(57)【要約】  【課題】    超硬合金の表面における組織状態を最適化し、優れた耐溶着性及び耐欠損性を有する超硬合金および切削工具を提供する。  【解決手段】  ＷＣ粒子と、Ｃｏおよび／またはＮｉの結合相とを含んでなる超硬合金を基体とし、該基体の上面にすくい面が、側面に逃げ面が、前記すくい面と前記逃げ面との交差稜部に切れ刃が形成された切削工具であって、該超硬合金の表面における前記結合相成分が凝集した結合相凝集部が占める面積割合より、前記切れ刃において前記結合相凝集部が占める面積割合を小さくする。  【選択図】  図２（ａ）
2008155335.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
ＷＣ粒子と、Ｃｏおよび／またはＮｉの結合相とを含んでなる超硬合金を基体とし、該基体の上面にすくい面が、側面に逃げ面が、前記すくい面と前記逃げ面との交差稜部に切れ刃が形成された切削工具であって、該超硬合金の表面における前記結合相成分が凝集した結合相凝集部が占める面積割合より、前記切れ刃において前記結合相凝集部が占める面積割合が小さいことを特徴とする切削工具。
【請求項２】
前記結合相凝集部は、点在していることを特徴とする請求項１記載の切削工具。
【請求項３】
前記超硬合金の表面における前記結合相凝集部が占める面積割合が１０〜７５面積％であるとともに、前記切れ刃において前記結合相凝集部が占める面積割合は、１０面積％未満であることを特徴とする請求項１または２記載の切削工具。
【請求項４】
前記すくい面の切れ刃近傍領域において前記結合相凝集部が占める面積割合が１０〜６５面積％であることを特徴とする請求項１乃至３いずれか記載の切削工具。
【請求項５】
前記結合相凝集部は、前記切れ刃に存在しないことを特徴とする請求項１乃至４いずれか記載の切削工具。
【請求項６】
前記切れ刃の断面形状がＲ形状を有してなるとともに、前記Ｒ形状の切れ刃におけるすくい面側幅および逃げ面側幅をそれぞれa、ｂとしたとき、ａおよびｂが０．０１〜０．０４ｍｍであることを特徴とする請求項１乃至５いずれか記載の切削工具。
【請求項７】
前記ａおよびｂは、ａ／ｂが０．９〜１．１の範囲にあることを特徴とする請求項６記載の切削工具。
【請求項８】
前記基体の表面に被覆層を形成してなることを特徴とする請求項１乃至７いずれか記載の切削工具。
【請求項９】
前記被覆層の総厚みが、０．５〜５μｍであることを特徴とする請求項８記載の切削工具。
【請求項１０】
ステンレス切削用に用いられることを特徴とする請求項１乃至９いずれか記載の切削工具。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は摺動部材、耐摩耗性部材等に使用される超硬合金を用いてなる切削工具に関する。
【背景技術】
【０００２】
金属の切削加工用工具や摺動部材、耐摩耗部材等に広く用いられている超硬合金は、ＷＣ（炭化タングステン）粒子を、Ｃｏ（コバルト）の結合金属で結合させたＷＣ−Ｃｏ合金、もしくはＷＣ−Ｃｏ合金に周期律表第４、５、６族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物のいわゆるβ相と呼ばれる硬質相を分散せしめた系がよく知られている。これらの超硬合金は、特に、炭素鋼や合金鋼、ステンレス鋼等の一般鋼を切削加工するための切削工具用材料として利用されている。
【０００３】
従来より、超硬合金表面から内部に向かって所定の深さ領域に結合相成分であるＣｏの含有量が高い結合相富化層を超硬合金表面の全体に形成することにより、基体表面に硬質被覆層を形成した場合に超硬合金の耐欠損性が向上することが開示されている（例えば、特許文献１参照）。
【０００４】
