传统上，以平均粒径不超过1微米的WC作为硬质相的硬质合 金，即所谓的细晶粒硬质合金，已知是一种具有优异的强度和耐磨性 的材料(例如，参见专利文献1)。制备硬质合金用细晶粒WC的标 准方法是使用WC细粉末原料。但是，即使硬质合金是使用WC细 粉末原料制备的，由这些硬质合金制成的工具根据其使用情况也会出 现突然破损或断裂的现象。出现这种现象的一个已知原因是：通过大 幅度减小WC(作为硬质相)的粒度来增大硬度将相应地导致断裂韧 性降低。而且，另一个因素是，当用显微镜观察剖面结构时，观察到 长成至少2微米的粗WC的存在。这种粗WC容易成为破裂的起始 点，并且使合金性能以及用作工具时的切削性能和耐磨性都明显降 低。由于硬质合金一般都经过液相烧结，所以在烧结过程中粘结相处 于液相。在液相中发生固溶扩散的硬质相，在冷却阶段重新析出而成 为粗WC。这样就导致被称为奥斯特瓦尔特(Ostwald)生长方式的 晶粒长大。当使用超细晶粒(例如小于1微米)粉末原料时，这种晶 粒长大特别难以抑制。这将导致微细结构的不均匀性。因此，为了抑 制WC晶粒长大，人们已经研究了在合金成分中加入能抑制晶粒长 大的晶粒长大抑制剂，例如V、Cr或Ta(参见专利文献2)。

加入V、Cr或Ta能抑制WC晶粒长大并且使平均粒径细化。但 是，仅通过加入这些晶粒长大抑制剂是难以完全抑制粗晶粒长大的。 为此，除了进行均匀的细化处理外，还必需减少易于成为断裂源并且 易于断裂的粗晶粒。
而且，随着硬质合金中的WC细化，其硬度和强度都趋于增大。 因此，提高硬度和强度的一种方法是在硬质合金中使用更细的WC。 更具体地说，可以使用平均粒径不超过0.3微米的较细的WC粉末原 料。但是，在使用这种类型的超细粉末原料时，更容易发生上文所述 的晶粒长大现象，从而导致将会造成缺陷的粗晶粒。
本发明的一个目的是提供一种具有优异的强度和韧性的硬质合 金，它具有均匀的细WC和数量为最低限度的粗WC。本发明的另一 个目的是提供使用这种硬质合金的加工工具。
为了达到上述目的，本发明人试图通过使用较细的粉末原料来 细化合金结构。在具有细晶粒硬质相的硬质合金中，一般认为强度(例 如，横断裂强度)通常随着WC粒径变小而增大。但是，如果试图 使用细的粉末原料来得到超细(例如不超过1微米)的WC，则发生 WC晶粒长大，从而导致强度下降。为了抑制WC晶粒长大，对粘结 相的量与多种晶粒长大抑制剂及其组合物之间的关系进行了反复研 究。结果发现，即使采用了通常被用作WC晶粒长大抑制剂的元素 (具体地说，Ta元素)，也会在含有该元素的相中发生晶粒长大， 从而导致缺陷。而且还发现，即使采用了通常不被用作WC晶粒长 大抑制剂的元素(具体地说，Ti元素)，通过加入预定量的该元素 也可以极为有效地抑制WC长大。另外还发现，这种元素和粘结相 中的元素之间存在着相互关系，并且WC长大抑制作用要求存在预 定量的这种元素和预定量的粘结相中的元素。此外还发现，优选的是： 控制通常被用作晶粒长大抑制剂的元素(具体地说，Cr元素)的量， 使得其与粘结相的量之间具有预定的关系。基于这些观察，本发明限 定了WC的平均粒径。并且，本发明引入Cr和Ti作为促进WC(其 形成硬质相)细化的元素。本发明还限定了Ti的含量、Cr与粘结相 的量之间的关系、以及粘结相的含量。
更具体地说，本发明的硬质合金包含：作为硬质相的WC，其平 均粒径不超过0.3微米；作为粘结相的至少一种铁族金属，其含量为 5.5-15质量％；Ti，其含量为0.005-0.06质量；％Cr，其与所述粘结 相的重量比为至少0.04并且不超过0.2；以及不可避免的杂质，其构 成其余部分。特别的是，Ta的含量小于0.005质量％。下面将详细描 述本发明。
