(57)【要約】【課題】超耐熱合金等の難削材、高硬度鋼等の高速切削等に好適なＷＣ基超硬合金及びその製造方法並びに旋削用インサートを提供する。【解決手段】４．０〜６．５質量％のＣｏと、Ｃｏに対する質量比で７〜１１％のＣｒと、Ｃｏに対する質量比で２〜５％のＺｒを含有し、ＷＣ粒子をＣｏにより結合したＷＣ基超硬合金であり、前記超硬合金の焼結体表面から内部の鉛直方向１００μｍまでの表層部のＣｏ量が、表層部より内部のＣｏ量の０．９７〜１．２０倍であり、焼結体の表面から内部の鉛直方向の６０μｍまでの部分の平均Ｃｏ量（Ｘ６０）が、焼結体の表面から内部鉛直方向の６０〜１００μｍの平均Ｃｏ量（Ｘ１００）よりも大きいＷＣ基超硬合金及びその製造方法並びに旋削用インサートである。【選択図】図１
2014005508.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
４．０〜６．５質量％のＣｏと、Ｃｏに対する質量比で７〜１１％のＣｒと、Ｃｏに対する質量比で２〜５％のＺｒとを含有し、ＷＣ粒子をＣｏにより結合したＷＣ基超硬合金であって、
前記超硬合金の焼結体の表面から内部の鉛直方向の１００μｍまでの部分（表層部）のＣｏ含有量が、前記表層部から内部の部分のＣｏ含有量の０．９７〜１．２０倍の範囲内にあり、
前記焼結体の表面から内部の鉛直方向の６０μｍまでの部分の平均Ｃｏ含有量（Ｘ６０）が、前記焼結体の表面から内部の鉛直方向の６０μｍ〜１００μｍまでの部分の平均Ｃｏ含有量（Ｘ１００）よりも大きいことを特徴とするＷＣ基超硬合金。
【請求項２】
請求項１に記載のＷＣ基超硬合金に硬質皮膜を被覆したことを特徴とする旋削用インサート。
【請求項３】
４．０〜６．５質量％のＣｏ粉末と、Ｃｏに対する質量比で７〜１１％のＣｒに相当するＣｒ３Ｃ２粉末と、Ｃｏに対する質量比で２〜５％のＺｒに相当するＺｒＣ粉末と残部ＷＣ粉末とを配合する配合工程と、
得られた配合粉末を混合し、粉砕する混合・粉砕工程と、
得られた混合・粉砕後の原料を造粒し、乾燥する造粒・乾燥工程と、
得られた造粒粉末を成形する成形工程と、
得られた成形体を焼成する焼成工程とを有する超硬合金の製造方法であって、
前記成形体は１３００〜１４５０℃で２０分間〜４時間加熱保持されて焼結され、その後前記加熱保持温度から１１５０℃まで０．５〜４．０℃／分の冷却速度で徐冷されることを特徴とするＷＣ基超硬合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、例えばＮｉ基超耐熱合金、チタン合金、ステンレス鋼などの難削材及び熱処理後の高硬度鋼等の高速切削、乾式切削等に使用される、耐塑性変形性に優れたＷＣ基超硬合金及びその製造方法、並びにこれを用いた旋削用インサートに関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、金属材料の切削加工には、高硬度、高強度、高熱伝導率の特性を有するＷＣ基超硬合金に、耐摩耗性、耐酸化性、耐溶着性に優れたセラミック硬質皮膜を化学蒸着法又は物理蒸着法により単層又は多層に被覆した旋削用インサートが一般的に使用されている。
近年では、被削材の高硬度化や高能率加工に伴い、旋削用インサートへの熱的負荷は増大する傾向にあり、基材であるＷＣ基超硬合金にも過酷な耐熱性が求められるようになっている。また、高温強度が極めて高いＮｉ基、Ｃｏ基の超耐熱合金の加工需要や熱処理済の高硬度材の高能率加工の要求が高まり、旋削用インサートの使用環境はより過酷なものとなっており、工具刃先温度は加工条件によっては１０００℃近くに達し、旋削用インサートの寿命は一層短いものとなっている。
【０００３】
そこで、ＺｒとＣｒを複合添加することによりＷＣ基超硬合金の高温強度や硬度を改善する提案がなされている。