また、特許文献２では、超硬合金にＺｒおよびＨｆの炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物より選ばれた一種以上を添加することにより、切れ刃稜線部表面の結合相富化層を切れ刃以外の表面よりも厚く形成することで、加工除去されることなく切れ刃稜線部表面に結合相富化層を残して、耐欠損性を向上させることが記載されている。
【特許文献１】特開平２−２２１３７３号公報
【特許文献２】特開平６−７３５６０号公報
【発明の開示】
【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の超硬合金では、耐欠損性が向上するものの、硬度が低下して表面における塑性変形が大きく、切削抵抗が増大して切刃の温度が上昇してしまい、次第に切刃部分全体に渡って存在する結合相富化層が被削材と反応してしまうという問題があった。
【０００６】
その結果、切刃部に被削材が溶着し、溶着した被削材が引き金となってチッピングや突発欠損が発生しやすく、合金表面における更なる耐溶着性の向上が求められていた。
【０００７】
同様に、特許文献２においても、刃先に結合相富化層があるために、耐欠損性は向上するが、刃先が軟化し、塑性変形しやすい。また、刃先に被削材が溶着しやすく、該被削材の溶着により耐摩耗性が低下してしまう。
【０００８】
本発明は、上記課題を解決するためのもので、切削工具の基体をなす超硬合金の表面における耐塑性変形性および耐溶着性を向上させることを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者は、上記課題について検討した結果、超硬合金の基体の表面における結合相成分の染み出しの状態、すなわち、超硬合金の基体の表面における結合相成分が凝集した結合相凝集部の存在する状態を最適化することによって、塑性変形が抑制され、かつ耐溶着性が向上することを知見した。
【００１０】
すなわち、本発明の切削工具は、超硬合金を基体とする切削工具において、超硬合金の表面における結合相凝集部の面積割合より、切れ刃において結合相凝集部が占める面積割合が小さいことを特徴とするものである。
【００１１】
このような構成とすることによって、すなわち、超硬合金の放熱性を確保しつつ、切れ刃においては耐塑性変形性が向上した表面状態とすることで、刃先の熱を工具全体に伝達し、刃先に熱がこもることなく放熱できるため、刃先が高温になることによる被削材の溶着に起因する異常摩耗や刃先の塑性変形を防止できることから、切削工具の耐摩耗性と耐欠損性が向上する。
【００１２】
また、前記結合相凝集部は点在していることが、硬度が低い部分を一点に集中させず、耐摩耗性の低下を防ぐと共に、切削によって発生する熱を十分に放出させることができる点で望ましい。
【００１３】
さらに、前記超硬合金の表面における前記結合相凝集部が占める面積割合が１０〜７５面積％であるとともに、前記切れ刃において前記結合相凝集部が占める面積割合が１０面積％未満であることが、切れ刃における塑性変形を確実に抑制することができるとともに、切れ刃近傍の伝熱経路が確保できるため、切れ刃の熱を工具表面全体に効率よく放熱できる点で望ましい。
【００１４】
また、前記すくい面の切れ刃近傍領域において前記結合相凝集部が占める面積割合が１０〜６５面積％であることが、切れ刃近傍の伝熱経路が確保できるため、切れ刃の熱を工具表面全体に効率よく放熱できる点で望ましい。
【００１５】
さらに、前記結合相凝集部は、前記切れ刃に存在しないことが、工具摩耗を安定的に進行させるとともに、硬度低下によって生じる刃先の塑性変形および摩耗の進行を抑制することができる点で望ましい。
【００１６】
また、前記切れ刃の断面形状がＲ形状を有してなるとともに、前記Ｒ形状の切れ刃におけるすくい面側幅および逃げ面側幅をそれぞれa、ｂとしたとき、ａおよびｂが０．０１〜０．０４ｍｍであることが、切削抵抗を小さくでき、切削で発生する熱を抑え、切削熱による硬度低下や溶着に起因する異常摩耗を防止できる点で望ましい。
