(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
ＷＣ相と、ＷＣ以外の周期表第４、５、６族金属の１種以上の炭化物または炭窒化物からなるＢ１型固溶相と、鉄族金属の１種以上よりなる結合相との超硬合金を基体とする切削工具であって、
前記基体の表面からの深さが５〜１００μｍまでの領域に前記Ｂ１型固溶相が存在しない表面領域が存在し、該表面領域の直下における前記Ｂ１型固溶相の平均粒径が前記基体の内部における前記Ｂ１型固溶相の平均粒径よりも大きいとともに、前記Ｂ１型固溶相の少なくとも一部は、チタンを多く含む外周部とチタンおよびタングステン以外の周期表第４、５、６族金属を多く含む芯部とから構成された有芯構造を構成しており、前記表面領域の直下における前記Ｂ１型固溶相は前記基体の内部における前記Ｂ１型固溶相に比べて前記有芯構造を構成する割合が高い切削工具。
【請求項２】
前記表面領域の直下における前記Ｂ１型固溶相の平均粒径ｄ１と前記基体の内部における前記Ｂ１型固溶相の平均粒径ｄ２との比（ｄ１／ｄ２）が１．２〜３である請求項１記載の切削工具。
【請求項３】
前記Ｂ１型固溶相が炭化チタンを含み、かつ前記超硬合金全体に対する炭化チタンの含有量が０．０５〜１．０質量％である請求項１または２記載の切削工具。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は切削工具に関し、特に耐塑性変形性に優れ、高靭性を有し、かつ耐摩耗性に優れた超硬合金からなる切削工具に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来から金属の切削加工に広く用いられている超硬合金は、炭化タングステンを主体とする硬質相と、コバルト等の鉄族金属の結合相に対して、周期表第４、５、６族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物等の固溶相であるＢ１型固溶体を分散せしめた系が知られている。
【０００３】
例えば、特許文献１では、ＷＣと、Ｃｏ等Ｆｅ基のバインダ相と、平均粒径が１μｍ未満のγ相（（Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗ）Ｃ粉末から形成される相）とを有する被覆超硬合金の基体表面に、実質的にγ相のないバインダ相に富む表面領域を存在させることが開示されている。
【０００４】
また、特許文献２では、平均粒径０．２〜０．８μｍのＷＣ粒子と平均粒径１．２〜３μｍのＢ１型固溶相粒子とからなる硬質相を鉄族金属が主体の結合相で結合し、合金表面にはＢ１型固溶相粒子の存在量が合金内部に対して少ない表面領域を有する超硬合金が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２００６−３２８５２９号公報
【特許文献２】特開２００４−２５６８６１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、Ｂ１型固溶体相を含有する超硬合金において、特許文献１や特許文献２に記載されているように、単純に焼結体の表面においてＢ１型固溶体相のない表面領域を形成しても、鋳鉄の切削等のように突発的な欠損が発生しやすい切削加工に用いた場合には、耐衝撃性が不十分であり、突発的な欠損を十分に抑制できないという問題があった。
【０００７】
本発明は、上記問題点を解決するためになされたものであり、その目的は、突発的な欠損を抑制して、安定した切削性能を発揮することができる切削工具を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明の切削工具は、ＷＣ相と、ＷＣ以外の周期表第４、５、６族金属の１種以上の炭化物または炭窒化物からなるＢ１型固溶相と、鉄族金属の１種以上よりなる結合相との超硬合金を基体とする切削工具であって、前記基体の表面からの深さが５〜１００μｍまでの領域に前記Ｂ１型固溶相が存在しない表面領域が存在し、該表面領域の直下における前記Ｂ１型固溶相の平均粒径が前記基体の内部における前記Ｂ１型固溶相の平均粒径よりも大きいとともに、前記Ｂ１型固溶相の少なくとも一部は、チタンを多く含む外周部とチタンおよびタングステン以外の周期表第４、５、６族金属を多く含む芯部とから構成された有芯構造を構成しており、前記表面領域の直下における前記Ｂ１型固溶相は前記基体の内部における前記Ｂ１型固溶相に比べて前記有芯構造を構成する割合が高いものである。
