(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
ＷＣを８０〜９４質量％、Ｃｏを５〜１５質量％、Ｔｉを炭化物換算量で０．１〜５質量％、Ｎｂを炭化物換算量で０．１〜１０質量％、ＴｉおよびＮｂを除く周期表第４、５および６族金属の群から選ばれる少なくとも１種の炭化物（ＷＣを除く）を０〜１０質量％の割合で含有して、ＷＣ相と、Ｂ１型固溶相と、前記Ｃｏを主体とする結合相とからなり、かつ前記Ｂ１型固溶相は単一構造からなるとともに前記Ｔｉと前記Ｎｂの濃度が最高となる位置が異なる超硬合金からなる切削工具。
【請求項２】
前記超硬合金の表面から５〜１０μｍの深さにわたって前記Ｂ１型固溶相が存在しない表面領域が存在するとともに、該表面領域よりも内側においては、前記Ｂ１型固溶相が５〜２０面積％の割合で存在する請求項１に記載の切削工具。
【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、ＷＣを主体とする硬質相と、Ｃｏ等の鉄族金属の結合相からなるＷＣ−Ｃｏ系合金に周期表第４、５、６族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物等の固溶相を分散せしめた系が知られている。この超硬合金は、切削工具として、主に炭素鋼、合金鋼等の切削加工に利用されているが、高速・強断続加工に対応する切削工具が要求されている。
【０００３】
例えば、特許文献１では、焼成条件を工夫して、ＴａまたはＮｂを含有する斑点状析出物を１個以下にした超硬合金が開示されている。また、特許文献２では、Ｚｒが多い芯部と、ＴａおよびＮｂを含む外周部とからなるＢ１型固溶体を備えた超硬合金が開示されている。さらに、特許文献３では、Ｔｉを主成分とする硬質相とＺｒを主成分とする硬質相との２種類の固溶体相を分散させた超硬合金が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２００５−１０５３９８号公報
【特許文献２】特開２００２−２３９８１２号公報
【特許文献３】特開平０６−０９３４７３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、特許文献１に記載されているようにＢ１型固溶相が析出しない超硬合金の場合、高速加工の断続切削のような切刃が高温となりかつ強い衝撃を受ける切削加工では耐塑性変形性が不十分であり、切刃が変形して加工精度が低下したり、加工面が粗くなるという問題があった。
【０００６】
また、特許文献２のようにＢ１型固溶相が有芯構造からなる超硬合金でも、高速・断続切削加工に要求される耐塑性変形性を満足するには不十分であった。
【０００７】
さらに、特許文献３のようにＴｉを主成分とする硬質相とＺｒを主成分とする硬質相との２種類の硬質相（Ｂ１型固溶体相）を含む超硬合金でも、高速・断続の切削加工に要求される耐塑性変形性が十分であるとは言えなかった。そのため、切刃が高温になり衝撃を受ける切削のような高速・断続切削加工においては切刃が塑性変形し、塑性変形からの異常摩耗および膜剥離が生じて工具寿命が短くなるという問題があった。
【０００８】
本発明の目的は、高速かつ断続切削加工によって発生する塑性変形を抑えて、優れた耐摩耗性、耐欠損性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】
【０００９】
本発明の切削工具は、ＷＣを８０〜９４質量％、Ｃｏを５〜１５質量％、Ｔｉを炭化物換算量で０.１〜５質量％、Ｎｂを炭化物換算量で０.１〜１０質量％、ＴｉおよびＮｂを除く周期表第４、５および６族金属の群から選ばれる少なくとも１種の炭化物（ＷＣを除く）を０〜１０質量％の割合で含有して、ＷＣ相と、Ｂ１型固溶相と、前記Ｃｏを主体とする結合相とからなり、かつ前記Ｂ１型固溶相は単一構造からなるとともに前記Ｔｉと前記Ｎｂの濃度が最高となる位置が異なる超硬合金からなる。
【００１０】
ここで、前記超硬合金の表面から５〜１０μｍの深さにわたって前記Ｂ１型固溶相が存在しない表面領域が存在するとともに、該表面領域よりも内側においては、前記Ｂ１型固溶相が５〜２０面積％の割合で存在してもよい。
【発明の効果】
【００１１】