本发明的硬质合金是以WC作为硬质相并以铁族金属元素(例 如，Co、Ni或Fe)作为粘结相的烧结体。特别的是，烧结体中的硬 质相(WC)的平均粒径不超过0.3微米。如果WC的平均粒径超过 0.3微米，则硬度(耐磨性)减小，并且强度(横断裂强度)下降。 平均粒径不超过0.1微米是优选的。由于硬度和强度随着WC的平均 粒径变小而增大，因此对平均粒径没有设置下限，但是就生产过程而 言，平均粒径实际上受到限制。使用显微镜(例如，使用SEM(扫 描电子显微镜))在8000-10000×下观察WC的平均粒径，并使用 Fullman方程(dm＝4NL/πNS，其中dm是平均粒径，NL是沿显微表面 上任意直线每单位长度所存在的硬质相(WC)的数量，NS是显微表 面上每单位面积所存在的硬质相的数量)进行计算。任意测量长度， 并且计算出最终的单位长度(1微米)的粒径。使用SEM在高放大 倍数(例如，8000-10000×)下观察硬质合金的表面也是可以的。用 计算机获取图像，并用图像分析仪进行分析。测量在一定的面积范围 (例如，20-30mm2)内所存在的WC的粒径(微米)，并且可以使 用Fullman方程对这些数的平均值进行适当的修正。由于本发明的烧 结体的硬质相具有超细的粒径，因此即使在单位面积非常小(例如1 平方微米)的时候，也可以进行粒径测量。在传统的结构控制方法中， 将烧结体中的WC的平均粒径细化到不超过0.3微米被认为是相当困 难的。但是，在下面所述的本发明中，通过加入痕量的Ti、控制Cr 的量并且使Ta不存在，就可以使平均粒径不超过0.3微米。而且， 优选的是，使WC粉末原料的平均粒径很小，以减少由晶粒长大而 造成的粗化。
本发明的硬质合金包含选自铁族金属中的至少一种元素作为粘 结相。特别优选的是Co。可以单使用Co作为粘结相，或者将一部 分Co由Ni代替。粘结相的含量(如果粘结相是由多种元素形成的， 则所述含量是总含量)为至少5.5质量％并且不超过15质量％。如果 其含量小于5.5质量％，那么即使Ti和Cr(下文描述)的含量合适， 横断裂强度也会下降。如果其含量超过15质量％，则粘结相太多， 可能会导致粘结相中的W(钨)过量而形成固溶体，并导致重新析 出。这样就难以抑制粗硬质相(WC)的形成，从而使抑制粗硬质相 的优势被削弱。粘结相的含量更优选为至少7.0质量％并且不超过 12.0质量％。
本发明的硬质合金引入Cr作为晶粒长大抑制剂，以抑制合金结 构中的WC晶粒的长大。特别的是，将Cr的含量设定为铁族金属元 素(作为粘结相)重量的预定比例(重量百分数)。更具体地说， Cr与粘结相的重量比为至少0.04并且不超过0.2。该重量比为至少 0.04是优选的，这是因为在痕量的Ti(下文描述)的存在下所产生 的协同效应使得对晶粒长大的抑制作用增强。但是，如果该重量比大 于0.2，则过量的Cr会导致微观结构中析出脆性相(例如，Cr的碳 化物)，这种析出物是强度下降的起点。Cr的重量比更优选为至少 0.08并且不超过0.14。
除了上述的Cr以外，本发明还包含痕量的Ti。更具体地说，本 发明包含至少0.005质量％并且不超过0.06质量％的Ti。Ti对晶粒长 大的抑制性能被认为是有限的，并且在传统技术中几乎从来没有为了 结构控制的目的而主动地加入Ti。但是，本发明的研究显示出，在 控制超细(例如不超过0.3微米)的WC时，痕量的Ti明显有助于 对WC晶粒长大进行控制。在这方面，本发明人发现，除了仅包含 痕量的Ti以外，如上所述，还对作为粘结相的铁族金属元素的含量 进行控制，更具体地说，将粘结相的含量设定为至少5.5质量％，由 此可以通过抑制晶粒长大来提高横断裂强度。当加入痕量的Ti作为 硬质合金的一种成分时，粘结相的元素与WC的润湿性有所下降。 结果认为，在液相出现时，WC向粘结相的固溶扩散受到抑制，从而 使WC的奥斯特瓦尔特长大受到抑制。因此，本发明限定粘结相含 量以及Ti含量。如果Ti的含量小于0.005质量％，则其含量下降到 杂质水平，从而使得对晶粒长大的抑制作用达到最低程度。如果其含 量超过0.06质量％，则强度下降。Ti含量更优选为至少0.01质量％ 并且不超过0.04质量％。在本发明中，通过以这种方式在Cr以外又 加入痕量的Ti，可以使WC达到均匀地细化，同时抑制粗颗粒(例 如超过2微米的颗粒)的形成，从而得到优异的横断裂强度。可以通 过(例如)ICP(感应耦合等离子谱)分析，来确定每种成分的含量。