【００１７】
さらに、上記前記ａおよびｂは、ａ／ｂが０．９〜１．１の範囲にあることが、刃先にかかる応力がホーニング全体に均一にかかるようになり、切刃の欠損やチッピングを防ぐことができる点で望ましい。
【００１８】
また、前記基体の表面に被覆層を形成することが、工具の耐摩耗性を向上できる点で望ましい。
【００１９】
さらに、前記被覆層の総厚みが、０．５〜５μｍであることが、工具の耐欠損性を損なうことなく、耐摩耗性を向上できる点で望ましい。
【００２０】
上記、本発明の切削工具はステンレス切削用として用いられることが耐溶着性についてより高い効果を発揮するため望ましい。
【発明の効果】
【００２１】
上記本発明の切削工具によれば、前記結合相成分が凝集した結合相凝集部が、前記切れ刃よりも前記すくい面の切れ刃近傍領域において、多く存在していることで、刃先の熱を工具全体に伝達し、刃先に熱がこもることなく放熱できるため、刃先が高温になることによる被削材の溶着に起因する異常摩耗や刃先の塑性変形を防止できることから、切削工具の耐摩耗性と耐欠損性が向上する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２２】
本発明の切削工具について、図面に基づいて説明する。図１は本発明の切削工具の一例についての切れ刃を含む概略断面図である。また、図２（ａ）は本発明の切削工具１の基体２である超硬合金のすくい面３における走査型電子顕微鏡写真（２００倍）であり、図２（ｂ）は、切削工具１の切れ刃５の表面における走査型電子顕微鏡写真（２００倍）である。
【００２３】
図１によれば、本発明の切削工具１は、超硬合金６からなる基体２の上面にすくい面３が、側面に逃げ面４が、すくい面３と逃げ面４との交差稜部に切れ刃５が形成されてなり、該切れ刃５を被切削物（不図示）に当てて切削加工するものである。
【００２４】
本発明によれば、切削工具１の基体２である超硬合金６は、ＷＣ粒子からなる硬質相７とＣｏおよび／またはＮｉの結合相８とを含んでなる。なお、超硬合金６には、所望により、周期率表第４、５および６族元素の炭化物、窒化物および炭窒化物を含有した、ＷＣ粒子以外からなる硬質相（β相）を形成しても良い。また、結合相８中にはＣｏおよび／またはＮｉ以外に上記周期率表第４、５および６族元素が固溶されていてもよく、さらに炭素、窒素および酸素等の不可避不純物が含有されていても良い。
【００２５】
また、硬質相をなすＷＣ粒子２の平均粒径は１μｍ以下であることが望ましい。これにより、超硬合金１の強度および耐摩耗性を高めることができる。なお、後述する超硬合金６表面の構成とすることで、従来、それぞれのＷＣ粒子同士を結合する結合相８の厚みが薄くなり熱伝導が悪くなる傾向にあった、ＷＣ粒子の平均粒径が１μｍ以下のいわゆる微粒超硬合金においても、高い放熱性を有することができる。
【００２６】
ここで、本発明によれば、図２（ａ）および（ｂ）に示すように、切削工具１の基体である超硬合金６の表面が、該超硬合金６の表面における結合相８成分が凝集した結合相凝集部９が占める面積割合より、切れ刃５において結合相凝集部９が占める面積割合が小さい表面構成とすることによって、切削工具１全体の放熱性を確保しつつ、かつ、切れ刃５においては、より高硬度として耐塑性変形性を向上させることができる。その結果、刃先が高温となることによって生じる被削材の溶着を抑制し、該溶着に起因する異常摩耗を抑制することができます。そのため、安定した摩耗を実現できるため、長寿命な切削工具となる。
【００２７】
ここでいう結合相凝集部とは、超硬合金６内部にある結合相８を構成する成分が焼成時に表面へと移動してなる結合相成分量が超硬合金６の平均結合相成分量よりも多い（平均結合相成分量の１．３倍以上）部分のことである。