【０００４】
特許文献１は、Ｃｏ等を含有した結合相と、Ｚｒを含有した立方晶化合物と、ＷＣとからなり、酸素量が０．０１〜０．１質量％であって、Ｚｒを前記立方晶化合物に対して５〜５０質量％含有する超硬合金を開示している。
【０００５】
特許文献２は、焼結温度まで適切な雰囲気中で加熱する工程と、冷却する工程とを含む超硬合金物体を焼結する方法であって、前記冷却工程を、少なくとも１２５０℃までは２０℃／ｍｉｎ以上の冷却速度に高める旨を開示している。
【０００６】
特許文献３は、ＷＣ粉末、ＶＣ粉末、Ｃｒ３Ｃ２粉末及びＣｏ粉末を所定比率で配合し、得られた配合粉末を混合・粉砕し、得られた混合・粉砕粉末を成形し、得られた成形体を１３５０〜１４５０℃で焼成後、５５〜６５℃／分の冷却速度で８００℃以下まで冷却する旨が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２００８−６９４２０号公報（請求項１、４）
【特許文献２】特表２０００−５１４３９３号公報（請求項１）
【特許文献３】特開２０１１−９９１６４号公報（段落００５４〜段落００５６）
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかし、特許文献１の段落００１９等には成形体を１０００〜１２５０℃で焼結した後の具体的な冷却速度は記載されておらず不明である。また、焼結体表面のＣｏ富化層の有無についても記載が無い。
【０００９】
また特許文献２及び３の如く、焼結時の加熱保持温度から急冷すると、焼結体表面のＣｏ富化層の生成は抑制される。しかし、本発明者の検討によれば、焼結時の加熱保持温度から急冷すると、耐塑性変形性が顕著に低下して旋削用インサートとして使用した場合に短寿命になることが分かった。
【００１０】
従って、本発明は、超耐熱合金やチタン合金、ステンレス鋼などの難削材及び熱処理後の高硬度鋼等の高速切削、乾式切削等において生じる加工熱によりＷＣ基超硬合金を基材に用いた旋削用インサートの刃先が非常に高温になる場合に、当該刃先部の塑性変形を抑制すると共に皮膜の剥離を低減することができる、耐塑性変形性に優れた新規で高性能なＷＣ基超硬合金及びその製造方法、並びに前記超硬合金製の旋削用インサートを提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明のＷＣ基超硬合金は、４．０〜６．５質量％のＣｏと、Ｃｏに対する質量比で７〜１１％のＣｒと、Ｃｏに対する質量比で２〜５％のＺｒとを含有し、ＷＣ粒子をＣｏにより結合したＷＣ基超硬合金であって、前記超硬合金の焼結体の表面から内部の鉛直方向の１００μｍまでの部分（表層部）のＣｏ含有量が、前記表層部から内部の部分のＣｏ含有量の０．９７〜１．２０倍の範囲内にあり、前記焼結体の表面から内部の鉛直方向の６０μｍまでの部分の平均Ｃｏ含有量（Ｘ６０）が、前記焼結体の表面から内部の鉛直方向の６０μｍ〜１００μｍまでの部分の平均Ｃｏ含有量（Ｘ１００）よりも大きいことを特徴とする。
本発明によれば、旋削用インサートに好適である、新規で高性能なＷＣ基超硬合金を提供することができる。
【００１２】
本発明のＷＣ基超硬合金にＴｉＡｌＮ皮膜等の公知の硬質皮膜を被覆した旋削用インサートは刃先部の耐塑性変形性が非常に良好であって長寿命になり、実用性が高い。
【００１３】
本発明のＷＣ基超硬合金の製造方法は、４．０〜６．５質量％のＣｏ粉末と、Ｃｏに対する質量比で７〜１１％のＣｒに相当するＣｒ３Ｃ２粉末と、Ｃｏに対する質量比で２〜５％のＺｒに相当するＺｒＣ粉末と残部ＷＣ粉末とを配合する配合工程と、得られた配合粉末を混合し、粉砕する混合・粉砕工程と、得られた混合・粉砕後の原料を造粒し、乾燥する造粒・乾燥工程と、得られた造粒粉末を成形する成形工程と、得られた成形体を焼成する焼成工程とを有し、前記成形体は１３００〜１４５０℃で２０分間〜４時間加熱保持されることにより焼結され、その後前記加熱保持温度から１１５０℃まで０．５〜４．０℃／分の冷却速度で徐冷されることを特徴とする。