本発明の切削工具によれば、Ｂ１型固溶相中の組成がランダムに分布している構成からなるために、高温での応力やクラックの進展に対する変形や破壊の向きがランダムであり、総合的にＢ１型固溶相の高温での硬度と耐変形性をともに高めることができて、Ｂ１型固溶相がクラックの進展を抑制できるとともに超硬合金の変形を抑制できる結果、超硬合金の耐塑性変形性を向上できる。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
本発明の切削工具を構成する超硬合金は、ＷＣ相、結合相、Ｂ１型固溶相から形成されている。そして、ＷＣを８０〜９４質量％、Ｃｏを５〜１５質量％、Ｔｉを炭化物換算量で０．１〜５質量％、Ｎｂを炭化物換算量で０．１〜１０質量％、ＴｉおよびＮｂを除く周期表第４、５および６族金属の群から選ばれる少なくとも１種の炭化物（ＷＣを除く）、窒化物および炭窒化物のうちの少なくとも１種を０〜１０質量％の割合で含有する。そして、この超硬合金は、ＷＣ相と、Ｂ１型固溶相と、前記Ｃｏを主体とする結合相とからなり、前記Ｂ１型固溶相は有芯構造ではなくて単一構造からなるとともに、前記Ｔｉと前記Ｎｂの濃度が最高となる位置が異なっている。
【００１３】
上記構成により、Ｂ１型固溶相中に各元素がランダムに分布しているために、高温での応力やクラックの進展に対する変形や破壊の向きがランダムであり、総合的にＢ１型固溶相の高温での硬度と耐変形性をともに高めることができて、Ｂ１型固溶相がクラックの進展を抑制できるとともに超硬合金の変形を抑制できる結果、超硬合金の耐塑性変形性を向上できる。
【００１４】
すなわち、Ｂ１型固溶相中の金属元素の分布が均一である場合には、高温での応力やクラックの進展に対する変形や破壊が大きくて超硬合金の変形が大きくなる。また、有芯構造からなるＢ１型固溶相では、高温での応力やクラックの進展に対する変形や破壊の向きが一様であるために、総合的にＢ１型固溶相の高温での硬度と耐変形性が十分でなく、超硬合金の耐塑性変形性が不十分となる。
【００１５】
ここで、前記超硬合金の表面から５〜１０μｍの深さにわたって前記Ｂ１型固溶相が存在しない表面領域が存在するとともに、該表面領域よりも内側においては、前記Ｂ１型固溶相が５〜２０面積％の割合で存在することが、高温における耐塑性変形性を最適化する上で望ましい。
【００１６】
なお、ＴｉとＮｂの濃度が最高となる位置が異なるとは、オージェ分光分析（ＡＥＳ）にてＢ１型固溶体相の各元素のマッピングをとって、ＴｉとＮｂの濃度が最高となる位置の差がＢ１型固溶体相の最大径に対して１０％以上離れている状態を指す。
また、超硬合金のＢ１型固溶相について有芯構造であるか否かを確認するには、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）の反射電子像（ＢＥＩ）で鏡面加工された超硬合金の断面組織を観察し、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有芯構造をなしているかどうかを確認できる。
【００１７】
（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、ＷＣ（ＷＣ）粉末を８０〜９４質量％と、金属Ｃｏ（Ｃｏ）粉末を５〜１５質量％と、Ｂ１型固溶相を形成するための化合物粉末として、ＮｂＣ粉末を０．１〜１０質量％、ＴｉＣ粉末を０．１〜５質量％、他のＢ１型固溶相を形成するための化合物粉末を１０質量％以下の比率で調合する。このとき、Ｂ１型固溶相を形成するための化合物原料粉末であるＴｉＣ粉末の平均粒径を０．５〜２μｍ、ＮｂＣ粉末の平均粒径を０．５〜２μｍ、ＷＣ粉末の平均粒径を０．５〜１０μｍ、金属Ｃｏ粉末の平均粒径を１．０〜２．０μｍと調整するとともに、下記混合、焼成工程によって、本発明の切削工具を形成する超硬合金を作製することができる。
【００１８】
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する。この際、ＮｂＣ粉末およびＴｉＣ粉末以外の原料を先行して５〜２０時間混合・粉砕した後、ＮｂＣ粉末およびＴｉＣ粉末を投入して０．５〜２時間混合・粉砕する。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。その後、焼成炉にて脱脂を行った後、焼成炉の温度を１３８０〜１４５０℃の焼成温度に上げて１〜１．５時間焼成して超硬合金を作製することができる。
【００１９】