【００２８】
超硬合金６の表面における結合相凝集部９が占める面積割合を算出する方法は、超硬合金６の任意の表面を顕微鏡観察して、個々の結合相凝集部９をそれぞれ特定し、ルーゼックス法などを用いて個々の結合相凝集部９の面積を算出する。そして、観察視野領域全体に対する結合相凝集部９の総面積の割合を算出する。このとき、顕微鏡観察は金属顕微鏡、デジタル顕微鏡、走査型電子顕微鏡、透過型電子顕微鏡のいずれかを用いることができ、結合相凝集部９の大きさによって適当なものを選択することができる。
【００２９】
具体的には、超硬合金６の表面に存在する結合相凝集部９のうち、少なくとも任意の１０箇所（少なくとも、すくい面３および逃げ面４および切れ刃５の任意の３箇所については必ず選択することで、超硬合金６の表面における結合相凝集部９の面積割合として見積もることとする。）について上記測定方法を用いて測定し、それらの平均面積割合を算出することで得られる。
【００３０】
なお、切れ刃５における結合相凝集部９の占める面積割合を算出する方法も、切れ刃５の任意の１０箇所について、上記測定方法と同様とすることができる。なお、切れ刃５が断面形状がＲ形状をなすようホーニング処理されてなる場合は、切れ刃５の断面形状において、切れ刃５のＲ形状を略円弧とみなして得られる該円弧の中心角の二等分線方向から観察して得られる視野領域において、上記測定方法で測定することで、切れ刃５における結合相凝集部９の面積割合を算出することができる。
【００３１】
ここで、本発明によれば、さらに、結合相凝集部４は点在することが望ましい。なお、本発明において、結合相凝集部４が点在するという状態は、結合相成分が表面全体にわたって、すなわち、結合相成分が全面に存在する状態ではなく、結合相凝集部９と、結合相凝集部９以外の硬質相７と結合相８との超硬合金部分（以下、通常表面部と称す。）が目視または顕微鏡観察によって混在していることが確認できる状態のことを示す。さらに、結合相凝集部９の放熱性を高めるためには、図２（ａ）に示すように、通常表面部１１（白色）をマトリックスとして、結合相凝集部９が表面視で独立して分散するよう、点在した島状組織であることが望ましい。
【００３２】
またさらに、本発明によれば、図１に図示するように、切れ刃５の断面形状がＲ形状を有してなり、図２に示すように、超硬合金１の表面全体において、結合相８成分が凝集した結合相凝集部９を点在せしめ、かつ超硬合金６の表面における結合相凝集部が占める面積割合を、１０〜７５面積％とし、切れ刃表面における結合相凝集部の占める面積比率を１０面積％未満の比較的少ない割合とすることによって、切削工具表面全体においては結合相凝集部９による超硬合金６表面の放熱性の向上による耐摩耗性の向上、および結合相凝集部９以外の面による耐塑性変形性の低下を抑えることができ、工具切れ刃においては結合相凝集部９が１０面積％未満とすることで耐塑性変形性の低下を抑え、安定した摩耗を実現できるため、長寿命な切削工具１となる。
【００３３】
なお、ここでいう切れ刃５とは、図１に示すように切れ刃５の断面形状がＲ形状を有してなる場合、断面形状において、切れ刃５のＲ面とすくい面３との境界部分から切れ刃５のＲ面と逃げ面３との境界部分までの範囲のことをいう。
【００３４】
つまり、切削工具表面全体において、結合相凝集部９が存在せず、均一な組織からなる場合には、超硬合金６表面における放熱性が低く、切れ刃５の表面に局所的に発生した切削熱が切削工具表面全体に放熱されず切れ刃５が高温になってしまう。その結果、高温になった切れ刃５の組織が劣化したり、切れ刃５に被削材の溶着が生じてしまう。しかも、十分な靭性が得られず、突発欠損やチッピングが発生する。逆に、超硬合金１の表面に結合相富化層が形成される場合、すなわち、超硬合金１の表面全体に渡って結合相富化層が被覆され、超硬合金６の表面全体における結合相８の含有量が多い場合は、超硬合金１の表面における塑性変形が大きくなってしまい、膜剥離や異常摩耗、刃先の欠損などが発生しやすくなる。
