(57)【要約】  【課題】  ステンレス等の難削材の仕上げ加工領域で優れた切削性能を発揮するサーメット切削工具を提供する。  【解決手段】Ｃｏ、Ｎｉを主成分とする結合相と、Ｔｉを主とする周期律表４ａ、５ａおよび６ａ族金属の炭窒化物からなる硬質相とからなるＴｉＣＮ基サーメットからなり、前記ＣｏおよびＮｉを総量で４〜１４質量％含有し、前記周期律表４ａ、５ａおよび６ａ族金属総量に対してＴｉを５５〜８０質量％含有し、且つサーメット中心部の前記硬質相の平均結晶粒径が０．５〜１μｍのサーメットを荒加工用切削工具として使用する。特にサーメット焼結体表面に、表面層が次第に増加する層が３０〜６０μｍの厚みで存在することが望ましい。  【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃｏおよび／またはＮｉを主成分とする結合相と、Ｔｉを主とする周期律表４ａ、５ａおよび６ａ族金属の炭窒化物からなる硬質相とからなるＴｉＣＮ基サーメットからなり、前記ＣｏおよびＮｉを総量で４〜１４質量％含有し、前記周期律表４ａ、５ａおよび６ａ族金属総量に対してＴｉを５５〜８０質量％含有し、且つサーメット中心部の前記硬質相の平均結晶粒径が０．５〜１μｍであることを特徴とする仕上げ加工用切削工具。
【請求項２】
前記サーメット焼結体内部から表面に向かって金属タングステン元素の濃度が増加する表面層が存在することを特徴とする請求項１記載の仕上げ加工用切削工具。
【請求項３】
前記表面層が３０〜６０μｍで存在することを特徴とする請求項２記載の仕上げ加工用切削工具。
【請求項４】
前記サーメットの表面に、（ＴｉｘＭ１−ｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）（ただし、ＭはＴｉ以外の周期律表４ａ、５ａおよび６ａ族金属、Ａｌ、Ｓｉのうちの１種以上、０．４≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１）で表わされる硬質被覆層を被覆してなることを特徴とする請求項１乃至請求項３のいずれか記載の仕上げ加工用切削工具。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ＴｉＣＮ基サーメットからなり、仕上げ加工用として高い切削性能を有する切削工具に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来より、切削加工用のスローアウェイチップの素材として炭化タングステンからなる硬質相をＣｏの結合相で結合した超硬合金（例えば、特許文献１、２参照）や、Ｔｉと、Ｔｉ以外の周期律表４ａ、５ａおよび６ａ族金属のうちの１種以上との複合金属炭窒化物からなる硬質相を、Ｃｏおよび／またはＮｉの結合相にて結合したＴｉＣＮ基サーメット（例えば、特許文献３、４参照）が主として用いられている。ところで、サーメット工具は仕上げ加工から荒加工に至る幅広い加工領域で用いられているが、中でもＴｉＣＮ基サーメットは高い耐摩耗性、鋼材との優れた耐反応性を生かして主に仕上げ加工領域で用いられている。
【特許文献１】特開平８−５７７０３号公報
【特許文献２】特開２００１−３２９３３１号公報
【特許文献３】特開２００１−２７７００８号公報
【特許文献４】特開平９―２３９６０５号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００３】
しかしながら、Ｐｂフリー快削鋼など新たな難削材の出現により、上記従来のＴｉＣＮ基サーメットでも、仕上げ加工用として十分に特性が最適化されているとは言えず、サーメットの得意領域である仕上げ加工領域において、更に優れた切削性能を発揮するサーメットが切望されていた。
【０００４】
従って、本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、その目的は、仕上げ加工領域で従来よりも優れた切削性能を発揮するＴｉＣＮ基サーメットからなる仕上げ加工用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】
【０００５】
本発明者は、上記仕上げ加工用に適したサーメットの構成について検討した結果、Ｔｉおよび結合相の含有量、硬質相の粒径を最適化することにより、仕上げ加工領域にて従来よりも高い切削性能を発揮するサーメットが得られることを知見した。
【０００６】