【０００９】
ここで、前記表面領域の直下における前記Ｂ１型固溶相の平均粒径ｄ１と前記基体の内部における前記Ｂ１型固溶相の平均粒径ｄ２との比（ｄ１／ｄ２）が１．２〜１０であることが望ましい。
【００１０】
また、前記Ｂ１型固溶相が炭化チタンを含み、かつ前記超硬合金全体に対する炭化チタンの含有量が０．０５〜１．０質量％であることが望ましい。
【発明の効果】
【００１２】
本発明の切削工具によれば、超硬合金の表面にＢ１型固溶相が存在しない表面領域を有するとともに、この表面領域の直下におけるＢ１型固溶相の平均粒径が内部におけるＢ１型固溶相の平均粒径よりも大きいことによって、高温硬度が高くかつ耐熱衝撃性の高い超硬合金となる結果、切削工具として安定した切削が可能となる。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】本発明の切削工具の一例についての鏡面研磨断面における波長分散型分光分析によるＴｉ成分の濃度分布を示すマッピング写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
本発明の切削工具について、その一例についての鏡面研磨断面における波長分散型分光分析によるＴｉ成分の濃度分布を示すマッピング写真である図１を基に説明する。
【００１５】
図１に示す超硬合金（基体）１は、ＷＣ相２、結合相３、Ｂ１型固溶相４から形成されている。また、図１によれば、基体１の表面には、Ｔｉを含む被覆層６が形成されている。
【００１６】
ここで、図１によれば、基体１の表面からの深さが５〜１００μｍまでの領域にＢ１型固溶相４が存在しない表面領域５が存在し、表面領域５の直下におけるＢ１型固溶相（以下、表面領域直下Ｂ１型固溶相と略す。）４ａの平均粒径が基体１の内部におけるＢ１型固溶相（以下、内部Ｂ１型固溶相と略す。）４ｂの平均粒径よりも大きくなっている。これによって、基体１は高温硬度が高くかつ耐熱衝撃性の高いものとなる結果、切削工具として安定した切削が可能となる。
【００１７】
すなわち、表面領域５が存在しないと超硬合金の耐熱衝撃性が低下する。また、表面領域５の深さが１００μｍを超えると基体１の耐塑性変形性が低下し、切刃における変形が発生して切削加工精度が低下する。また、表面領域直下Ｂ１型固溶相４ａの平均粒径が内部Ｂ１型固溶相４ｂの平均粒径以下のサイズであると、切削工具の突発的な欠損が発生しやすくなる。
【００１８】
ここで、表面領域直下Ｂ１型固溶相４ａの平均粒径ｄ１と内部Ｂ１型固溶相４ｂの平均粒径ｄ２との比（ｄ１／ｄ２）が１．２〜１０であることが、安定した切削加工が行える点で望ましい。比（ｄ１／ｄ２）の望ましい範囲は５〜１０である。なお、表面領域直下Ｂ１型固溶相４ａの平均粒径ｄ１の望ましい範囲は３〜１５μｍであり、内部Ｂ１型固溶相４ｂの平均粒径ｄ２の望ましい範囲は０．８〜２μｍである。
【００１９】
また、Ｂ１型固溶相４が炭化チタンを含み、かつ基体１の全体に対する炭化チタンの含有量が０．０５〜１．０質量％であることが、前記比（ｄ１／ｄ２）を１．２〜１０に制御するために望ましい。
【００２０】
なお、基体１の組織観察において、Ｂ１型固溶相４が１〜２０面積％の割合で存在することが、基体１の高温硬度を高めることができるとともに、基体１の靭性を低下させることなく耐塑性変形性を向上させるのに好ましい。基体１の内部におけるＢ１型固溶相４の面積比率の望ましい範囲は１〜８面積％であり、表面領域５におけるＢ１型固溶相４の面積比率は内部におけるそれよりも多く、望ましい範囲は４〜１０面積％である。
【００２１】
さらに、Ｂ１型固溶相４の少なくとも一部が、チタンを多く含む外周部とチタンおよびタングステン以外の周期表第４、５、６族金属を多く含む芯部とから構成された有芯構造を構成している場合には、Ｂ１型固溶相４の熱伝導率が向上することから、焼結体１の放熱性が高くて耐熱衝撃性が向上する。
【００２２】
なお、本発明の基体１のＢ１型固溶相４について有芯構造であるか否かを確認するには、図１のように走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）に付随する波長分散型分光分析によるＢ１型固溶体元素のマッピングによって確認することができる。また、別の方法としては、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）の反射電子像（ＢＥＩ）で鏡面加工された基体１の断面組織を観察し、観察される各Ｂ１型固溶相４について均一な色調であるかどうかを確認することにより芯部と外周部とからなる有芯構造をなしているかどうかを確認できる。ここで、芯部は外周部よりも白く見えるが、その理由は、芯部を構成する元素の質量が外周部を構成する元素の質量よりも大きいためである。また、有芯構造である場合の芯部と周辺部とにおけるＴｉ比率を算出するには、オージェ電子分光法（ＡＥＳ）による点分析により、各金属元素の存在比率を測定することによって算出できる。