在本发明的硬质合金中，Ta含量小于0.005质量％。本发明不 包含明显的Ta。因此，在本发明中，没有Ta是最优选的，即Ta含 量为零。考虑到难免会含有Ta，因此其含量优选为不超过0.003质 量％，并且0.005质量％是上限。Ta是通常公认的晶粒长大抑制剂， 并且是被主动加入的。但是，本发明人的研究结果表明，为了控制超 细(例如不超过0.3微米)的WC，加入Ta是不利的。更具体地说， 已经发现，当在液相烧结过程中形成含有Ta的二元碳化物相 ((W，Ta)C)或Ta的碳化物时，硬质相大幅度长大。还发现，即使 是加入诸如Ti和Cr之类的元素，也难以通过抑制晶粒长大来细化这 些含Ta的析出物。为此，本发明不含Ta。
此外，优选的是加入预定量的V(钒)，从而更加有效地抑制 晶粒长大并获得稳定的细化效果。更具体地说，引入V，使得V的 重量(质量百分数)与铁族金属元素(其作为粘结相)的重量(质量 百分数)的比值(重量比)为至少0.01并且不超过0.1。如果该重量 比小于0.01，则细晶粒结构的稳定性不足，从而使得通过加入V而 获得的优势不够充分。如果该重量比大于0.1，则硬质相和粘结相的 润湿性变差，从而容易使断裂韧性减小。更加优选的是，该重量比为 至少0.01并且不超过0.06。
制造本发明的含超细(例如，不超过0.3微米)的WC晶粒的 硬质合金的方法的一个例子是，制备粉末原料、混合并研磨粉末原料、 压制、烧结并进行热等静压(HIP)。关于WC粉末，优选使用超细 晶粒粉末，更具体地说，使用不超过0.5微米、特别是不超过0.2微 米的超细晶粒粉末。这种超细晶粒WC粉末可以采用直接碳化法而 得到，其中将氧化钨直接碳化而得到超细并且均匀的WC颗粒。而 且，通过混合和研磨粉末原料，可以将WC颗粒加工得更小。除了 WC粉末以外，还要制备用于抑制晶粒长大的含有Cr、Ti和V(V 是按需加入的)的粉末，并制备作为粘结相的铁族金属粉末。Cr、 Ti和V可以以金属单质、化合物、复合化合物或固溶体的形式加入。 化合物和复合化合物的例子包括：由选自碳、氮、氧和硼中的至少一 种元素与Cr、Ti或V所形成的化合物。也可以使用市售可得的粉末。 可以将这些粉末预先混合，再另外进行进一步的混合和研磨。可供选 用的另一种方式是，可以分别制备这些粉末，并在混合和研磨步骤中 将其混合。可以通过测量来控制Ti含量，但是也可以(例如)用具 有Ti涂层的球磨机进行混合并控制混合时间。将经过混合和研磨的 物料在预定压力(例如500-2000kg/cm2)下进行压制，并在真空中进 行烧结。优选的是，烧结温度低到可以使WC晶粒长大受到限制的 温度。更具体地说，优选的温度是1300-1350℃。在本发明中，在烧 结之后进行HIP，以提高硬度、横断裂强度和韧性。具体地说，HIP 的条件是：温度类似于烧结温度(1300-1350℃)；压力为10-100MPa， 优选为约100MPa(1000atm)。通过以这种方式进行HIP处理，即 使采用低温烧结也可以得到具有上述优异特性的硬质合金。
本发明的硬质合金适合于用作诸如切削工具或耐磨工具之类的 加工工具的基材。切削工具的例子包括：回转工具，如钻头、端铣刀、 回转器(rotor)和铰刀；用于印刷电路板的回转工具，如微型钻头； 以及车刀，如用于车削铝、铸铁和铸钢的工具，以及精加工用可转位 刀头。本发明的优势是可用于高精度加工应用中，例如可用于加工要 求尖锐边缘的电气和电子装置。耐磨工具的例子包括：诸如旋转刀的 切割工具和诸如冲孔模的冲孔工具。在其整个基材都使用本发明的硬 质合金的加工工具中，粗WC的量是在整个基材中而不是在部分基 材中得以减少，这使得断裂源最少化，从而得到改进的耐破损性和耐 断裂性。而且，WC在整个基材中都是均匀细化的，这样可以得到增 强的强度和良好的加工性。