本発明によれば、耐塑性変形性に優れた、新規で高性能なＷＣ基超硬合金を提供することができる。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、以下の有利な効果を奏することができる。
（１）耐塑性変形性に優れた新規で高性能なＷＣ基超硬合金及びその製造方法を提供することができる。
（２）耐塑性変形性に優れた、長寿命の旋削用インサートを提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】本発明例１、比較例４−２、比較例５及び比較例１６の各ＷＣ基超硬合金の焼結体の表面（基準表面）から内部の鉛直方向に向かってＥＰＭＡにより線分析した結果（焼結体表面からの深さ方向のＣｏ含有量の分布図）を示す。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
［１］ＷＣ基超硬合金の組成
ＷＣは硬質相成分であり、ＣｏはＷＣ粒子を結合させる結合相である。
Ｃｏ含有量は４．０〜６．５質量％にすることが必要である。十分に緻密な焼結を実現せしめ、優れた耐塑性変形性を得るためである。Ｃｏ含有量は４．５〜６．０質量％にするのが好ましい。Ｃｏ含有量が４．０質量％未満では気孔が多数残存して実用に耐えない。Ｃｏ含有量が６．５質量％超ではＷＣ基超硬合金の耐塑性変形性が低下する。
【００１７】
ＣｒはＣｏ相中に固溶し、Ｃｏを固溶強化することで、ＷＣ基超硬合金の靭性及び耐塑性変形性を向上させる。また、Ｃｒを含有することでＷＣ粒子の局所的な粒成長を抑制し、均一なＷＣ基超硬合金組織が得られる。Ｃｒ無添加に比べてＷＣ粒子の間に存在するＣｏ相が均一に分布するようになるため、耐塑性変形性が向上し、室温における強度が高くなる。
Ｃｒ含有量は、Ｃｏに対し質量比で７〜１１％にすることが必要であり、Ｃｏに対し質量比で７〜１０％にすることが好ましい。
Ｃｒ含有量が質量比で７％未満では旋削用インサートが短寿命になる。Ｃｒ含有量が質量比で１１％超では焼結性が悪化し、気孔が残存する。更にＣｒを主とする炭化物がＷＣ基超硬合金の組織中に形成されてＷＣ基超硬合金の強度が顕著に低下する。
【００１８】
ＺｒはＣｏ相中にほとんど固溶しないことが知られており、Ｃｏ相中に分散することでＣｏ相の変形を抑制し、耐塑性変形性を向上させる。
Ｚｒ含有量は、Ｃｏに対し質量比で２〜５％とすることが必要であり、Ｃｏに対し質量比で２．５〜５％とすることが好ましい。
Ｚｒ含有量が質量比で２％未満では旋削用インサートが短寿命になる。Ｚｒ含有量が質量比で５％超ではＺｒを主成分とする粒子が増加し、その粒径も大きくなり、強度や破壊靭性値が低下し、旋削用インサートの性能が顕著に低下する。また、Ｚｒを過剰に含有することにより焼結性が悪くなり、気孔が多数残存して、室温における強度、高温における耐塑性変形性が著しく低下する。
【００１９】
本発明のＷＣ基超硬合金では公知の不可避的不純物の含有が許容される。
【００２０】
［２］ＷＣ基超硬合金の組織
本発明のＷＣ基超硬合金の組織は、上記本発明のＣｒとＺｒ添加ＷＣ基超硬合金の特定組成及び後述の製造条件（焼成工程における徐冷条件）を採用したことにより、従来のＣｒとＺｒ添加ＷＣ基超硬合金とはＣｏ富化層の分布が異なる新規なミクロ組織を呈する。