即ち、本発明の仕上げ加工用切削工具は、Ｃｏおよび／またはＮｉを主成分とする結合相と、Ｔｉを主とする周期律表４ａ、５ａおよび６ａ族金属の炭窒化物からなる硬質相とからなるＴｉＣＮ基サーメットからなり、前記ＣｏおよびＮｉを総量で4〜１４質量％含有し、前記周期律表４ａ、５ａおよび６ａ族金属総量に対してＴｉを５５〜８０質量％含有し、且つサーメット中心部の前記硬質相の平均結晶粒径が０．５〜１μｍであることを特徴とする。
【０００７】
ここで、前記サーメット焼結体内部から表面に向かって金属タングステン元素の濃度が増加する表面層が存在することが望ましい。これによって、表面における熱伝導率を高めることができて切削による加工熱を効率よく放熱できるとともに、表面における熱膨張率を小さくして、加工熱発生時の切刃部の熱膨張、冷却による切刃部の熱収縮の熱履歴を抑制することができ、この熱履歴に起因するクラックの発生を防止することができる。特に、この構成は、加工熱が発生しやすい高速仕上げ切削加工や、ステンレスあるいはＰｂフリー快削鋼等の難削材の加工に対して特に有効である。
【０００８】
さらに、前記表面層は表面から３０〜６０μｍの深さにわたって存在することが、加工熱に対する放熱性および熱膨張の抑制の点で望ましい。
【０００９】
また、前記サーメットの表面には、（ＴｉｘＭ１−ｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）（ただし、ＭはＴｉ以外の周期律表４ａ、５ａおよび６ａ族金属、Ａｌ、Ｓｉのうちの１種以上、０．４≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１）で表わされる硬質被覆層を被覆してなることによって、仕上げ加工においても優れた耐摩耗性と耐欠損性、および耐溶着性を両立し発揮とすることができる。
【発明の効果】
【００１０】
本発明の切削工具は、ＴｉＣＮ基サーメットでありながら、Ｔｉおよび結合相の含有量、硬質相の粒径を最適化することにより、仕上げ加工領域において耐欠損性および耐摩耗性に優れ、かつ仕上面粗度の高い切削性能を発揮する工具を提供することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
本発明の切削工具は、Ｃｏおよび／またはＮｉを主成分とする結合相と、Ｔｉを主とする周期律表４ａ、５ａおよび６ａ族金属の炭窒化物からなる硬質相とからなるＴｉＣＮ基サーメットからなるものであるが、本発明によれば、特に仕上げ加工に適した工具に関わるものである。
【００１２】
ここで、本発明における仕上げ加工領域とは、送り０．０１〜０．２５ｍｍ／ｒｅｖ（回転）、かつ、切込み０．０１〜１．８ｍｍ、切削速度５０〜５００ｍ／ｍｉｎで、湿式または乾式状態での加工、特に旋削加工を指す。
【００１３】
この仕上げ加工用に適した工具とする上で、本発明によれば、前記ＣｏおよびＮｉを総量で４〜１４質量％含有することが重要である。すなわち、結合相の含有量が４質量％未満では強度および耐衝撃性が低下する傾向にあり、逆に結合相の含有量が１４質量％を越えると急激に仕上げ加工領域での切削において耐摩耗性が低下する。また、いずれの場合も仕上げ加工用として用いると即時欠損するか、または刃先の塑性変形性が悪くなって摩滅してしまい優れた切削性能を得ることができない。ＣｏおよびＮｉは、特に５〜１２質量％、さらには被削材の仕上げ面粗度を高めるためには６〜１０質量％の割合で含有されることが望ましい。
【００１４】
また、本発明によれば、サーメット中における前記周期律表４ａ、５ａおよび６ａ族金属総量に対してＴｉを５５〜８０質量％含有することが重要である。これは、前記Ｔｉ量が５５質量％より少ないと仕上げ加工に必要な強度を確保することができず、逆に、８０質量％より多いと靭性が低下して、加工熱が問題となるような高速仕上げ加工時の耐衝撃性が低下する。特に前記Ｔｉ量は６５〜７７質量％であることが被削材の仕上げ面粗度を高める点で望ましい。
【００１５】
このＴｉを含む周期律表４ａ、５ａおよび６ａ族金属は、硬質相として複合金属炭窒化物を形成しており、特に、硬質相は、ａ）ＴｉＣＮからなる芯部と、ｂ）Ｔｉと、Ｔｉ以外の周期律表４ａ、５ａおよび６ａ族金属、特にＷ、Ｍｏ、ＴａおよびＮｂのうちの１種以上との複合炭化物、複合窒化物、複合炭窒化物の少なくとも１種からなる周辺部の、ａ）ｂ）とから構成される２重有芯構造、または３重有芯構造をなしていることが、粒成長制御効果を有しサーメット基体が微細で均一な組織となるとともに、結合相との濡れ性に優れてサーメットの高強度化に寄与する点で望ましい。
