℃以上の温度に予熱することで、複合材製作工程Ｓ２において、微小な亀裂の発生を抑制することができる。
　熱処理工程Ｓ３は、超硬合金複合材１０を１０００℃以上、１３００℃以下の温度で熱処理する工程である。これにより、複合材製作工程Ｓ２において、造形した超硬合金部１に存在するイータ相や遊離炭素を拡散および消失させることができるため、本実施形態の製造方法では熱処理工程Ｓ３を実施することが好ましい。イータ相や遊離炭素は脆化相であるため、これらが存在すると超硬合金部１の靱性が低下する。
　そのため、熱処理工程Ｓ３において、超硬合金部１に存在するイータ相や遊離炭素を拡散および消失させることで、超硬合金部１の靱性が向上する。超硬合金部１に存在するイータ相や遊離炭素をより効果的に拡散および消失させて、超硬合金部１の靱性をより向上させる観点から、熱処理工程Ｓ３において、超硬合金複合材１０を１２００℃以上、１３００℃以下の温度で熱処理することが好ましい。
　なお、本実施形態の超硬合金複合材の製造方法Ｓ１０は、熱処理工程Ｓ３の前後に、超硬合金複合材１０の切削加工を行う切削工程を有してもよい。これにより、超硬合金複合材１０の形状精度をより向上させることができる。
［超硬工具］
　次に、本発明の実施の形態に係る超硬工具について、図１Ａから図４を援用し、図５を参照して説明する。図５は、本発明の実施の形態に係る超硬工具２０の一例を示す正面図である。超硬工具２０は、たとえば、温間鍛造金型のパンチである。なお、本実施形態の超硬工具２０は、温間鍛造金型のパンチに限定されない。超硬工具２０は、たとえば、被加工物に対して切削、成形、移動、保持などを行う作用面を加工部２１に有する工具として用いることができる。
　超硬工具２０は、前述の超硬合金複合材１０を用いた工具である。超硬工具２０は、ワークを加工する加工部２１と、この加工部を支持する基部２２とを有している。超硬工具２０の加工部２１は、前述の超硬合金複合材１０の超硬合金部１であり、超硬工具２０の基部２２は、前述の超硬合金複合材１０の基材部２である。すなわち、超硬工具２０は、前述の超硬合金複合材の製造方法Ｓ１０によって製造され、図５においては図示を省略するが、加工部２１を構成する超硬合金部１と基部２２を構成する基材部２との間に中間層３を有している。
　従来の鍛造金型には、高温強度と耐摩耗性に優れる工具鋼が多く用いられている。しかし、温熱間鍛造を行う場合、Ｆｅを主体とする工具鋼では、鍛造温度下で軟化するため、金型の寿命が短いという課題がある。これに対し、本実施形態の超硬工具２０は、加工部２１が超硬合金部１からなっているため、高温強度に優れ、金型寿命を長くすることができる。
　また、従来の超硬合金を用いた工具は、たとえば、ＷＣ粒子とバインダとなるＣｏ基合金を混合して焼結することによって得られる。超硬合金は、硬度が高く耐摩耗性に優れる反面、靭性が乏しく機械的な衝撃や熱履歴に伴う熱衝撃などで劣化する。超硬合金の靭性向上には、Ｃｏ基合金のＣｏ量の増加が効果的であるが、焼結時の寸法変化が大きいことが課題となっている。
　これに対し、本実施形態の超硬工具２０は、前述のように付加製造技術を用いた超硬合金複合材の製造方法Ｓ１０によって製造することができる。したがって、複雑な形状の加工部２１のニアネットシェイプ造形が可能になり、冷却水路による温度制御など、今までにない機能を有する金型の造形が可能となる。
　また、付加製造によって造形された加工部２１は、焼結によって製造された従来の工具に比べて密度が高く、造形後に熱処理をしても寸法変化が小さいメリットがある。また、前述のような構成の超硬合金複合材１０を用いることで、超硬合金部１からなる加工部２１を組成の異なる基材部２からなる基部２２の上に造形しても、加工部２１と基部２２との間に剥離や割れが発生するのを抑制できる。