【００２３】
ここで、Ｂ１型固溶相４のうち、表面領域直下Ｂ１型固溶相４ａは内部Ｂ１型固溶相４ｂに比べて、有芯構造を構成する割合が高いことが、表面からの耐熱衝撃吸収効果を高める点で重要である。内部において有芯構造をなすＢ１型固溶相４ｂの望ましい割合は１０〜３０％であり、表面領域５において有芯構造をなす表面領域直下Ｂ１型固溶相４ａの望ましい割合は４０〜１００％である。
【００２４】
なお、本発明の基体１のＢ１型固溶相４に含まれる金属成分を測定する際には、オージェ電子分光法（ＡＥＳ）、または透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）による元素分析を用いて、１つのＢ１型固溶相４において任意３箇所における点分析を行い、その平均値を各Ｂ１型固溶相４の各金属含有量とする。さらに、任意５つのＢ１型固溶相４の各金属含有量を同様に分析し、その平均値を基体１のＢ１型固溶相４に含まれる各金属含有量として算出する。また、基体１の全体に含まれる各金属含有量は、赤外線吸収法により基体１を粉砕した粉末から任意で３回測定分の粉末試料を作製し、３回測定した平均値をその超硬合金の各金属含有量とする。そして、同様に測定した３つの超硬合金試料の平均値を基体１の各金属含有量として算出する。
【００２５】
（製造方法）
上述した本発明の切削工具を構成する超硬合金の製造方法の一例について説明する。まず、炭化タングステン（ＷＣ）粉末に対して、金属コバルト（Ｃｏ）粉末を５．０〜１５．０質量％と、Ｂ１型固溶相を形成するための化合物粉末として、炭化チタン粉末を０．０５〜１質量％、他のＢ１型固溶相を形成するための化合物粉末を０〜３質量％の比率で調合する。
【００２６】
この調合した粉末に溶媒を加えて、所定時間混合・粉砕してスラリーとした後、このスラリーにバインダを添加してさらに混合し、スプレードライヤー等を用いてスラリーを乾燥しながら混合粉末の造粒を行う。次に、造粒された顆粒を用いてプレス成形により切削工具形状に成形を行う。
【００２７】
その後、焼成炉にて窒素ガス雰囲気下にて脱脂を行った後、窒素ガス雰囲気のまま焼成炉を昇温し、６００〜１０００℃の温度で焼成炉内の雰囲気を窒素ガス雰囲気から真空雰囲気に切り替え、１３５０〜１６００℃の焼成温度に上げて、この１３５０〜１６００℃で０．５〜２時間焼成して超硬合金を作製することができる。
【００２８】
また、Ｂ１型固溶相を形成するための原料粉末の調合割合としては、炭化チタン（ＴｉＣ）：０．０５〜１質量％、炭化タンタル（ＴａＣ）：０〜０．３質量％、炭化クロム（Ｃｒ３Ｃ２）：０〜０．３質量％の組成が特に好適であり、表面領域直下Ｂ１型固溶相４ａの平均粒径ｄ１を内部Ｂ１型固溶相４ｂの平均粒径ｄ２よりも確実に大きくすることが可能である。詳細は明らかでないが、Ｂ１型固溶相の形成過程は、焼成において結合相を形成するコバルトが液相に変化し、Ｂ１型固溶相を形成するための化合物粉末が液化した結合相に溶解して再析出する際に固溶相を形成することから、再析出時における溶解した化合物粉末の溶解度の変化が影響していると考えられる。すなわち、液化した結合相に溶解している各金属成分の濃度が、芯部形成時と周辺部形成時とで異なっているため、芯部形成時はＴｉ以外の金属炭化物の濃度が高いために芯部には周辺部よりもＴｉ以外の金属成分が多く存在し、周辺部形成時はＴｉの濃度が高いために周辺部には芯部よりもＴｉが多く存在すると考えられる。
【００２９】
そして、作製された超硬合金について、所望によって超硬合金の表面を研磨加工したり、切刃部にホーニング加工を施す。さらに、所望によって、超硬合金の表面に化学気相蒸着（ＣＶＤ）法や、物理気相蒸着（ＰＶＤ）法によって、公知の硬質被覆層を成膜して切削工具としてもよい。特にＣＶＤ法によって成膜した場合には、超硬合金からなる基体に塑性変形が生じることがないので、硬質被覆層が超硬合金からなる基体の塑性変形量に追従できずに超硬合金と硬質被覆層との界面から剥離してしまうこともなく、耐摩耗性・耐欠損性とも優れるものとなる。