即ち、本発明のＷＣ基超硬合金の組織は、当該超硬合金の焼結体の表面（基準表面）から内部の鉛直方向の１００μｍまでの部分（表層部）のＣｏ含有量が、前記表層部から内部の部分のＣｏ含有量の０．９７〜１．２０倍の範囲にあり、前記焼結体の表面から内部の鉛直方向の６０μｍまでの部分の平均Ｃｏ含有量（Ｘ６０）が、前記焼結体の表面から内部の鉛直方向の６０μｍ〜１００μｍまでの部分の平均Ｃｏ含有量（Ｘ１００）よりも大きいことを特徴とする。この特徴とは、後述の図１中における本発明例１のプロット（△）が基準表面（焼結体表面）から３０μｍの範囲において次第に小さくなっていること、換言すれば基準表面近傍にのみＣｏ富化層を有し、なだらかな濃度勾配を持つことをいう。
【００２１】
［３］ＷＣ基超硬合金の製造方法
本発明のＷＣ基超硬合金は、原料粉末の配合工程、混合・粉砕工程、造粒・乾燥工程、成形工程及び焼成工程を経て製造される。
（Ａ）原料粉末
配合に供される原料粉末は、４．０〜６．５質量％のＣｏ粉末、Ｃｏに対する質量比で７〜１１％のＣｒを含有するＣｒ３Ｃ２粉末、Ｃｏに対する質量比で２〜５％のＺｒを含有するＺｒＣ粉末及び残部ＷＣ粉末である。
【００２２】
全原料粉末に対し、Ｃｏ粉末は、４．０〜６．５質量％にすることが必要であり、４．５〜６．０質量％にすることが好ましい。Ｃｏ粉末が４．０質量％未満ではＷＣ基超硬合金に気孔が残存して実用に耐えず、Ｃｏ粉末が６．５質量％超ではＷＣ基超硬合金の耐塑性変形性が低下する。
【００２３】
Ｃｒ３Ｃ２粉末は、Ｃｏに対する質量比で７〜１１％のＣｒを含有する相当量が配合され、Ｃｏに対する質量比で７〜１０％のＣｒを含有する相当量を配合することが好ましい。Ｃｏに対する質量比で７質量％のＣｒを含有する相当量未満では旋削用インサートが短寿命になり、Ｃｏに対する質量比で１１質量％のＣｒを含有する相当量超ではＷＣ基超硬合金の強度が顕著に低下する。
【００２４】
ＺｒＣ粉末は、Ｃｏに対する質量比で２〜５％のＺｒを含有する相当量が配合され、Ｃｏに対する質量比で２．５〜５％のＺｒを含有する相当量を配合することが好ましい。Ｃｏに対する質量比で２質量％のＺｒを含有する相当量未満では耐塑性変形性が顕著に低下し、Ｃｏに対する質量比で５質量％のＺｒを含有する相当量超では旋削用インサートが短寿命になる。
【００２５】
（Ｂ）焼成工程
本発明に係る成形体は、脱脂処理後、通常１〜５０Ｐａ程度の真空雰囲気中で焼成温度１３００〜１４５０℃で２０分間〜４時間加熱保持されて焼結される。焼成条件は１３５０〜１４５０℃で３０分〜２時間とすることが好ましい。焼成条件が１３００℃で２０分間未満では焼結体の密度が低下し、焼成温度が１４５０℃で４時間超では結晶粒子が顕著に粗大化する。
【００２６】
本発明のＷＣ基超硬合金の特徴的なＣｏ富化層の深さ方向の分布を得るために、前記加熱保持温度１３５０〜１４５０℃から１１５０℃までを０．５〜４．０℃／分の冷却速度で徐冷することが必要である。
冷却速度を０．５℃／分未満とするのは工業生産性に劣り、冷却速度を４．０℃／分にすると耐塑性変形性が十分でない。
【００２７】
（Ｃ）ＨＩＰ処理
前記焼成温度から０〜１００℃低い温度において、不活性ガス（アルゴンガス等）雰囲気中で２０分間〜３時間、ＨＩＰ処理を行うことにより本発明のＷＣ基超硬合金をより高性能にすることができる。前記ＨＩＰ処理の特定条件を外れるとＨＩＰ処理の効果が得られない。ＨＩＰ処理を行った場合は、ＨＩＰ処理の完了時のＨＩＰ処理温度から１１５０℃までを０．５〜４．０℃／分の冷却速度で徐冷することが必要になる。
【００２８】
［４］旋削用インサート
本発明の旋削用インサートは、本発明のＷＣ基超硬合金の良好な耐塑性変形性を反映して、超耐熱合金、チタン合金及びステンレス鋼などの難削材、並びに熱処理後の高硬度鋼等の高速切削、乾式切削等において従来の旋削用インサートよりも高性能を発揮する。
【００２９】
本発明の旋削用インサートは、本発明のＷＣ基超硬合金上にＴｉＡｌＮ等の公知の硬質皮膜を単層または多層構造に被覆して構成される。