　すなわち、基部２２にガンマ相分率が高い基材部２を用いることで、超硬合金部１からなる加工部２１と基部２２との接合強度を高くすることができ、靱性と硬度が良好な中間層３を形成することができる。具体的には基材のガンマ相分率は８０％以上、より好ましくは９０％以上に調整することが好ましい。したがって、本実施形態によれば、加工部２１と基部２２との間に剥離や割れのないクラックフリーな超硬工具２０を提供することができる。よって、超硬工具２０によれば、温熱間鍛造などの高温で使用される工具として、さらなる長寿命化が可能である。また、超硬合金の原材料は高価なため、工具が被加工物に作用する加工部２１を超硬合金で製作し、その他の部分を異なる材料で構成することで原材料費を抑えることができる。
　以上、図面を用いて本発明の実施の形態を詳述してきたが、具体的な構成はこの実施形態に限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲における設計変更等があっても、それらは本発明に含まれるものである。
［実施例］
　まず、基材部の素材として、以下の表１に示すＮｏ．１からＮｏ．３の３種の異なる組成の合金を用意した。表１に示す組成の単位は質量％であり、「Ｂａｌ」は「残部」を示している。すなわち、Ｎｏ．１は、炭素鋼であり、Ｎｏ．２はオーステナイト系ステンレス鋼であり、Ｎｏ．３はＮｉ基合金である。次に、用意した３種の合金のビッカース硬さを測定したところ、Ｎｏ．１は１４０［ＨＶ］、Ｎｏ．２は１９２［ＨＶ］、Ｎｏ．３は３０７．５［ＨＶ］であった。また、用意した３種の合金のガンマ相分率をＥＢＳＤ法を用いて測定したところ、Ｎｏ．１は１０％以下、Ｎｏ．２とＮｏ．３は９５％から９９％であることを確認した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
（実施例１）
　基材部として表１に示すＮｏ．３のＮｉ基合金を用い、この基材部を３５０℃の温度に予熱する予熱工程を行った。次に、基材部の上に超硬合金部を付加製造によって造形し、基材部と超硬合金部との間に、基材部の成分と超硬合金部の成分を含む中間層を有する超硬合金複合材を製作する複合材製作工程を行った。付加製造は、付加製造材料としてＣｏ量が４０質量％であるＷＣ―Ｃｏ超硬合金粉末を用い、指向性エネルギー堆積方式のレーザデポジションにより行った。超硬合金部の造形は、１層あたり８パスで、高さが１０ｍｍになるように材料を付着させて、おおむね２０層程度にわたって積層させた。以下の表２に、付加製造の条件を示す。表２に示す付加製造条件は、基材部と超硬合金部との間に割れが生じにくいよう、粉末への入熱量が比較的低くなるように設定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
（実施例２）
　予熱工程における基材部の温度を５００℃にした以外は、前述の実施例１と同様に超硬合金複合材を製作した。
（実施例３）
　予熱工程における基材部の温度を６００℃にした以外は、前述の実施例１と同様に超硬合金複合材を製作した。
（比較例１）
　基材部として表１に示すＮｏ．１の炭素鋼を用い、予熱工程を省略した以外は、前述の実施例１と同様に超硬合金複合材を製作した。
（比較例２）
　基材部として表１に示すＮｏ．１の炭素鋼を用いた以外は、前述の実施例１と同様に超硬合金複合材を製作した。