微型钻头是用于在印刷电路板和类似制品中进行钻孔的工具。 直径非常小(例如钻头直径为0.1-0.3mm)的微型钻头变得越来越重 要。对于诸如上述的非常小的直径而言，整个基材的合金结构必须微 细而均匀，否则由于结构中的粗硬质相成为断裂源，而易于发生破损 和断裂。因此，当使用本发明的细晶粒硬质合金作为微型钻头的基材 时，由于本发明的硬质合金所具有的特性，因此有望提供比传统技术 更为优异的切削性能。而且，由于本发明的硬质合金具有优异的强度 和韧性以及耐磨性，因此可以在诸如不锈钢板的材料上进行钻孔，而 传统的微型钻头在碰到该材料时将断裂。此外，当使用本发明的硬质 合金时，可以制成超细钻头(例如，钻头直径为0.05mm(50微米))。
在使用本发明的硬质合金的车刀中，预计可以防止切削刃突然 破裂等问题，从而提高耐破碎性，而硬度的提高预计可增强耐磨性， 从而获得优异的切削性能。
上述的本发明的硬质合金中含有Ti(通常几乎从不被用作晶粒 长大抑制剂)，同时不存在Ta(一直被用作晶粒长大抑制剂)。在 本发明的硬质合金中，粘结相、Cr和Ti的量被设定成使得硬质相的 晶粒长大受到有效的抑制。硬质相被均匀地细化，并且粗颗粒的数量 被减少。结果，在使用本发明的硬质合金的各种加工工具中，通过硬 质相的均匀细化，可以减少由于微观结构中存在着粗硬质相而导致的 突然破损和断裂，同时可以提高强度。因此可以同时得到高强度和高 韧性。结果，本发明的硬质合金可以用于多种加工场合，例如旋转切 削、精密切削、车削以及要求耐磨性的加工。
实施本发明的最佳方式
下面将描述本发明的实施方式。
(例1)
准备平均粒径为0.5微米的WC粉末原料、平均粒径为1微米 的Co粉末原料、成分如表1所示的Cr、V、Ti、Ta的化合物粉末、 以及适量的C(碳)粉。按照表1所示的量(质量％＝质量百分数) 混合这些原料，然后在球磨机中研磨并混合48小时。在使用喷雾干 燥器干燥和造粒后，在1000kg/cm2的压力下压制混合物。然后，将 所得物在真空中升温到1350℃的烧结温度，并在此烧结温度下烧结1 小时。接着在1320℃和100MPa下进行1小时的HIP处理，得到硬 质合金测试样品No.1-27。对于每个测试样品，制备跨距为20mm的 JIS试样片、用于评价维氏硬度Hv的样品、用于观察结构的样品以 及用于测量成分的样品。
另外，制备以下与测试样品No.6具有相同成分的测试样品： WC平均粒径不同的样品(测试样品No.50)、用Ni取代部分Co 的样品(测试样品No.51)、使用预混粉末的样品(测试样品No.52)、 未进行HIP的样品(测试样品No.53)。在测试样品No.50中，准 备平均粒径为1.0微米的WC粉末原料、平均粒径为1微米的Co粉 末原料、成分如表1所示的Cr和Ti的化合物粉末、以及适量的C 粉。按照表1所示的量混合这些原料，然后在球磨机中研磨并混合 48小时。然后，如上所述，进行干燥、造粒和压制，并将所得物在 1400℃的烧结温度下烧结。测试样品No.51是在与测试样品No.1-27 相同的条件下制备的，不同之处在于，测试样品No.51中使用平均 粒径为1微米的Co粉末原料和Ni粉末原料。测试样品No.52是在 与测试样品No.1-27相同的条件下制备的，不同之处在于，测试样 品No.52中，成分如表1所示的粉末是预先混合的。在测试样品No. 52中，准备其成分如表1所示的粉末。按照表1所示的量混合这些 粉末，然后在球磨机中研磨并混合48小时。接着，如上所述，进行 干燥、造粒和压制，并将所得物在1450℃的烧结温度下烧结。
[表1]

为了确定所得到的测试样品中的Cr、Ti、Ta和V的含量，使用 用于测量成分的样品进行ICP分析。测定Cr与粘结相(Co或Co+Ni) 的重量(质量百分数)的重量比，同样确定V的重量比。表1示出 Ti的分析值、Cr与Co的重量比以及V与Co的重量比。对于没有添 加VC或TaC的测试样品(在表1中用短线表示)，没有检测到V 或Ta。