【００３５】
したがって、本発明の切削工具は、結合相凝集部９の面積割合が超硬合金６表面の１０面積％より多く存在することで、放熱性を確保して耐溶着性を向上させ、溶着に起因して生じるチッピングや欠損の発生を抑制することができる。また、結合相凝集部９の面積割合が超硬合金１表面の７０面積％以下とすることで、金属の占める割合が多くなり、超硬合金１の表面における硬度が下がり耐塑性変形性が劣化することを抑制することができる。
【００３６】
さらに、本発明の切削工具は、上記のように工具表面全体における結合相凝集部の割合を最適化するとともに、切れ刃においては、結合相凝集部の面積割合を１０面積％未満とすることで、切れ刃において結合相凝集部が塑性変形し、異常摩耗が進行することを抑制することができる。その結果、チッピングなどを抑制することができるため、長寿命な工具とすることができる。
【００３７】
また、すくい面の切れ刃近傍領域において結合相凝集部９が占める面積割合が１０〜６５面積％であることが、切れ刃近傍の伝熱経路が確保できるため、切れ刃の熱を工具表面全体に効率よく放熱できる点で望ましい。すなわち、すくい面３の中でも、切削時に被削材との摩擦によって非常に高温となるため、切削工具１の放熱性に大きな影響を及ぼすすくい面の切れ刃近傍領域において、結合相凝集部９が占める面積割合を１０〜６５面積％と多くすることで、切れ刃５で発生した熱を切れ刃近傍領域からすくい面３へと効率よく伝達することができる。なお、ここでいう「すくい面の切れ刃近傍領域」とは、切れ刃５に隣接するすくい面領域のことであり、切削工具のサイズに応じて異なるが、本実施形態においては、切れ刃５とすくい面３との境界部分よりすくい面側に０．２ｍｍ幅の範囲Ａの領域のことである。
【００３８】
さらに、ここで工具表面全体における結合相凝集部の割合が上記数値範囲として、放熱性を確保した状態においては、特に、結合相凝集部９は、切れ刃５に存在しないことが、より一層、切れ刃の硬度を高めて刃先の塑性変形を抑制することができるため、安定した工具摩耗とすることができるため望ましい。なお、ここでいう「切れ刃５に結合相凝集部９が存在しない」ものとしては、切れ刃における結合相凝集部９が１面積％以下の誤差を有したものも含む。
【００３９】
また、切れ刃が断面形状がＲ形状を有してなるとともに、Ｒ形状の切れ刃におけるすくい面側幅および逃げ面側幅をそれぞれa、ｂとしたとき、ａおよびｂが０．０１〜０．０４ｍｍであることが、十分な刃先の強度を保つと共に切削抵抗を小さくでき、切削で発生する熱を抑え、切削熱による硬度低下や溶着に起因する異常摩耗を防止できる点で望ましい。
【００４０】
なお、ここでいうＲ形状の切れ刃５におけるすくい面側幅ａおよび逃げ面側幅ｂとは、それぞれ、図１に示すように、すくい面３の仮想延長線と逃げ面４の仮想延長線との交点からすくい面３と切れ刃５との境界部分までの寸法および前記交点から逃げ面４と切れ刃５との境界部分までの寸法のことである。
【００４１】
さらに、上記前記ａおよびｂは、ａ／ｂが０．９〜１．１の範囲にあること、つまり、切れ刃５のＲ形状を真円に近い円弧状とすることにより、切削時にかかる応力を、切れ刃５のＲ形状全体に均一とすることができ、切れ刃のチッピングや欠損を防ぐことができる点で望ましい。
【００４２】
また、基体２の表面に被覆層１０を形成することが、工具の耐摩耗性を向上できる点で望ましい。
【００４３】
またさらに、前記被覆層１０の総厚みが、０．５〜５μｍであることが、工具の耐欠損性を損なうことなく、耐摩耗性を向上できる点で望ましい。