（比較例３）
　基材部として表１に示すＮｏ．２のオーステナイト系ステンレス鋼を用い、予熱工程を省略した以外は、前述の実施例１と同様に超硬合金複合材を製作した。
（比較例４）
　基材部として表１に示すＮｏ．２のオーステナイト系ステンレス鋼を用いた以外は、前述の実施例１と同様に超硬合金複合材を製作した。
（比較例５）
　予熱工程を省略した以外は、前述の実施例１と同様に超硬合金複合材を製作した。
　製作した実施例１から実施例３、および比較例１から比較例５までの超硬合金複合材について、浸透探傷試験および断面観察を行って、割れおよび剥離の有無を確認した。浸透探傷試験および断面観察の結果を、以下の表３に示す。なお、表３では、「割れおよび剥離の有無」について、「良好」、「可」および「不良」の判定を、それぞれ丸印（○）、三角印（△）およびエックス印（×）で示している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　図６は、比較例１から比較例５において見られた超硬合金部１と基材部２との間の剥離Ｓおよび割れＣの一例を示す断面写真図である。表３に示す「割れおよび剥離の有無」については、中間層３に生じた割れのうち、超硬合金部１と中間層３との境界または中間層３と基材部２との境界に沿う方向の横割れを剥離Ｓ、それ以外を割れＣとし、次のように判定を行った。割れＣおよび剥離Ｓが見られなかったものを「良好」と判定し、割れＣが見られたものの剥離Ｓが見られなかったものを「可」と判定し、割れＣおよび剥離Ｓが見られたものを「不良」と判定した。
　表３に示すように、比較例１から比較例５の中間層３には割れおよび剥離がともに確認され、「不良」と判定された。特に、基材部２が、炭素鋼すなわちＦｅを主成分とするＦｅ基合金である比較例１および比較例２は、予熱工程の有無に関わらず明瞭な剥離Ｓが確認された。実施例１から実施例３の超硬合金複合材においては、剥離Ｓが観察されなかった。特に、中間層３に割れ、剥離が全くないのは、実施例２と実施例３の超硬合金複合材のみであった。
　図７は、実施例１から実施例３および比較例１から比較例５の超硬合金複合材の中間層３におけるガンマ相分率を示すグラフである。ここで図７の横軸はベースプレート（基材部）の材種（合金Ｎｏ）を表している。ガンマ相分率は、ＥＢＳＤ法を用いて超硬合金複合材の切断面の中間層３の中央部において、２００μｍ×２００μｍの範囲を０．７μｍのスキャンステップで測定し、測定画面上に占めるガンマ相の面積から算出した。明瞭な剥離Ｓが生じた比較例１および比較例２（合金Ｎｏ．１）のガンマ相分率は約５０％であり、残り半分はアルファ相（体心立方格子）および第３相であった。一方で、比較例１および比較例２に比べて比較的に割れＣや剥離Ｓが生じにくかった比較例３および比較例４（合金Ｎｏ．２）ならびに比較例５および実施例１から実施例３（合金Ｎｏ．３）のガンマ相分率は９０％以上であった。
　図８は、実施例１から実施例３および比較例１から比較例５の超硬合金複合材の中間層３のビッカース硬さ試験の結果を示すグラフである。ビッカース硬さの測定は、株式会社島津製作所製のＭ型マイクロビッカース硬さ試験機を用い、試験荷重は５００ｇｆ、保持時間は２０ｓとした。測定箇所は、複合材の切断面の中間層３の中央部（より具体的には、基材と中間層の境界から約１～２ｍｍ超硬合金部側に移動した位置）であった。比較例１および比較例２（合金Ｎｏ．１）の中間層３のビッカース硬さは９００以上と非常に高い値を示した。上述したＥＢＳＤ法による測定結果とあわせて考えると、超硬合金部１の付加製造における付加製造材料の急速な溶融と急速な凝固の過程で、マルテンサイト変態が生じたと推察される。また、剥離Ｓが発生せずポロシティも生じなかった実施例１から実施例３（合金Ｎｏ．３）の超硬合金複合材の中間層３のビッカース硬さは７００未満であり、他の剥離Ｓや割れＣが生じた超硬合金複合材の中間層３に比べて硬さは低かった。