このような硬質皮膜を構成する化合物としては、例えばＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ、ＴｉＮＯ、ＴｉＣＮＯ、ＴｉＢ２、ＴｉＯ２、ＴｉＢＮ、ＴｉＢＮＯ、ＴｉＣＢＮ、ＴｉＣｒＣＮ、ＺｒＣ、ＺｒＯ２、ＨｆＣ、ＨｆＮ、ＴｉＡｌＮ、ＡｌＣｒＮ、ＡｌＣｒＳｉＮ、ＣｒＮ、ＶＮ、ＴｉＳｉＮ、ＴｉＳｉＣＮ、ＡｌＴｉＣｒＮ、ＴｉＡｌＣＮ、ＺｒＣＮ、ＺｒＣＮＯ、ＡｌＮ、ＡｌＣＮ、ＺｒＮ、ＴｉＺｒＮ、ＴｉＡｌＣ、ＮｂＣ，ＮｂＮ、ＮｂＣＮ、Ｍｏ２Ｃ、ＷＣ又はＷ２Ｃ等が挙げられる。
このような硬質皮膜は、実用に耐えるために、１層当り１０ｎｍ以上３０μｍ以下の平均厚みを有することが好ましい。
【００３０】
以下に、本発明を実施例により詳細に説明するが、本発明は下記の実施例により限定されるものではない。
【実施例】
【００３１】
本発明例１
＜焼成温度から１１５０℃までの冷却速度＞
ＷＣ粉末（平均粒径１．２μｍ）、Ｃｏ粉末（平均粒径１．２μｍ）、Ｃｒ３Ｃ２粉末（平均粒径が１．０μｍ）及びＺｒＣ粉末（平均粒径が１．５μｍ）を用いて、表１に示すＷＣ基超硬合金組成に配合した。但し、配合に際して「Ｃｏ＋Ｃｒ＋Ｚｒ＋ＷＣ＝１００質量％」とした。
次に配合した各粉末を、湿式混合・粉砕の助剤をエチルアルコール（水分含有量１０％未満）としたアトライターに投入し、３時間、湿式の混合・粉砕を行った。この混合・粉砕工程では、原料粉末の総質量に対し２質量％のパラフィンワックスを添加した。湿式・混合後、スプレードライヤーにて造粒し、乾燥して造粒粉末を得た。得られた造粒粉末により、旋削用インサート（ＤＮＭＧ１５０４０８、すくい角１５°、ブレーカを配した形状）の基材用の成形体を成形した。得られた成形体を脱脂後、焼結炉において約１０Ｐａの真空雰囲気中、焼成温度１４００℃にて６０分間加熱保持後、１４００℃から１１５０℃までの冷却速度を２．６℃として冷却し、その後室温まで冷却して本発明のＷＣ基超硬合金（焼結体）を得た。
【００３２】
この焼結体の表面（基準表面）から内部の鉛直方向に向かって電子プローブマイクロ装置（ＥＰＭＡ、日本電子株式会社製ＪＸＡ−８５００Ｆ）により線分析した結果、図１のプロット（△）で示すデータを得た。図１から、本発明例１のＷＣ基超硬合金の基準表面（焼結体表面）から３０μｍの範囲において、Ｃｏ含有量が次第に小さくなっていることが分かる。即ち、本発明例１のＷＣ基超硬合金の基準表面近傍のみになだらかな濃度勾配を持つＣｏ富化層を有することが分かる。
【００３３】
また図１の本発明例１のプロット（△）から、本発明例１のＷＣ基超硬合金の組織は、当該超硬合金の焼結体の表面（基準表面）から内部の鉛直方向の１００μｍまでの部分（表層部）のＣｏ含有量が、前記表層部から内部の部分のＣｏ含有量の０．９７〜１．２０倍の範囲にあることが分かる。更に、前記焼結体の表面から内部の鉛直方向の６０μｍまでの部分の平均Ｃｏ含有量（Ｘ６０）が、前記焼結体の表面から内部の鉛直方向の６０μｍ〜１００μｍまでの部分の平均Ｃｏ含有量（Ｘ１００）よりも大きいことが分かる。これらの結果を表２に示す。
表２において、「最大Ｃｏ量」とは図１におけるプロット（△）のうちの最大値（質量％）をいう。「最小Ｃｏ量」とは図１におけるプロット（△）のうちの最小値（質量％）をいう。また「組成Ｃｏ」とは表３に示す焼結体組成（質量％）をいう。従って「最大Ｃｏ量／組成Ｃｏ量」及び「最小Ｃｏ量／組成Ｃｏ量」はこれらの質量比であり、焼結体の表面から深さ方向におけるＣｏ含有量のばらつきの最大値及び最小値を表している。
【００３４】