【００４４】
超硬合金６を切削工具１と用いる際には、切削加工の際に、切削工具に溶着しやすいステンレスの切削に用いる場合に優れた工具寿命を発揮出来る。
【００４５】
なお、結合相凝集部９において、金属元素の総量に対して、ＣｏおよびＮｉの総含有量が１５〜７０質量％であることが、超硬合金１の表面における靭性を高めかつ塑性変形性を向上できる点で望ましい。ＣｏおよびＮｉの総含有量の望ましい範囲は２０〜６０質量％である。
【００４６】
また、結合相凝集部９の平均直径が１０〜３００μｍであることが、熱伝導性がよくて放熱性に寄与する経路を確実に確保して、放熱性を高め、かつ、耐摩耗性の低下を低減させることができる点で望ましい。さらに、結合相凝集部９の平均粒径の望ましい範囲は、５０〜２５０μｍである。
【００４７】
ここで、結合相凝集部９の平均直径を算出する方法は、超硬合金６の表面を顕微鏡観察して個々の結合相凝集部９をそれぞれ特定し、ルーゼックス法などを用いて個々の結合相凝集部９の面積およびそれらの平均面積を算出する。そして、この平均面積を円に換算したときの円の直径を指す。また、顕微鏡観察は金属顕微鏡、デジタル顕微鏡、走査型電子顕微鏡、透過型電子顕微鏡のいずれかを用いることができ、結合相凝集部９の大きさによって適当なものを選択することができる。
【００４８】
具体的には、超硬合金６の表面に存在する結合相凝集部９のうち、少なくとも任意の１０個について上記測定方法を用いて測定し、平均面積を算出することができる。
【００４９】
さらに、超硬合金１の表面から５μｍまでの深さ領域に結合相凝集部９が存在することが、超硬合金６の表面で発生した熱を確実に放熱できるとともに、超硬合金１表面における被加工物での耐塑性変形性を高めることができる点で望ましい。
【００５０】
一方、超硬合金６の内部における結合相８の含有量は６〜１５質量％であることが、超硬合金１の焼結不良の発生を防止させることができるとともに、超硬合金1の耐摩耗性の確保および塑性変形を抑えることができるため望ましい。
【００５１】
ここで、超硬合金６の表面における結合相８の成分量を測定する際には、Ｘ線マイクロアナライザー（Electron Probe Micro-Analysis：ＥＰＭＡ）、オージェ電子分光分析（Auger Electron Spectroscopy：ＡＥＳ）等の表面分析法にて測定することができる。
【００５２】
また、本発明における超硬合金６の内部とは、超硬合金６の表面から３００μｍ以上の深さ領域を指す。
【００５３】
また、超硬合金１中にクロム（Ｃｒ）及び／またはバナジウム（Ｖ）を含有することが、ＷＣ粒子が焼結中に粒成長することを抑制し、硬度の低下を抑え、耐摩耗性の低下を防ぐことができるため望ましい。特に、ＣｒおよびＶの望ましい範囲はそれぞれ０．０１〜３質量％であり、ＣｒおよびＶの合計含有量が０．１〜６質量％である。また、上記Ｃｒは、超硬合金６の焼結性を高めることができるとともに結合相８の腐食を抑えて耐チッピング性を高める効果もある。
【００５４】
（製造方法）
上述した超硬合金６を製造するには、まず、例えば平均粒径１．０μｍ以下のタングステンカーバイド（ＷＣ）粉末を７９〜９５質量％、平均粒径０．３〜１．０μｍの炭化バナジウム（ＶＣ）粉末を０〜３質量％、平均粒径０．３〜２．０μｍの炭化クロム（Ｃｒ３Ｃ２）粉末を０〜３質量％、平均粒径０．２〜０．６μｍの金属コバルト（Ｃｏ）を５〜１５質量％、平均粒径０．１〜０．５μｍの炭化チタン（TiC）を０〜１０質量％、平均粒径０．２〜０．６μｍの炭化タンタル（TaC）を０〜１０質量％、さらには所望により、金属タングステン（Ｗ）粉末、あるいはカーボンブラック（Ｃ）を混合する。なお、上述した炭化クロムなど添加物は所望により除いてもよい。
【００５５】