　実施例１、比較例２および比較例４の中間層３におけるＸＲＤ測定結果を図９Ａから図９Ｃに示す。図９Ａ、図９Ｂおよび図９Ｃはそれぞれ、実施例１、比較例２および比較例４における測定結果である。なお、ＸＲＤは、超硬合金複合材の切断面の中間層３の中央部において、ビーム径を１００μｍとして、Ｘ線源にＣｕを使用し、操作速度を０．５ｄｅｇ／ｍｉｎ、サンプリングを０．０１ｄｅｇとして測定した。実施例１の中間層３では、主にＦＣＣのピークが検出され、ＦＣＣのピークに加えてＷＣのピークも検出された。一方で、比較例２および比較例４の中間層３には、ＦＣＣに加えてＢＣＣが検出され、さらに、Ｍ６Ｃ型の炭化物のピークが検出された。Ｍ６Ｃ型の炭化物は立方晶であるが複雑な結晶構造を有しており、ＷＣに比べて脆く、靱性を低下させる金属間化合物である。そのため、中間層３にはこのＭ６Ｃ型の炭化物量が少ないことが望ましい。具体的には、プロファイルフィッティングにより各結晶構造のメインピークの面積を求め、それらの合計に対してＭ６Ｃ型の炭化物のメインピークの面積が２％以下であることが望ましい。
　図１０は、実施例２の超硬合金複合材の超硬合金部を、ＥＰＭＡにより測定した結果を示す画像図である。実施例２の超硬合金複合材の超硬合金部では、主にＣｏで形成された母相１ａ中に粒子径が数μｍから２０μｍ程度のＷＣ粒子１ｂが確認できる。さらに、ＷとＣｏとの複炭化物であるイータ相１ｃと、Ｃ成分が単体で遊離した遊離炭素１ｄが確認できる。イータ相１ｃと遊離炭素１ｄは脆化相として働くため、母相１ａとＷＣ粒子１ｂのみで形成された組織がより望ましい。
　そこで、実施例２の超硬合金複合材を１２００℃から１３００℃までの温度で熱処理を行った。熱処理後の超硬合金部をＥＰＭＡにより測定した結果を図１１Ａから図１１Ｄに示す。図１１Ａ、図１１Ｂ、図１１Ｃ、および図１１Ｄはそれぞれ、１２００℃、１２５０℃、１２７５℃、および１３００℃の温度で熱処理を行った超硬合金複合材の測定結果である。いずれの試料においてもイータ相１ｃと遊離炭素１ｄが消失していることが確認できた。これにより、超硬合金部の靱性が向上する。
　以上のように、接合強度が高い超硬合金複合材料を検討するにあたり、中間層の高靱性化について検討した。そして、超硬合金部と、基材部の組合せに着目し、検討を重ねた結果、基材部にガンマ相分率が高い金属を選択することで、超硬合金部との接合強度も高く、靱性と硬度が良好な中間層を形成できることが確認された。
　また、超硬合金部と異なる材料の基材部の上に材料を溶融凝固させて積層造形する付加製造は、材料が急速に加熱および冷却されるため、造形時の熱応力が大きく割れが発生しやすい。また、超硬合金部は、高い強度を有する一方、靭性が低いため、造形時に基材と造形物の界面で剥離Ｓの発生が確認された。剥離Ｓは、超硬合金部を積層造形する際に基材部も同時に溶融され、超硬合金部と基材部の材料成分が混ざった領域（中間層３）に生じることが確認された。
１　　　超硬合金部
２　　　基材部
３　　　中間層
４　　　コーティング層
１０　　超硬合金複合材
２０　　超硬工具
２１　　加工部
２２　　基部
Ｓ１　　予熱工程
Ｓ２　　複合材製作工程
Ｓ３　　熱処理工程
Ｓ１０　超硬合金複合材の製造方法