ここで、上記工程において、原料として用いるＮｂＣ粉末とＴｉＣ粉末の粉砕時間が２時間を超える場合、または焼成温度が１５００℃を超える場合には、Ｂ１型固溶体相中のＴｉ元素とＮｂ元素の最高濃度位置が一致する。
【００２０】
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したりする。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】
【００２１】
表１に示す平均粒径のＷＣ（ＷＣ）粉末、金属Ｃｏ（Ｃｏ）粉末および表１に示す化合物粉末を表１に示す比率で調合して、これに有機溶剤を加えて混合・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（ＣＮＭＧ１２０４０８ＰＳ）に成形を行い、焼成炉にて４５０℃で３時間脱脂を行った後、表１に示す温度および時間で保持して焼成前の熱処理を行い、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。
【００２２】
そして、上記ＣＮＭＧ１２０４０８ＰＳ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Ｔｉ（ＴｉＮ）膜、５．０μｍの柱状の結晶構造をなす炭窒化Ｔｉ（ＴｉＣＮ）膜、２．０μｍのα型酸化アルミニウム（Ａｌ２Ｏ３）膜、１．０μｍの窒化Ｔｉ（ＴｉＮ）膜を順次成膜した。
【００２３】
【表１】
0005743585.tif 000002
【００２４】
得られた工具について、鏡面加工された超硬合金の断面組織をオージェ分光分析（ＡＥＳ）および透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察にてＴｉとＮｂの分布状態を確認した。また、超硬合金の破面について走査型電子顕微鏡（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有芯構造をなしているかどうかを確認した。
【００２５】
また、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倍の観察を行い、任意３箇所に対して電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）にて各金属元素の濃度分布を測定し、Ｂ１型固溶相の特定を行い、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。また、この測定データから、超硬合金の表面にＢ１型固溶相が存在しない表面領域の厚みを測定した。結果は表２に示した。
【００２６】
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。
【００２７】
（切込変動切削条件）
被削材  ：ＳＣＭ４３５
工具形状：ＣＮＭＧ１２０４０８ＰＳ
切削速度：３００ｍ／分
送り速度：０．３ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：２．０ｍｍ（３秒切削毎に切込変動）
切削時間：１５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、フランク摩耗量・先端摩耗量を測定
（強断続切削条件）
被削材  ：ＳＣＭ４４０  ４本溝入材
工具形状：ＣＮＭＧ１２０４０８ＰＳ
切削速度：３００ｍ／分
送り速度：０．３５ｍｍ／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：欠損に至る衝撃回数
衝撃回数１０００回時点で顕微鏡にて切刃の状態を観察
結果は表２に示した。
【００２８】
【表２】
0005743585.tif 000003
【００２９】
表１、２に示す結果より、Ｂ１型固溶体相が析出しない試料Ｎｏ．８では塑性変形が大きくて摩耗、欠損性能ともに悪いものであった。また、Ｂ１型固溶体相内のＴｉとＮｂの濃度が最高となる位置が異なる試料Ｎｏ．６、７でも、摩耗、欠損性能がともに悪かった。
【００３０】
これに対して、Ｂ１型固溶相は単一構造からなるとともにＴｉとＮｂの濃度が最高となる位置が異なる試料Ｎｏ．１〜５では、切込変動切削においても、強断続切削においても塑性変形は発生せず、長寿命であり、硬質被覆層の剥離や欠損も発生せず耐摩耗性および耐欠損性とも優れた切削性能を有するものであった。