次に、上記混合に際して、メタノール等の有機溶媒をスラリーの固形分比率が６０〜８０質量％となるように添加するとともに、適切な分散剤を添加し、ボールミルや振動ミル等の粉砕装置で１０〜２０時間の粉砕時間で粉砕することにより、混合粉末の均一化を図った後、混合粉末にパラフィン等の有機バインダーを添加して成形用の混合粉末を得る。
【００５６】
そして、本発明によれば、上記混合粉末を用いて、プレス成形、鋳込成形、押出成形、冷間静水圧プレス成形等の公知の成形方法によって所定形状に成形した後、０．０１〜０．６ＭＰａのアルゴンガス中、昇温速度が１０〜１５℃／分にて、１３５０〜１４５０℃、望ましくは、１３９０〜１４１０℃で、０．２〜２時間焼成した後、５５〜６５℃／分の速度で８００℃以下の温度まで冷却することにより本発明の超硬合金６を作製することができる。
【００５７】
ここで、上記焼成条件のうち、昇温速度は量産をおこなうための最適な範囲であり、この範囲を外れると焼成炉内の温度差が著しく、結合相凝集部が安定して作製できない。焼成温度が１３５０℃より低いと合金を緻密化させることができず硬度低下を招き、逆に焼成温度が１４５０℃を超えると、ＷＣ粒子が粒成長して硬度、強度ともに低下する。また、この焼成温度が上記範囲から外れる場合、または焼成時のガス雰囲気が０．０１ＭＰａよりも低いか、または０．６ＭＰａを超える場合には、いずれも結合相凝集部が生成されず、超硬合金表面における放熱性が低下してしまう。また、焼成時の雰囲気をＮ２ガス雰囲気にすると、結合相凝集部が生成しない。さらに、冷却速度が５５℃／分より遅いと結合相凝集部が生成せず、冷却速度が６５℃／分より速いと結合相凝集部の面積割合が大きくなりすぎる。
【００５８】
その後、ブレーカー形状や厚み寸法を研削加工により加工する。さらに刃先Ｒ部をブラシまたはブラスト加工により加工するが、刃先Ｒ部から０．０５ｍｍ以上０．５ｍｍ未満の部分の結合相凝集部を除去しないように加工方法を工夫する必要がある。一例としては、刃先Ｒ部のみが露出するような治具を作成し、露出部のみをブラシまたはブラスト等により加工する方法がある。または、ブラシ加工にて、ブラシが刃先R加工部に所定量切り込むように、NC制御する方法がある。ブラシ加工の際は研削傷が残らないよう荒加工と仕上げ加工でブラシを変えるほうが望ましい。具体的には荒加工として♯２００〜６００のダイヤモンド砥粒を含有したブラシを使用し、仕上げ加工として、♯８００〜♯１５００のSiC砥粒を含有したブラシを使用する。
【００５９】
その後、表面に硬質被覆層を物理蒸着法や化学蒸着法といった一般的な成膜方法にて成膜して、表面被覆切削工具を作製した。
【実施例１】
【００６０】
平均粒径が０．６μｍの炭化タングステン粉末、平均粒径が０．４μｍのコバルト粉末、平均粒径が1μｍの炭化クロム粉末、平均粒径が０．５μｍの炭化バナジウム粉末、平均粒径が０．５μｍの炭化タンタル粉末、平均粒径が０．４μｍの炭化チタン粉末を表１の配合比で混合し、バインダーとしてパラフィンを加えてメタノールを溶媒として作製したスラリーをボールミルにて粉砕し、スプレードライヤーにて造粒し、混合粉末を作製した。
【００６１】
作製した混合粉末をプレス成形にてＣＮＭＧ１２０４０８の形状に成形し、表１の条件にて焼成を行って焼結体を作製した。
【００６２】
次に、作製した焼結体の刃先を表1の条件にて刃先処理を行った。
【００６３】
得られた超硬合金の切れ刃のＲ形状との境界部分からすくい面内部に向かって０．２ｍｍまでの範囲について、走査型電子顕微鏡により図２に示すような２００倍の２次電子像を観察し、６ｍｍ×５ｍｍの任意領域について、結合相凝集部の面積を測定し、存在比率（結合相凝集部を測定した視野領域における結合相凝集部の面積割合）を算出した。同様の方法で、すくい面切れ刃近傍領域の任意の１０箇所について面積割合を算出し、その平均値を求め、該値を、範囲Ａの凝集部存在割合として、表２に示す。