Claims (15)

  1. 　ＷＣ－Ｃｏ系超硬合金からなる超硬合金部と、ＮｉおよびＣｏのうち少なくとも一方を合計で５０質量％以上含む金属よりなる基材部とを有する超硬合金複合材であって、
    　前記超硬合金部と前記基材部との間に、前記超硬合金部の成分と前記基材部の成分を含む中間層を有し、
    　前記中間層は、ガンマ相分率が８０％以上でビッカース硬さが７００ＨＶ未満である部分を含むことを特徴とする超硬合金複合材。
  2. 　前記基材部は、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｎｉ基合金、Ｃｏ基合金、またはＮｉとＣｏとの混合合金よりなることを特徴とする請求項１に記載の超硬合金複合材。
  3. 　ＷＣ－Ｃｏ系超硬合金からなる超硬合金部と、Ｎｉ基合金またはＣｏ基合金からなる合金部とを有する超硬合金複合材であって、
    　前記超硬合金部と前記合金部との間に、前記超硬合金部の成分と前記合金部の成分を含む中間層を有し、
    　前記中間層は、ガンマ相分率が８０％以上でビッカース硬さが７００ＨＶ未満である部分を含むことを特徴とする超硬合金複合材。
  4. 　前記超硬合金部は、Ｃｏ量が２５質量％以上、５０質量％以下であることを特徴とする請求項１に記載の超硬合金複合材。
  5. 　前記中間層の中心部は、ガンマ相分率が８０％以上でビッカース硬さが７００ＨＶ未満であり、
    　前記基材部のビッカース硬さは、前記中間層の前記中心部のビッカース硬さよりも低いことを特徴とする請求項１に記載の超硬合金複合材。
  6. 　前記基材部のビッカース硬さは、２００ＨＶ以上、５００ＨＶ未満であることを特徴とする請求項５に記載の超硬合金複合材。
  7. 　前記中間層の中心部は、ガンマ相分率が９０％以上でビッカース硬さが６５０ＨＶ未満であることを特徴とする請求項１に記載の超硬合金複合材。
  8. 　前記中間層をＸＲＤ測定した場合において、Ｍ６Ｃ型の炭化物のメインピークの面積が構成相全体の２％以下であることを特徴とする請求項１に記載の超硬合金複合材。
  9. 　前記超硬合金部の表面にコーティング層を有することを特徴とする請求項１から請求項８のいずれか一項に記載の超硬合金複合材。
  10. 　ＷＣ－Ｃｏ系超硬合金からなる超硬合金部と、ＮｉおよびＣｏのうち少なくとも一方を合計で５０質量％以上含む金属よりなる基材部とを有する超硬合金複合材の製造方法であって、
    　前記基材部を３５０℃以上の温度に予熱する予熱工程と、
    　前記基材部の上に前記超硬合金部を付加製造によって造形し、前記基材部と前記超硬合金部との間に、前記基材部の成分と前記超硬合金部の成分を含む中間層を有する超硬合金複合材を製作する複合材製作工程と、を含むことを特徴とする超硬合金複合材の製造方法。
  11. 　前記基材部は、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｎｉ基合金、Ｃｏ基合金、またはＮｉとＣｏとの混合合金よりなることを特徴とする請求項１０に記載の超硬合金複合材の製造方法。
  12. 　前記予熱工程において、前記基材部を５００℃以上に予熱することを特徴とする請求項１０に記載の超硬合金複合材の製造方法。
  13. 　前記複合材製作工程の後に、前記超硬合金複合材を１０００℃以上、１３００℃以下の温度で熱処理する熱処理工程を含むことを特徴とする請求項１０または請求項１２に記載の超硬合金複合材の製造方法。
  14. 　前記熱処理工程において、前記超硬合金複合材を１２００℃以上、１３００℃以下の温度で熱処理することを特徴とする請求項１３に記載の超硬合金複合材の製造方法。
  15. 　請求項１から請求項９のいずれか一項に記載の超硬合金複合材を用いた超硬工具であって、
    　ワークを加工する加工部と、該加工部を支持する基部とを有し、
    　前記加工部は前記超硬合金部であり、前記基部は前記基材部であることを特徴とする超硬工具。
PCT/JP2018/034850 2017-10-02 2018-09-20 超硬合金複合材およびその製造方法ならびに超硬工具 Ceased WO2019069701A1 (ja)

