(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
ＣｏまたはＣｏ主体とした結合相金属を有するＷＣ基超硬合金からなる基体の表面に、
元素周期律表の４ａ，５ａ，６ａ族元素及びＡｌの炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物並びにそれら２種以上の固溶体の群から選ばれる１種以上の被覆物質からなる硬質セラミック層を被覆する方法において、
（１）切削工具基体を所望の形状に研削加工し、
（２）その基体表面を酸またはアルカリで洗浄し、
（３）かかる洗浄によって基体表面に生じた脆化層を除去した後、
（４）前記硬質セラミック層をＰＶＤ法によって被覆する
ことを特徴とする超硬合金構造体の製造方法。
【請求項２】
前記硬質セラミック層がＴｉＮ、ＴｉＣＮ又は（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎのいずれかからなる請求項１に記載の超硬合金構造体の製造方法。
【請求項３】
前記脆化層をブラスト法によって除去することを特徴とする請求項２に記載の超硬合金構造体の製造方法。
【請求項４】
前記ブラスト法にて使用する砥粒の粒径が５０μｍ以下であることを特徴とする請求項３に記載の超硬合金構造体の製造方法。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれかに記載した超硬合金構造体の製造方法において、前記基体として超硬工具用基体を用いる超硬工具の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、超硬合金構造体、その製造方法及びそれを用いた切削工具に属する。この超硬合金構造体は、耐摩耗性と耐欠損性の要求される過酷な条件で使用される切削工具に好適である。
【０００２】
【従来の技術】
炭化タングステン（ＷＣ）を主成分とする硬質相粒子をコバルト（Ｃｏ）、（Ｎｉ）等の鉄族金属からなる結合相金属と共に焼結したＷＣ基超硬合金は、セラミックに比べて高靱性ではある。しかし、これを現在実用化されている高速切削加工に要求される切削工具としてそのまま用いるには、耐熱性、耐磨耗性、耐腐食性が不十分であるので、基材表面に元素周期律表の４ａ族金属又はＡｌの化合物、例えばアルミナ（Ａｌ2Ｏ3）、酸窒化アルミ（ＡｌＯＮ）、窒化アルミ（ＡｌＮ）、窒化チタン（ＴｉＮ）、炭窒化チタン（ＴｉＣＮ）、炭化チタン（ＴｉＣ）、窒化ジルコニウム（ＺｒＮ）、窒化ハフニウム（ＨｆＮ）等の硬質セラミック層を一層又は複数層被覆して用いる場合が多い。
【０００３】
ところで、被覆される硬質セラミック層がアルミナのような絶縁性を呈する物質の場合は気相化学蒸着法（ＣＶＤ法）によって形成するのが一般的である。一方、被覆される硬質セラミック層がチタン化合物例えば窒化チタンの様な導電性を呈する物質の場合は、ＣＶＤ法のほか、アーク蒸着、スパッタリング、イオンプレーティング等のＰＶＤ法によっても形成できる。
【０００４】
しかし、ＣＶＤ法の場合は、原料ガスを１０００℃程度の高温に加熱して基体表面に硬質セラミック層を膜状に析出させるので、冷却後の硬質セラミック層表面には引っ張り応力が働く関係となり、基体自体の抗折強度を弱め、切削工具においては刃先に欠損を生じやすくするという欠点がある。
【０００５】
一方、ＰＶＤ法は、硬質セラミック層を形成する反応温度が４００〜５００℃程度と低く、また基材加熱温度も低いのでかかる欠点がなく、切削工具の被覆に好んで用いられてきている。しかも、冷却後の硬質セラミック層には０．１〜１ＧＰａ程度の圧縮応力が残留する。基体表面に形成された硬質セラミック層に圧縮応力がかかっていると、硬質セラミック層のひび割れの進行は低下し、耐欠損性に有利である。
【０００６】
ところで、上述のようにＷＣ基超硬合金の結合相金属としては主にＣｏ，Ｎｉが用いられている。このうち、Ｎｉを結合金属相として用いる場合には、耐腐食性が高い点でＣｏを用いるものよりも優れる。しかし、耐熱性や硬度の点で劣るので、切削工具用基材としてはＣｏまたはＣｏを主とした結合金属相を用いたＷＣ基超硬合金が好んで用いられる。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
ところが、このＣｏを結合相金属として用いたＷＣ基超硬合金においては、ＰＶＤ法にて硬質セラミック層を被覆すると、突発的に硬質セラミック層が剥離することがある。特に、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ等のＴｉの化合物からなる硬質セラミック層を被覆した場合に突発的剥離が生じやすいことが判った。
【０００８】