【００６４】
また、切れ刃５における結合相凝集部９の面積割合ついても、前述した切れ刃領域の任意の１０箇所において、上記と同様の測定方法で面積割合を算出し、それらの平均値を、切刃部の凝集部存在割合として、表２に示す。
【００６５】
さらに、超硬合金の表面における結合相凝集部が占める面積割合についても、前述したように、少なくともすくい面３の任意１箇所および逃げ面４の任意１箇所および切れ刃５の任意１箇所を含む任意１０箇所において、上記同様の測定方法で面積割合を算出し、それらの平均値を、全表面の凝集部存在割合として、表２に示す。
【００６６】
その後、作製された焼結体を表１の条件で刃先処理を行い、試料Ｎｏ．１〜１５の切削硬工具を作製した。さらに、試料Ｎｏ．５以外の切削工具については、表１に記載の硬質被覆層をアークイオンプレーティングにて成膜して表面被覆切削工具とした。
【００６７】
上記のようにして作製した切削工具を下記の条件にて切削試験を行った。結果は表２に示した。
【表１】
2008155335.tif 000003
【００６８】
＜条件＞
耐摩耗性試験
切削方法：連続切削
被削材  ：ＳＵＳ３０４丸棒  
切削速度：１３０ｍ／ｍｉｎ
送り    ：０．２ｍｍ／ｒｅｖ
切込み  ：１．５ｍｍ
切削状態：湿式
以上の条件にて切削を行い、切削時間    ２０分後の逃げ面摩耗量を測定した。
【００６９】
耐欠損性試験
切削方法：断続切削
被削材  ：ＳＵＳ３０４溝付き丸棒  （外周部に５mm幅の溝が４本入っている丸棒）
切削速度：１００ｍ/min
送り    ：０．２５ｍｍ/rev
切込み  ：１ｍｍ
切削状態：湿式
以上の条件にて切削を行い、刃先が欠損するまでに刃先に加わった衝撃回数を測定した。
【表２】
2008155335.tif 000004
【００７０】
表１、２の結果より、試料Ｎｏ．１３では、超硬合金表面における結合相凝集部が存在していないため、切削温度が高温になり、被削材が切刃に溶着して、耐欠損性評価試験における加工時間が短く、かつ耐摩耗性評価試験における摩耗幅が大きいものであった。
【００７１】
また、工具表面において、切れ刃における結合相凝集部が占める割合が、すくい面中央付近における結合相凝集部が占める割合よりも大きい試料Ｎｏ．１４および１５では、切れ刃に塑性変形が発生し、膜剥離やチッピングが発生して耐摩耗性、耐欠損性が低下し、早期に工具寿命に達してしまった。
【００７２】
これに対して、本発明に従い、原料混合粉末の混合、粉砕条件、焼成条件を所定の範囲に制御し、適切な刃先加工を行い、結合相凝集部における島状部分の面積割合を切刃部、範囲Ａ、全表面にわたり所定の範囲に調整した試料Ｎｏ．１〜１２では、放熱性が良くなるので切刃が高温になりにくく、耐溶着性に優れるものであった。また、これらは切削試験にて摩耗幅０．２０ｍｍ以下、欠損までの衝撃回数が２０００回以上の優れた耐摩耗性、耐欠損性を示すものであった。
【図面の簡単な説明】
【００７３】
【図１】切削工具の一例についての切れ刃を含む概略断面図である。
【図２（ａ）】超硬合金の表面のうちすくい面３における走査型電子顕微鏡写真（２００倍）である。
【図２（ｂ）】超硬合金の表面のうち切れ刃５における走査型電子顕微鏡写真（２００倍）である。
【符号の説明】
【００７４】
１：切削工具
２：基体
３：すくい面
Ａ：すくい面の切れ刃近傍領域
４：逃げ面
５：切れ刃
６：超硬合金
７：ＷＣ粒子からなる硬質相
８：Ｃｏおよび／またはＮｉを含む結合相
９：結合相凝集部
１０：硬質被覆層
１１：結合相凝集部以外のＷＣ粒子と結合相との超硬合金部分（通常表面部）
【図１】
2008155335.tif 000005
【図２（ａ）】
2008155335.tif 000006
【図２（ｂ）】
2008155335.tif 000007