使用用于观察结构的样品，用Fullman方程测定合金中的硬质 相(WC的平均粒径(微米)。使用SEM(3000×)进行观察，单位 长度和单位面积分别是1微米和1平方微米。此外，使用用于评价维 氏硬度Hv的样品来测量维氏硬度Hv。此外，使用JIS试样片来进行 横断裂强度测试并确定横断裂强度。在这些测试中，横断裂强度测量 是对每个测试样品测量10片，并确定10片样品的平均横断裂强度值 (GPa)和最小值(GPa)。在这些横断裂强度试验的评价中，当平 均值和最小值之差较大时，可以说横断裂强度的变化较大，这表明其 结构中存在着易于形成断裂源并且易于断裂的粗硬质相。结果显示于 表2中。
[表2]
测试样品 No. 粒径 (μm) 平均横断裂 强度 (GPa) 最小横断裂 强度 (GPa) 硬度Hv 1 0.08 2.7 2.3 20.1 2 0.15 3.0 2.7 19.3 3 0.17 3.8 3.4 19.7 4 0.14 4.4 4.2 19.5 5 0.13 4.3 4 19.6 6 0.20 4.8 4.3 18.5 7 0.28 5.2 4.6 15.2 8 0.42 3.9 3.6 13.4 9 0.35 3.8 3.5 17.6 10 0.26 4.5 4.3 18.1 11 0.20 4.7 4.6 18.7 12 0.31 3.6 3.1 18.9 13 0.38 3.3 2.9 19.1 14 0.37 4.2 3.4 18.1 15 0.26 4.4 4.3 18.6 16 0.22 4.6 4.3 18.8 17 0.12 4.6 4.4 19.1 18 0.09 4.6 4.5 19.5 19 0.10 4.2 3.2 19.7 20 0.35 3.5 3.0 17.9 21 0.42 3.3 2.8 17.2 22 0.48 3.2 2.8 16.4 23 0.14 4.9 4.8 19.8 24 0.12 5.0 4.8 20.3 25 0.10 5.3 5.0 20.4 26 0.09 4.7 4.5 19.8 27 0.10 4.5 4.4 20.0 50 0.58 3.3 2.8 17.3 51 0.20 4.4 4.0 17.9 52 0.19 4.9 4.7 18.6 53 0.39 4.5 3.9 18.0
如表2所示，在测试样品No.4-7、10-11、15-18、23-27、51和 52(其中都使用预定量的铁族金属作为粘结相，并含有痕量的Ti以 及含有占粘结相预定比例的Cr)中，WC的平均粒径都非常小，均 不超过0.3微米，并且硬度高。此外还可以看出，在这些样品中，平 均横断裂强度都高，同时横断裂强度的变化都小。总体而言，随着粒 径减小，硬度趋于增大，而横断裂强度趋于减小。但是，可以看出， 测试样品No.4-7、10、11、15-18、23-27、51和52都是既具有优异 的硬度，又具有优异的横断裂强度。特别的是，可以看出，测试样品 No.23-27(都含有预定量的V)具有优异的横断裂强度和优异的硬 度。
通过比较测试样品No.1-8可以看出，粘结相含量影响强度。通 过比较测试样品No.6、测试样品No.9-13可以看出，Ti含量影响对 WC晶粒长大的抑制作用。通过比较测试样品No.6、测试样品No. 14-19可以看出，Cr含量影响横断裂强度的变化。由于测试样品No. 14和测试样品No.19的横断裂强度的变化程度都较大，据此推测其 中存在着作为断裂源并断裂的粗硬质相。更具体地说，可以看出， Cr含量有助于对WC晶粒长大的抑制作用。通过比较测试样品No.6、 测试样品No.20-23可以看出，Ta的存在会影响对WC晶粒长大的抑 制作用。
通过比较测试样品No.6和测试样品No.50可以看出，使用较 细的粉末原料得到较细的WC，从而得到高强度高硬度的硬质合金。 通过比较测试样品No.6和测试样品No.51可以看出，粘结相中单使 用Co使得硬质合金具有优异的特性。通过比较测试样品No.6和测 试样品No.52可以看出，可以使用不同的粉末。通过比较测试样品 No.6和测试样品No.53可以看出，低温烧结和HIP处理可以使细硬 质合金具有优异的特性。