【００１６】
さらに、本発明によれば、切削工具の中心部における前記硬質相の平均結晶粒径が０．５〜１μｍ、特に０．６〜０．９μｍ、さらに０．７〜０．９μｍであることが重要である。すなわち、この硬質相の平均結晶粒径が０．５μｍより小さいと硬質相の凝集が生じやすく不均一な組織となってサーメットの耐衝撃性や硬度が低下し、工具の耐欠損性および耐摩耗性が低下する。逆に、硬質相の平均結晶粒径が１μｍを超えるとサーメットの強度が低下してチップの耐欠損性が低下する。
【００１７】
また、本発明の切削工具においては、前記サーメット焼結体内部から表面に向かって金属タングステン元素の濃度が増加する表面層が存在することが望ましい。これによって、表面における熱伝導率を高めることができて切削による加工熱を効率よく放熱できるとともに、表面における熱膨張率を小さくして、加工熱発生時の切刃部の熱膨張、冷却による切刃部の熱収縮の熱履歴を抑制することができ、この熱履歴に起因するクラックの発生を防止することができる。特に、この構成は、加工熱が発生しやすい高速仕上げ切削加工や難削材の加工に対して特に有効である。
【００１８】
さらに、前記表面層は表面から３０〜６０μｍの深さで存在することが、加工熱に対する放熱性の点で望ましく、さらに前記表面層は表面から３０〜４５μｍの深さで存在することが熱膨張の抑制の点で望ましい。
【００１９】
また、後述する硬質被覆層との密着性、熱伝導率向上、塑性変形の抑制の点でサーメット基体の表面における硬質相の平均結晶粒径ｒ１が、サーメット中心部における硬質相の平均結晶粒径ｒ２よりも大きいことが望ましく、具体的にはｒ１＝０．５〜２μｍであることが望ましい。
【００２０】
さらには、本発明によれば、サーメット基体表面に、（ＴｉＭ１−ｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）（ただし、ＭはＴｉ以外の周期律表４ａ、５ａおよび６ａ族金属、Ａｌ、Ｓｉのうちの１種以上、０．４＜ｘ≦１、０≦ｙ≦１）で表わされる硬質被覆層（以下、Ｔｉ系被覆層と略す。）を被覆してもよく、かかる被覆層はサーメット母材の直上に形成することが望ましい。さらには、高硬度や高温安定性などの耐熱性の点で、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、ＺｒおよびＣｒの群から選ばれる１種、最適にはＡｌであることが最も望ましい。
【００２１】
また、硬質被覆層としては、上記Ｔｉ系被覆層に加えて、例えば、ダイヤモンド、立方晶窒化硼素、アルミナ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｃｒ、Ｓｉの炭化物、窒化物、炭窒化物の１種以上からなる他の硬質被覆層を形成することもできる。
【００２２】
本発明のＴｉＣＮ基サーメットからなる切削工具を製造するには、まず原料粉末として、硬質相形成成分として、ＴｉＣＮ粉末と、周期律表４ａ、５ａおよび６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物の群から選ばれる少なくとも１種の粉末を用いて、周期律表４ａ、５ａおよび６ａ族金属総量に対するＴｉ量が５５〜８０質量％、特に６５〜７７質量％となるように秤量する。また、硬質相形成成分全体における炭素（Ｃ）と窒素（Ｎ）とのＮ／（Ｃ＋Ｎ）の比率が０．４〜０．６となるように調合する。
【００２３】
また、このときに用いるＴｉＣＮ粉末の平均粒径が０．４〜１．０μｍの微細な粉末であることが必要である。この時のＴｉＣＮ粉末の平均粒径が１．０μｍよりも大きいと、サーメットにおける硬質相の前記平均結晶粒径を１μｍ以下にすることが困難となる。また、０．４μｍよりも小さいと、硬質相の前記平均結晶粒径を０．５μｍ以上とすることが困難となる。
【００２４】
また、周期律表４ａ、５ａおよび６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物の群から選ばれる少なくとも１種の粉末の平均粒径は０．５〜２μｍが適当である。
【００２５】
また、結合相形成成分として、平均粒径が０．３〜４μｍのＮｉおよび／またはＣｏの粉末を４〜１４質量％の割合で添加する。
【００２６】
そしてこれらの秤量された粉末をボールミルなどによって混合した後、プレス成形、押出成形、射出成形などの公知の成形手法によって所定の切削工具形状に成形した後、焼成する。