Priority Applications (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP18864463.7A EP3705216A4 (en) 2017-10-02 2018-09-20 CARBIDE COMPOSITE MATERIAL, METHOD OF MANUFACTURING ITEM AND CARBIDE TOOL
JP2019546620A JP6977776B2 (ja) 2017-10-02 2018-09-20 超硬合金複合材およびその製造方法ならびに超硬工具
US16/651,614 US12539540B2 (en) 2017-10-02 2018-09-20 Cemented carbide composite material, method for producing same, and cemented carbide tool
CN201880061894.1A CN111132782B (zh) 2017-10-02 2018-09-20 超硬合金复合材料及其制造方法以及超硬工具
SG11202002823QA SG11202002823QA (en) 2017-10-02 2018-09-20 Cemented carbide composite material, method for producing same, and cemented carbide tool

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2017-192951 2017-10-02
JP2017192951 2017-10-02

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2019069701A1 true WO2019069701A1 (ja) 2019-04-11

Family

ID=65994345

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2018/034850 Ceased WO2019069701A1 (ja) 2017-10-02 2018-09-20 超硬合金複合材およびその製造方法ならびに超硬工具

Country Status (6)

Country Link
US (1) US12539540B2 (ja)
EP (1) EP3705216A4 (ja)
JP (1) JP6977776B2 (ja)
CN (1) CN111132782B (ja)
SG (1) SG11202002823QA (ja)
WO (1) WO2019069701A1 (ja)

Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108441663A (zh) * 2018-03-20 2018-08-24 昆山长鹰硬质合金有限公司 一种纳米晶硬质合金的热处理方法
JP2020196109A (ja) * 2019-06-04 2020-12-10 株式会社ジェイテクト 歯切り工具及び歯切り工具の製造方法
JP2021042403A (ja) * 2019-09-06 2021-03-18 日立金属株式会社 複合部材および複合部材の製造方法
JP2021188111A (ja) * 2020-06-04 2021-12-13 株式会社ジェイテクト 付加製造装置
WO2022210221A1 (ja) * 2021-03-30 2022-10-06 日立金属株式会社 複合部材、製造物および複合部材の製造方法
WO2023037577A1 (ja) 2021-09-10 2023-03-16 株式会社プロテリアル サーメット複合材及びその製造方法、並びにサーメット工具
WO2025143041A1 (ja) 2023-12-28 2025-07-03 Ｍｍｃリョウテック株式会社 硬質合金の被覆層および該硬質合金の被覆層を基材表面に有する機械物品
WO2025143042A1 (ja) 2023-12-28 2025-07-03 Ｍｍｃリョウテック株式会社 被覆層の形成装置と形成方法

Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01221680A (ja) 1988-02-29 1989-09-05 Mitsui Petrochem Ind Ltd 絶縁状態の検知方法
JP2004211162A (ja) * 2002-12-27 2004-07-29 Jkb:Kk プレス用金型の製造方法
JP2006175456A (ja) * 2004-12-21 2006-07-06 Hitachi Metals Ltd 超硬合金製圧延用複合ロール
JP2008169419A (ja) * 2007-01-10 2008-07-24 Yasushi Watanabe 超硬複合化金属体およびその製造方法
JP2011523681A (ja) * 2008-06-02 2011-08-18 ティーディーワイ・インダストリーズ・インコーポレーテッド 超硬合金−金属合金複合体
WO2012128708A1 (en) * 2011-03-22 2012-09-27 Diamorph Ab Method of preparation of a metal/cemented carbide functionally graded material
JP2013107187A (ja) * 2011-11-24 2013-06-06 Mitsubishi Materials Corp 表面被覆ｗｃ基超硬合金製切削工具
JP2016108668A (ja) * 2014-12-05 2016-06-20 株式会社日立製作所 複合部材および複合部材の製造方法
JP2016196702A (ja) * 2015-03-27 2016-11-24 ゼネラル・エレクトリック・カンパニイ 部品及びその製造方法
US20160375493A1 (en) * 2015-01-07 2016-12-29 Kennametal Inc. Methods of making sintered articles
JP2017501890A (ja) 2014-11-20 2017-01-19 ナム、ジョンウ 超硬合金切削工具の製造方法及びこれによって製造された切削工具