(例2)
按照测试样品No.1-27的成分，使用粉末原料制备直径为0.3mm 的微型钻头。与例1一样，将粉末研磨、混合、干燥和造粒。接着， 将所得物压制成直径为3.5mm的棒，并在1350℃下烧结。在1320℃ 下进行HIP处理，并进行外部磨削(开槽)，由此得到微型钻头。
使用所制的微型钻头进行钻孔(通孔)试验，并评价切削情况。 工件是由两块印刷电路板(每块厚度为1.6mm)叠放而形成的，总厚 度达到3.2mm，所述印刷电路板是由玻璃层和环氧树脂层交替而成的 4层叠层板(如ANSI定义的FR-4型覆铜箔层压板)。在旋转速度N ＝150,000rpm、进给量f＝15微米/转、并且没有切削油(干式切削) 的条件下进行切削。基于直到破裂时所钻的孔数来评价切削情况。结 果显示在表3中。
[表3]
测试样品 No. 加工数量 1 5060 2 5380 3 5690 4 6050 5 6000 6 6230 7 6180 8 5360 9 5290 10 6110 11 6290 12 5380 13 5200 14 5440 15 6180 16 6310 17 6350 18 6400 19 5660 20 5420 21 5080 22 5110 23 6680 24 6760 25 6580 26 6490 27 6190
如表3所示，由测试样品No.4-7、10-11、15-18、23-27、51和 52(其中都使用预定量的铁族金属作为粘结相，并含有痕量的Ti以 及含有占粘结相预定比例的Cr)制成的微型钻头，都具有优异的抗 断裂性，即具有优异的韧性。这些结果的原因可能是，这些微型钻头 中几乎没有粗WC。由此可以看出，由本发明的硬质合金制成的切削 工具可具有优异的抗断裂性和得到改善的工具使用寿命。
(例3)
按照例1中的测试样品No.1-27的成分，使用粉末原料制备 TNGG160404R-UM可转位刀头。进行切削试验并评价切削情况。工 件使用铝材(ADC12)。在切削速率V＝500m/分钟、进给量f＝0.1mm/ 转、切削深度d＝1.0mm、并且使用切削液(湿式切削)的条件下进 行切削。基于切削15小时后的后刀面磨损(VB磨损)来评价切削情 况。结果确认，对于由测试样品No.4-7、10-11、15-18、23-27、51 和52(其中都使用预定量的铁族金属作为粘结相，并含有痕量的Ti 以及含有占粘结相预定比例的Cr)制成的刀头，其磨损量都很低。 这些结果被认为是由于这些刀头的硬质相被均匀细化而造成的。由此 可以看出，由本发明的硬质合金制成的切削工具可具有优异的耐磨性 和得到改善的工具使用寿命。
(例4)
按照测试样品No.1-27的成分，使用粉末原料制备冲孔模。进 行耐磨性试验以评价耐磨性。在本试验中，在厚度为0.2mm的不锈 钢板中冲出直径为1.0mm的冲孔。在进行预定数量的冲孔操作之后， 对冲孔模的磨损进行评价。结果发现，对于由测试样品No.4-7、 10-11、15-18、23-27、51和52(其中都使用预定量的铁族金属作为 粘结相，并含有痕量的Ti以及含有占粘结相预定比例的Cr)制成的 冲孔模，其磨损量都较低，并且都具有优异的强度。
工业实用性
本发明的硬质合金适合于要求耐磨性、强度和韧性的各种工具 材料。更具体地说，本发明适合应用于耐磨工具和切削工具，例如回 转工具、用于加工印刷电路板的回转工具、车刀、切割工具和冲孔工 具。特别的是，本发明适合于微型制造应用中所使用的工具材料，例 如，电子工业所用的微型制造工具(诸如在印刷电路板中钻孔用的直 径非常小的钻头(微型钻头)和类似工具)，以及用于加工在微型机 械制造中使用的零件的工具。而且，本发明的加工工具适合在切削和 耐磨加工中使用。
[专利文献1]日本专利公开No.昭61-195951
[专利文献2]日本专利公开No.2001-115229