得られた本発明例１のＷＣ基超硬合金（ＤＮＭＧ１５０４０８基材）の逃げ面、ブレーカー及び刃先は焼結肌のままとし、上下のサポート面のみを研削加工し、刃先の先端部にコーナー半径Ｒ０．０２ｍｍを付与するホーニング処理を施した。次に、このＤＮＭＧ１５０４０８基材の表面に、物理蒸着法（アークイオンプレーティング法）により、ＴｉＡｌＮ硬質皮膜を平均厚さ３μｍに被覆して本発明の旋削用インサートを得た。
【００３５】
得られた本発明例１の旋削用インサートにより、以下の条件により切削試験を行った。
＜切削試験の条件＞
加工方法：湿式の側面旋削加工
切削油  ：水溶性切削油を使用
被削材  ：１９質量％Ｃｒ−１８．７質量％Ｆｅ−３．０質量％Ｍｏ−５．０質量％            （Ｎｂ＋Ｔａ）−０．８質量％Ｔｉ−０．５質量％Ａｌ、０．０３質量％            Ｃ−残部Ｎｉの組成のＮｉ基耐熱合金（時効処理済み）
切削速度：４０ｍ／分
送り量  ：０．２ｍｍ／回転
切込み  ：１．０ｍｍ
【００３６】
この切削試験により、旋削用インサートの工具寿命は、逃げ面の最大摩耗幅が０．３００ｍｍを超えたとき、又は硬質皮膜が剥離若しくは欠損（チッピング）して前記剥離の幅若しくは前記欠損の幅が０．３００ｍｍを超えたときの加工時間とした。
【００３７】
表２に示すように、本発明例１の旋削用インサートは長寿命であり、工具寿命時の刃先部の形態は正常摩耗であった。
【００３８】
本発明例２、３及び比較例４−１、４−２
＜焼成温度から１１５０℃までの冷却速度＞
ＷＣ基超硬合金の配合組成、焼成温度（１４００℃）から１１５０℃までの冷却速度を表１に示す条件に変更した以外、本発明例１と同様にしてＷＣ基超硬合金及び旋削用インサートを得た。これらのＷＣ基超硬合金及び切削用インサートについて本発明例１と同様のＥＰＭＡ分析及び切削試験を行った。これらの測定結果を表２に示す。またＸ線法により測定した焼結体組成を表３に示す。表３では不可避的不純物を表示していない。
比較例４−２の旋削用インサートの表面から深さ方向を、本発明例１と同様にＥＰＭＡにより線分析した結果、図１のプロット（●）で示すデータを得た。
【００３９】
【表１】
2014005508.tif 000003
【００４０】
【表２】
2014005508.tif 000004
【００４１】
【表３】
2014005508.tif 000005
【００４２】
表２より、比較例４−１の旋削用インサートは本発明例１に比較して短寿命であった。また、比較例４−２の旋削用インサートは切削試験により刃先部が塑性変形したため、更に短寿命であった。
【００４３】
比較例５
＜ウエットブラスト処理の影響＞
ＷＣ基超硬合金の配合組成をＺｒ無添加とした表４に示す組成に変更した以外、本発明例１と同様にして旋削用インサートを作製した。
次に、ウエットブラスト装置により、得られた旋削用インサートの切刃部に、アルミナ砥粒（平均粒径５０μｍ）研磨材により、圧力：０．１５ＭＰａ、時間：１２０ｓｅｃ、ブラストする処理を施した。得られた切削用インサートを本発明例１と同様にＥＰＭＡ分析及び切削試験に供した。得られた測定結果を表５及び表３に示す。また、得られたＷＣ基超硬合金の表面から深さ方向を、本発明例１と同様にＥＰＭＡにより線分析した結果、図１のプロット（×）で示すデータを得た。
【００４４】
【表４】
2014005508.tif 000006
【００４５】
【表５】
2014005508.tif 000007
【００４６】
表５より、比較例５−２の旋削用インサートは本発明例１に比較して短寿命であった。
【００４７】
本発明例６、７及び比較例８、９
＜Ｃｏ含有量＞
ＷＣ基超硬合金の配合組成のＣｏ含有量を表６に示すとおり変更した以外、本発明例１と同様にしてＷＣ基超硬合金及び旋削用インサートを得た。これらのＷＣ基超硬合金及び切削用インサートについて本発明例１と同様のＥＰＭＡ分析及び切削試験を行った。測定結果を表７に示す。また焼結体組成を表３に示す。