【実施例】
【００３０】
平均粒径０．８μｍの炭化タングステン（ＷＣ）粉末、平均粒径１．２μｍの金属コバルト（Ｃｏ）粉末および平均粒径１〜２μｍの表１に示す化合物粉末を表１に示す比率で調合して、これに溶媒を加えて混合・粉砕した後、保形剤を添加してさらに混合し、できたスラリーをスプレードライヤーに投入して造粒粉末を作製した。次に、この造粒粉末を用いて、プレス成形により切削工具形状（ＣＮＭＡ１２０４１２）に成形を行い、焼成炉にて窒素ガス雰囲気中、４５０℃で２時間脱脂を行った後、表１に示す温度および時間でガス雰囲気の切り替えおよび焼成を行い、その後に表１に示す条件で焼成して超硬合金を作製した。
【００３１】
そして、上記ＣＮＭＡ１２０４１２の略平板形状の超硬合金の表面に対して、両主面を研磨加工し、さらに切刃部にホーニング加工を施した。さらに、この加工した超硬合金の表面に化学気相蒸着（ＣＶＤ）法によって、０．５μｍの窒化チタン（ＴｉＮ）膜、９．０μｍの柱状の結晶構造をなす炭窒化チタン（ＴｉＣＮ）膜、３μｍのα型酸化アルミニウム（Ａｌ２Ｏ３）膜の被覆層を順次成膜した。
【００３２】
得られた工具について、超硬合金の鏡面研磨加工面について走査型電子顕微鏡による３０００倍写真を撮影し、これをルーゼックスにより画像解析することによって、Ｂ１型固溶相の面積％を算出した。なお、任意の３箇所の平均値を超硬合金に含まれるＢ１型固溶相の面積％とした。結果は表２に示した。
【００３３】
また、波長分散型分光分析法にて、焼結体中の金属量を１つの焼結体について３回ずつ３つの焼結体について測定し、３つの焼結体の平均値を超硬合金の金属量として算出した。また、鏡面加工された超硬合金の断面組織を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）の反射電子像（ＢＥＩ）で観察し、観察される各Ｂ１型固溶相について均一な色調であるかどうかを確認することにより芯部と外周部との有芯構造をなしているかどうかを確認した。そして、Ｂ１型固溶相が有芯構造であった試料については、波長分散型電子分光分析によって芯部の任意３箇所および周辺部の任意３箇所を測定し、有芯構造を有しない場合はＢ１型固溶相の任意３箇所を測定した。なお、任意の５つのＢ１型固溶相を測定して平均値とした。
【００３４】
【表１】
0005460301.tif 000002
【００３５】
【表２】
0005460301.tif 000003
【００３６】
そして、この工具を用いて下記の条件により、連続切削試験および強断続切削試験を行い、耐摩耗性および耐欠損性を評価した。
【００３７】
（摩耗試験）
被削材  ：ＦＣＤ７００
工具形状：ＣＮＭＡ１２０４１２
切削速度：３００ｍ／分
送り速度：０．３ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：１．５ｍｍ（３秒切削毎に切込み変動）
切削時間：６分
切削液  ：エマルジョン１５％＋水８５％混合液
評価項目：顕微鏡にて切刃を観察し、逃げ面摩耗量の測定と刃先状態の確認
（強断続切削条件）
被削材  ：ＦＣＤ７００
工具形状：ＣＮＭＡ１２０４１２
切削速度：１５０ｍ／分
送り速度：０．１５〜０．３ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：１．５ｍｍ
切削液  ：エマルジョン１５％＋水８５％混合液
評価項目：衝撃回数２０００回以内に欠損した試料の個数(評価数２０個）
および衝撃回数２０００回で欠損しなかった試料の刃先状態の確認
結果は表３に示した。
【００３８】
【表３】
0005460301.tif 000004
【００３９】
表１〜３に示す結果より、表面領域が存在しない試料Ｎｏ．７では、チッピングが多発した。また、表面領域直下Ｂ１型固溶相の平均粒径と内部Ｂ１型固溶相の平均粒径が同じ試料Ｎｏ．８〜１２でも、突発欠損が発生する頻度が高かった。
【００４０】
これに対して、表面領域直下Ｂ１型固溶相の平均粒径が内部Ｂ１型固溶相の平均粒径よりも大きい試料Ｎｏ．１〜５では、突発欠損の発生が抑制されて安定した切削加工が可能であった。なお、試料Ｎｏ．６は、本発明の参考例を示す試料である。
【符号の説明】
【００４１】
１：超硬合金（基体）
２：ＷＣ相
３：結合相
４：Ｂ１型固溶相
４ａ：表面領域直下Ｂ１型固溶相
４ｂ：内部Ｂ１型固溶相
５：表面領域
６：被覆層
【図１】
0005460301.tif 000005