そこで、硬質セラミック層に強い圧縮応力が働くと、この層が剥離しやすくなると考えられたので、この層の残留圧縮応力を低くするため、この層の厚みを１μｍ以下に薄く形成したが、かかる突発的剥離を根絶することはできなかった。
【０００９】
一方、Ｎｉを結合相金属として用いたＷＣ基超硬合金に同様に硬質セラミック層を被覆した場合には、このような突発的剥離は生じにくい。このことから、Ｎｉに比してＣｏは腐食しやすいため、所定形状に研削加工後ＰＶＤ処理の前に行う酸またはアルカリ洗浄処理において、表面部分の結合相からＣｏが除去されて減少し、相対的にＷＣ基超硬合金の粒子が多く、結合相金属が少なくなった加工層（脆化層）が、発生したためであると考えられた。
【００１０】
本発明はかかる不具合を解決するためになされたものであって、安定した耐剥離性を有する硬質セラミック層を被覆したＣｏを結合相金属とするＷＣ超硬合金構造体を提供することにある。
また、本発明の他の目的は、かかるＷＣ超硬合金構造体を製造する方法を提供することにある。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明の目的は、
ＣｏまたはＣｏ主体とした結合相金属を有するＷＣ基超硬合金からなる基体の脆化層を除去した表面に、
元素周期律表の４ａ，５ａ，６ａ族元素及びＡｌの炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物並びにそれら２種以上の固溶体の群から選ばれる１種以上の被覆物質からなる硬質セラミック層を、
直接被覆してなる超硬合金構造体
によって達成される。
【００１２】
すなわち、本発明の超硬合金構造体は、
ＣｏまたはＣｏ主体とした結合相金属を有するＷＣ基超硬合金からなる基体の表面に、
元素周期律表の４ａ，５ａ，６ａ族元素及びＡｌの炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物並びにそれら２種以上の固溶体の群から選ばれる１種以上の被覆物質からなる硬質セラミック層を、
脆化層を介することなく直接被覆してなるものである。
ここで脆化層とは、基体表面のうちで基体内部に比べて結合金属相量が何らかの事情により３０％以下に減った部分を言う。
【００１３】
本発明の超硬合金構造体を製造する適切な方法は、
ＣｏまたはＣｏ主体とした結合相金属を有するＷＣ基超硬合金からなる基体の表面に、
元素周期律表の４ａ，５ａ，６ａ族元素及びＡｌの炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物並びにそれら２種以上の固溶体の群から選ばれる１種以上の被覆物質からなる硬質セラミック層を被覆する方法において、
（１）切削工具基体を所望の形状に研削加工し、
（２）その基体表面を酸またはアルカリで洗浄し、
（３）かかる洗浄によって基体表面に生じた脆化層を除去した後、
（４）前記硬質セラミック層をＰＶＤ法によって被覆する
ことを特徴とする。
【００１４】
本発明の超硬合金構造体が安定して耐剥離性に優れる理由を以下に説明する。先ず、耐剥離性が突発的に低下した従来の工具を調査したところ、硬質相の形成される基体表面に、内部に比べて著しく結合金属相が減少した脆化層が生じていることが判った。そして、ＰＶＤ法によって形成された硬質層には、既述の通り圧縮応力が残っているので、脆化層が応力に耐えきれずに破壊し、硬質層の剥離を伴うものと推定された。さらに究明したところ、上記の脆化層の大部分は、研削加工後、ＰＶＤ法による硬質層を形成するための洗浄作業の際に、アルカリ、酸等の洗浄液で基体表面の結合金属相が腐食されて生じることが判った。
【００１５】
本発明ではブラスト法によって脆化層を除去しているが、この方法によると脆化層を除いた後の基体表面は基体内部組織と同等にすることが出来るだけでなく、基体表面に極めて細かい傷を残し、この傷がＰＶＤ法による硬質セラミック層の形成時の初期段階において一種の活性核となり、またアンカー効果も発揮して相乗的に硬質セラミック層の耐剥離性を更に向上させると考えられる。
【００１６】
【発明の実施の形態】
硬質セラミック層としては、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ又は（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎのいずれかからなるものが挙げられる。
【００１７】
脆化層を除く処理として典型的な方法は、ブラスト処理である。ブラスト処理の場合、用いられる砥粒の粒径、砥粒の材質、噴射圧力、噴射時間等の処理条件として、基体である超硬合金の形状を損ねない範囲で設定するべきである。特に、砥粒に関しては、粗いものを使用すると、基体の稜角にチッピングやカケを生じる可能性が高い。超硬合金構造体の用途が切削工具である場合、基体の稜角が刃先となるので、その部分にブラスト処理段階でチッピングやカケを生じると製品不良につながる。従って、使用する砥粒の粒径は５０μｍ以下のものが望ましい。