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3633217B2 (ja) * 1996-09-25 2005-03-30 松下電工株式会社 刃物及びその製造方法
JP4039725B2 (ja) 1998-02-09 2008-01-30 住友電工ハードメタル株式会社 超硬合金と鋼の接合材料およびその製造方法
GB9927127D0 (en) * 1999-11-16 2000-01-12 Univ Warwick A method of manufacturing an item and apparatus for manufacturing an item
WO2006064589A1 (ja) * 2004-12-17 2006-06-22 Hitachi Metals, Ltd. モータ用回転子およびその製造方法
CA2667323C (en) * 2006-11-20 2012-10-30 Kabushiki Kaisha Miyanaga Hard tip and method for producing the same
US8163232B2 (en) * 2008-10-28 2012-04-24 University Of Utah Research Foundation Method for making functionally graded cemented tungsten carbide with engineered hard surface
GB0823328D0 (en) * 2008-12-22 2009-01-28 Element Six Production Pty Ltd Ultra hard/hard composite materials
CN106583726B (zh) * 2017-01-24 2018-10-16 苏州大学 激光多光束熔覆装置

Patent Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01221680A (ja) 1988-02-29 1989-09-05 Mitsui Petrochem Ind Ltd 絶縁状態の検知方法
JP2004211162A (ja) * 2002-12-27 2004-07-29 Jkb:Kk プレス用金型の製造方法
JP2006175456A (ja) * 2004-12-21 2006-07-06 Hitachi Metals Ltd 超硬合金製圧延用複合ロール
JP2008169419A (ja) * 2007-01-10 2008-07-24 Yasushi Watanabe 超硬複合化金属体およびその製造方法
JP2011523681A (ja) * 2008-06-02 2011-08-18 ティーディーワイ・インダストリーズ・インコーポレーテッド 超硬合金−金属合金複合体
WO2012128708A1 (en) * 2011-03-22 2012-09-27 Diamorph Ab Method of preparation of a metal/cemented carbide functionally graded material
JP2013107187A (ja) * 2011-11-24 2013-06-06 Mitsubishi Materials Corp 表面被覆ｗｃ基超硬合金製切削工具
JP2017501890A (ja) 2014-11-20 2017-01-19 ナム、ジョンウ 超硬合金切削工具の製造方法及びこれによって製造された切削工具
JP2016108668A (ja) * 2014-12-05 2016-06-20 株式会社日立製作所 複合部材および複合部材の製造方法
US20160375493A1 (en) * 2015-01-07 2016-12-29 Kennametal Inc. Methods of making sintered articles
JP2016196702A (ja) * 2015-03-27 2016-11-24 ゼネラル・エレクトリック・カンパニイ 部品及びその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3705216A4