【００２７】
焼成にあたっては、有芯構造の硬質相を形成し、また硬質相の粒成長を抑制するために、真空度０．０１Ｔｏｒｒ以下で、室温から９５０℃付近までを１０〜１５℃／分で昇温し、その後、１３００℃付近までを１〜５℃／分で昇温し、さらに１５００℃〜１６００℃までを３℃〜１５℃／分で昇温し保持時間１時間以内で放冷で室温まで１０℃〜１５℃／分で冷却する条件で焼成することが望ましい。
【００２８】
また、サーメット表面に変質層を形成するためには、上記の焼成条件において、室温から１２５０℃〜１３５０℃の第１の温度までを０．１〜０．３ｋＰａの窒素ガス中で処理し、１２５０℃〜１３５０℃の第１の温度から１５００〜１６００℃の第２の温度（焼成温度）の昇温過程のみ真空０．０１Ｔｏｒｒ以下とし、１５００℃〜１６００℃で焼成した後、冷却過程において真空０．０１Ｔｏｒｒ以下として室温まで１０℃〜１５℃／分で冷却することが望ましい。
【００２９】
また、上記の方法によって作製されたＴｉＣＮ基サーメットを母材として、その表面に、化学気相成長法（ＣＶＤ法）や、スパッタリング法、イオンプレーティング法、蒸着法などの物理気相成長法（ＰＶＤ法）などによって前述したような被覆層を形成すればよい。
【実施例】
【００３０】
原料粉末として、表１に示す平均粒径のＴｉＣＮ粉末と、いずれも平均粒径が０．５〜２μｍのＴｉＮ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＷＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＶＣ粉末、および平均粒径が２μｍのＣｏ粉末、Ｎｉ粉末またはＣｏとＮｉとの合金粉末を用い、これら原料粉末を表１に示される配合組成に配合し、ボールミルで湿式混合粉砕した。なお、上記平均粒径はマイクロトラック法で測定したものである。
【００３１】
次に、上記混合粉末を用いて、成形圧９８ＭＰａでチップ形状および抗折試験片形状にプレス成形し、それぞれの成形体を０．０１Ｔｏｒｒ以下の真空中で９５０℃まで１２℃／ｍｉｎで昇温し、９５０℃から１３００℃までを２℃／分で昇温し、表１の焼成温度まで５℃／分で昇温し、１時間保持した後、真空中で１２℃／分で室温まで降温して、ＴＮＧＡ１６０４０８Ｒ−Ｓ形状のサーメットを作製した。なお、試料Ｎｏ．８、９については、昇温過程で１３００℃までを０．２ＫＰａの窒素中とする以外は、上記と同様にして焼成した。
【００３２】
作製したサーメットについてＪＩＳＲ１６０７に従い、靱性（ＩＦ法）の測定を行った。結果は表２に示した。
【００３３】
さらに得られたチップ中心部の断面を電子顕微鏡観察して７×７μｍの観察領域２箇所をインターセプト法で硬質相の結晶粒径を測定し、その平均結晶粒径を測定した。
【００３４】
さらに、チップの表面付近におけるタングステン金属元素の濃度分布をＥＰＭＡ法で濃度変化を測定し、タングステン金属元素の濃度変化を観察し、焼結体内部（表面から１０００μｍの深さ）位置から、表面に向かってタングステン金属元素の濃度分布を測定し、タングステン金属元素の濃度が内部に対して１．１倍以上の濃度を有する表面層の深さを測定した。なお、測定に際しては同じ仕様で作製した３個について測定しその平均値にて求めた。
【００３５】
また、得られたスローアウェイチップ各１０個ずつについて、下記仕上げ加工切削条件で切削を行い、摩耗幅と被削材の面粗度を測定した。
【００３６】
切削条件
被削材：Ｐｂフリー快削鋼  丸棒
切削速度：２１０ｍ／ｍｉｎ
送り：０．１３ｍｍ／ｒｅｖ
切込み：０．５ｍｍ
切削時間：２０ｍｉｎ
【表１】
2005153100.tif 000002
【００３７】
表１の結果から明らかなように、本発明の試料Ｎｏ．１〜７は、いずれも高硬度を有するとともに加工後の被削材の面粗度が非常に小さく安定したものであった。
【００３８】
これに対して、Ｎｉ＋Ｃｏ含有量が４質量％よりおおい試料Ｎｏ．８では抗折強度が低く、仕上げ加工条件でも早期に欠損が発生してしまった。また、Ｎｉ＋Ｃｏ含有量が１４質量％を超える試料Ｎｏ．９では，表面層が厚くなり耐酸化性および耐塑性変形性が低下し、刃先が摩滅した。
【００３９】
さらに、周期律表４ａ、５ａおよび６ａ族金属総量に対してＴｉの含有量が５５質量％より少ない試料Ｎｏ．１０ではチップの刃先が早期に欠損が発生してしまい、周期律表４ａ、５ａおよび６ａ族金属総量に対してＴｉの含有量が８０質量％を超える試料Ｎｏ．１１では摩耗が進行して早期に切削不能となった。