【００１８】
【実施例】
ＷＣ−１０重量％Ｃｏ組成の焼結体（ＷＣ硬質粒子径０．８〜１．８μｍ）を、研削加工して得られたＩＳＯ規格ＳＮＧＮ４３２形状の超硬合金製スローアウエイチップを準備した。このスローアウエイチップの断面は、図１に模式的に示される。また、その表面には、研削加工の痕跡が残っていることが電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて確認された。このスローアウエイチップを基体とし、これを２Ｎの塩酸水溶液に所定時間浸漬した。再びＳＥＭで基体の表面を観察したところ、図２に示すように、Ｃｏの溶出によって生じたと思われる凹凸の脆化層が認められた。凹凸の程度は、酸に浸漬した時間の長いものほど顕著であった。
【００１９】
その後、基体の表面４箇所のＣｏ量をＥＤＸにて測定し、各基体についてＣｏ量の平均値を算出した。そして、硬質層がＴｉＮからなるものについては、その平均値が７．０〜１０．０重量％、３．０〜７．０重量％及び０〜３．０重量％の３グループに区分けし、各グループ１００個の基体を評価対象とした。また、硬質層がＴｉＣＮもしくは（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎからなるものについては、Ｃｏ平均値が０〜３．０重量％の範囲に属する１００個の基体を評価対象とした。
【００２０】
次に、表面のＣｏ量測定後の基体を、それぞれブラスト装置内にセットし、下記の条件でブラスト処理した。ブラスト処理した基体の表面を再びＳＥＭで観察したところ、図３に示すように、いずれも凹凸が平滑化しており、脆化層が除去されたものと認められた。
【００２１】
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ブラスト処理した基体に、イオンプレーティング装置を用いて、表１に示す各種の硬質層を４μｍの膜厚で被覆することによって、試料Ｎｏ．１〜５の本発明超硬合金構造体を各１００個製造した。
【００２２】
比較のために、前記３グループの基体に対してブラスト処理しない以外はＮｏ．１〜５の合金と同一条件にて試料Ｎｏ．Ｒ１〜Ｒ５の比較用超硬合金構造体を各１００個製造した。
【００２３】
得られた超硬合金構造体Ｎｏ．１〜５及びＮｏ．Ｒ１〜Ｒ５の表面に、ロックウェル硬度計（ＨＲＡ）を使用して、そのダイヤモンド圧子を打ち込み、硬質層の剥離のないものを耐剥離性良好、硬質層が剥離したものを耐剥離性不良と評価し、良品率＝（良品個数）／（１００個）を算出し、表１に併記した。
【００２４】
【表１】
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表１にみられるように、本発明範囲内の超硬合金構造体は、ブラスト処理前の表面のＣｏ量に係わらず耐剥離性が良好であった。これは、ブラスト処理によってＣｏ量の少ない脆化層が除去され、各試料とも表面のＣｏ量が脆化前と同程度に回復したためであると考えられる。これに対して、比較用の超硬合金構造体は、表面が脆化していないＮｏ．Ｒ１については本発明の超硬合金構造体とほぼ同等の耐剥離性を示したが、表面のＣｏ量が減るにつれて耐剥離性が顕著に劣化した。
【００２５】
次に試料Ｎｏ．３及びＮｏ．Ｒ３の超硬合金構造体について下記の条件で湿式による切削テストを行った。
被削材    ＦＣＤ６００
切削速度  ３００ｍ／ｍｉｎ
切り込み  １．０ｍｍ
送り      ０．２ｍｍ／ｒｅｖ
その結果、試料Ｎｏ．３の３分後のＶB摩耗量は僅か０．０５ｍｍであったが、試料Ｎｏ．Ｒ３の３分後のＶB摩耗量は０．３ｍｍに達した。従って、脆化層を除く処理が超硬合金構造体の耐摩耗性向上に寄与することも明らかである。
【００２６】
【発明の効果】
以上のように、本発明超硬合金構造体は、硬質層の耐剥離性が安定して優れているので、これを高送り切削や断続切削等の切削工具として用いた場合に、硬質層が剥離することなく優れた耐摩耗性が得られる。基体が超微粒子超硬合金の場合には、高強度の基体と優れた耐摩耗性を備えた硬質層との組み合わせにより、特に優れた切削性能を発揮する。
【図面の簡単な説明】
【図１】研削加工後且つ洗浄前の基体を示す模式的断面図である。
【図２】洗浄後且つブラスト処理前の基体を示す模式的断面図である。
【図３】ブラスト処理後の基体を示す模式的断面図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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