【００４８】
【表６】
2014005508.tif 000008
【００４９】
【表７】
2014005508.tif 000009
【００５０】
表７より、本発明例６、７の旋削用インサートは長寿命であることが分かる。
Ｃｏ含有量が過少の比較例８のインサートでは気孔が発生し、光学顕微鏡（ＯＬＹＭＰＵＳ製ＢＸ５１ＲＦ）を用いて超硬合金規格ＣＩＳ００６Ｃ−２００７に準拠して測定した残留気孔はＡ０６という不良であった。このため、比較例８では工具寿命を測定していない。
Ｃｏ含有量が過多の比較例９の旋削用インサートは短寿命であった。
【００５１】
本発明例１０、１１及び比較例１２、１３
＜Ｃｒ含有量＞
ＷＣ基超硬合金の配合組成のＣｒ含有量を表８に示すとおり変更した以外、本発明例１と同様にしてＷＣ基超硬合金及び旋削用インサートを得た。これらのＷＣ基超硬合金及び切削用インサートについて本発明例１と同様のＥＰＭＡ分析及び切削試験を行った。測定結果を表９に示す。また焼結体組成を表３に示す。
【００５２】
【表８】
2014005508.tif 000010
【００５３】
【表９】
2014005508.tif 000011
【００５４】
表９より、本発明例１０、１１の旋削用インサートは長寿命であることが分かる。
Ｃｒ含有量が過少の比較例１２及びＣｒ含有量が過多の比較例１３の旋削用インサートは短寿命であった。
【００５５】
本発明例１４、１５及び比較例１６、１７
＜Ｚｒ含有量＞
ＷＣ基超硬合金の配合組成のＺｒ含有量を表１０に示すとおり変更した以外、本発明例１と同様にしてＷＣ基超硬合金及び旋削用インサートを得た。これらのＷＣ基超硬合金及び切削用インサートについて本発明例１と同様のＥＰＭＡ分析及び切削試験を行った。測定結果を表１１に示す。また焼結体組成を表３に示す。
比較例１６の旋削用インサートの表面から深さ方向を、本発明例１と同様にＥＰＭＡにより線分析した結果、図１のプロット（◇）で示すデータを得た。
【００５６】
【表１０】
2014005508.tif 000012
【００５７】
【表１１】
2014005508.tif 000013
【００５８】
表１１より、本発明例１４の旋削用インサートは長寿命であることが分かる。
Ｚｒ含有量が過少の比較例１６及びＺｒ含有量が過多の比較例１７の各旋削用インサートは短寿命であった。
【００５９】
本発明例１８
＜ＨＩＰ処理＞
ＷＣ基超硬合金の配合工程から成形体の脱脂までを本発明例１と同様に行い、続いて脱脂後の成形体を、焼結炉において約１０Ｐａの真空雰囲気中、焼成温度１４００℃にて６０分間加熱保持後、１４００℃、圧力５ＭＰａのアルゴンガス雰囲気中に３０分間保持するＨＩＰ処理を施した。続いて、１４００℃から１１５０℃までの冷却速度を２．６℃として冷却し、その後室温まで冷却して本発明のＷＣ基超硬合金（焼結体）を得た。以降は本発明例１と同様にして旋削用インサートを得た。これらのＷＣ基超硬合金及び切削用インサートについて本発明例１と同様のＥＰＭＡ分析及び切削試験を行った。測定結果を表１２に示す。また焼結体組成を表３に示す。
【００６０】
【表１２】
2014005508.tif 000014
【００６１】
表１２より、本発明例１２の旋削用インサートは非常に長寿命であることが分かる。
【００６２】
上記各本発明例のＷＣ基超硬合金の有孔度は、超硬合金規格ＣＩＳ００６Ｃ−２００７でＡ０４以下でかつＢ０２以下であり、良好であった。
【産業上の利用可能性】
【００６３】
本発明のＷＣ基超硬合金及びこれを用いた旋削用インサートは、Ｎｉ基耐熱合金等やチタン合金、ステンレス鋼などの難削材及び熱処理後の高硬度鋼等の高速切削、乾式切削等に極めて有用である。
【図１】
2014005508.tif 000015