Cited By (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108441663A (zh) * 2018-03-20 2018-08-24 昆山长鹰硬质合金有限公司 一种纳米晶硬质合金的热处理方法
JP7451884B2 (ja) 2019-06-04 2024-03-19 株式会社ジェイテクト 歯切り工具及び歯切り工具の製造方法
JP2020196109A (ja) * 2019-06-04 2020-12-10 株式会社ジェイテクト 歯切り工具及び歯切り工具の製造方法
JP2021042403A (ja) * 2019-09-06 2021-03-18 日立金属株式会社 複合部材および複合部材の製造方法
JP7255430B2 (ja) 2019-09-06 2023-04-11 株式会社プロテリアル 複合部材の製造方法
JP2021188111A (ja) * 2020-06-04 2021-12-13 株式会社ジェイテクト 付加製造装置
US12194537B2 (en) 2020-06-04 2025-01-14 Jtekt Corporation Additive manufacturing device
JP7600547B2 (ja) 2020-06-04 2024-12-17 株式会社ジェイテクト 付加製造装置
US20240157440A1 (en) * 2021-03-30 2024-05-16 Proterial, Ltd. Composite member, product, and method for producing composite member
WO2022210221A1 (ja) * 2021-03-30 2022-10-06 日立金属株式会社 複合部材、製造物および複合部材の製造方法
JPWO2023037577A1 (ja) * 2021-09-10 2023-03-16
WO2023037577A1 (ja) 2021-09-10 2023-03-16 株式会社プロテリアル サーメット複合材及びその製造方法、並びにサーメット工具
JP7859443B2 (ja) 2021-09-10 2026-05-15 株式会社プロテリアル サーメット複合材及びその製造方法、並びにサーメット工具
WO2025143041A1 (ja) 2023-12-28 2025-07-03 Ｍｍｃリョウテック株式会社 硬質合金の被覆層および該硬質合金の被覆層を基材表面に有する機械物品
WO2025143042A1 (ja) 2023-12-28 2025-07-03 Ｍｍｃリョウテック株式会社 被覆層の形成装置と形成方法

Also Published As

Publication number Publication date
JP6977776B2 (ja) 2021-12-08
US12539540B2 (en) 2026-02-03
US20200299814A1 (en) 2020-09-24
CN111132782A (zh) 2020-05-08
EP3705216A4 (en) 2021-09-15
CN111132782B (zh) 2022-07-19
JPWO2019069701A1 (ja) 2020-11-19
SG11202002823QA (en) 2020-04-29
EP3705216A1 (en) 2020-09-09

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6977776B2 (ja) 超硬合金複合材およびその製造方法ならびに超硬工具
US10272497B2 (en) Cladded articles and methods of making the same
TWI457445B (zh) Metal cermet
EP2776204B1 (en) Friction stir welding tool made of cemented tungsten carbid with nickel and with a al2o3 surface coating
JP7255430B2 (ja) 複合部材の製造方法
JP2018135585A (ja) 金属部材及びクラッド層の製造方法
JP2012130948A (ja) 回転ツール
US20220134428A1 (en) Method for manufacturing cobalt-based alloy structure, and cobalt-based alloy structure obtained thereby
JP6178689B2 (ja) タングステン耐熱合金、摩擦攪拌接合工具、および製造方法
JP7859443B2 (ja) サーメット複合材及びその製造方法、並びにサーメット工具
EP4163409B1 (en) Wear-resistant member
Laansoo et al. Induction brazing of cermets to steel
JP7035820B2 (ja) 基材および切削工具
JP6202787B2 (ja) モリブデン耐熱合金、摩擦攪拌接合用工具、および製造方法
JP6578532B2 (ja) 被覆層を有する耐熱合金製工具および加工装置
JP6208863B2 (ja) タングステン耐熱合金、摩擦攪拌接合工具、および製造方法
JP2019171483A (ja) 表面被覆切削工具
JP2019171482A (ja) 表面被覆切削工具
JP2023064182A (ja) 表面被覆切削工具
JP2017160539A (ja) モリブデン耐熱合金、摩擦攪拌接合用工具、および製造方法
JP6039004B2 (ja) 回転ツール
JP2022098159A (ja) 表面被覆切削工具
JP2019181592A (ja) 切削工具
JP2017166071A (ja) モリブデン耐熱合金、摩擦攪拌接合用工具、および製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 18864463

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2019546620

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2018864463

Country of ref document: EP

Effective date: 20200504

WWG Wipo information: grant in national office

Ref document number: 16651614

Country of ref document: US