(57)【要約】【課題】鋳物の断続旋削やフライス切削などの切削加工において、切削工具の寿命延長が求められるようになった。【解決手段】鉄族金属を主成分とする結合相：５〜２０体積％と、周期律表５ａ族元素の窒化物を主成分とする分散相：１〜１５体積％と、残りが炭化タングステンと不可避不純物とから構成された超硬合金において、該超硬合金の表面から内部に向かって３〜１００μｍの深さに亘って該分散相を含有しない表面層が形成されている超硬合金は、耐欠損性、耐チッピング性に優れるため、切削工具として用いると工具寿命を延長することができる。【特許請求の範囲】
【請求項１】
鉄族金属を主成分とする結合相：５〜２０体積％と、周期律表５ａ族元素の窒化物を主成分とする分散相：１〜１５体積％と、残りが炭化タングステンと不可避不純物とからなる超硬合金において、該超硬合金の表面から内部に向かって３〜１００μｍの深さに亘って該分散相を含有しない表面層が形成されている超硬合金。
【請求項２】
上記分散相は、窒化ニオブを主成分とする請求項１に記載の超硬合金。
【請求項３】
上記超硬合金は、超硬合金全体に対して０．０１〜０．２重量％の周期律表４ａ族元素を含有する請求項１または２に記載の超硬合金。
【請求項４】
上記表面層における結合相の平均含有量は、上記超硬合金の表面から２００μｍ以上の内部における結合相の平均含有量に対して１．０〜１．１倍である請求項１〜３のいずれか１項に記載の超硬合金。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれか１項に記載の超硬合金は、その表面に被膜を被覆した被覆超硬合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、超硬合金および被覆超硬合金に関する。その中でも鋳物の高速の切削加工、特に断続旋削やフライス切削などに適した超硬合金および被覆超硬合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
一般に、鋳物切削にはＩＳＯ規格でＫ系列に分類され、成分的にはＷＣ−Ｃｏ系あるいはＷＣ−Ｔａ（Ｎｂ）Ｃ−Ｃｏ系に代表される超硬合金が使用されている。硬さと強度・靱性に優れ、アブレッシブ摩耗（逃げ面摩耗）や微少チッピングに強いためである。一方、鋼切削にはＷＣ−ＴｉＣ−Ｔａ（Ｎｂ）Ｃ−Ｃｏ系に代表されるＰ系列合金が用いられ、ＴｉＣ添加による熱拡散摩耗（クレーター摩耗）の抑制が必須となっているが、逆に強度・靱性の低下が著しいために欠損やチッピングを起こし易い。そこで、その改善策として、表面近傍にＣｏが富化され、かつ立方晶系化合物を含有しない表面層を設けることにより、耐欠損性、耐チッピング性を向上させた超硬合金および被覆超硬合金が種々提案されている。
【０００３】
表面層を有する超硬合金に関する従来技術として、Ｗを含有したＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族金属の炭窒化物からなるＢ−１型結晶構造を持つ相と、５０重量％以上のＷＣ相とを硬質相として有し、鉄族金属を結合金属として有し、かつ表面層の５〜２００μｍはＢ−１相の割合が、他の部分より少ないことを特徴とする超硬合金がある（例えば、特許文献１参照。）。この超硬合金の表面層は、Ｂ−１相の減少により被覆超硬工具に適用した場合に耐欠損性、耐チッピング性を高めたものであるが、Ｗを含むＴｉの炭窒化物であるＢ−１相が合金内部に含まれ合金の強度が低くなるため、鋳物の断続切削では欠損し易いという問題がある。
【０００４】
また、ＷＣと立方晶の窒化炭素相を有し、本質的に立方晶相を含まない結合相富化した表面領域を持つ超硬合金の表面に、硬い耐磨耗被覆を形成した切削インサ−トの製造方法がある（例えば、特許文献２参照。）。具体的には、表面領域での勾配領域深さを調節するために、結合相量と炭窒化物相のＴｉ量，Ｔｉ／（Ｔａ＋Ｎｂ）比，窒素量などを限定した混合粉末を、窒素ガスの保護雰囲気と窒素のない雰囲気とで焼結するものである。
【０００５】
さらに、実質的に立方晶炭化物相の無いバインダーの豊富な表面領域を有する被覆切削工具インサートにおいて、７３〜９３ｗｔ％のＷＣと、４〜１２ｗｔ％のコバルトと、０．３ｗｔ％以上のチタンと０．５ｗｔ％以上のニオブを含有し周期律表のＩＶｂ族とＶｂ族の群からの元素の立方晶炭化物の残部からなり、不純物レベルのタンタル含有量を有する被覆切削工具インサートがある（例えば、特許文献３参照。）。
【０００６】
これらの超硬合金は、組成の限定により表面層のＣｏ富化量、層厚さを最適化したものではあるが、鋳物切削では、Ｃｏ増による耐摩耗性の低下と、合金中のチタン、ジルコニウム、ハフニウムによる耐欠損性の低下が問題となるため、鋳物の断続切削には不向きである。
【０００７】
【特許文献１】特開昭５４−８７７１９号公報
【特許文献２】特表２００１−５０２２４９号公報
【特許文献３】特開２００３−２０５４０６号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
近年の切削加工におけるコストダウン要求の高まりから、さらなる切削工具の寿命延長が求められるようになった。上述のような問題を有する従来の超硬合金では、こうした要求に応えられなくなってきた。本発明は、鋳物切削に有害な成分である周期律表４ａ族元素の炭窒化物を排除し、有効な成分である周期律表５ａ族元素の窒化物を含有させると共に、これらの窒化物を含有しない表面層を形成させることによって、耐欠損性、耐チッピング性を向上させた超硬合金および被覆超硬合金の提供を目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者は、長年に亘り、鋳物切削に最適な超硬合金および被覆超硬合金について検討を行っていた所、超硬合金に周期律表５ａ族元素の窒化物を含有させると、耐摩耗性と耐欠損性が共に改善されること、さらに表面近傍にこれらの窒化物を含有しない表面層を形成させると、耐欠損性、耐チッピング性がさらに向上すること、また、こうした表面層を形成させるには、周期律表５ａ族元素の窒化物を添加した混合粉末を加熱し焼結する際に、少なくとも収縮が終了する温度までは加圧窒素雰囲気で昇温して窒化物の分解を抑制して、焼結終了時までに雰囲気を真空にして合金表面近傍の窒化物を分解させれば良いという知見を得て、本発明を完成するに至ったものである。
【００１０】
すなわち、本発明の超硬合金は、鉄族金属を主成分とする結合相：５〜２０体積％と、周期律表５ａ族元素の窒化物を主成分とする分散相：１〜１５体積％と、残りが炭化タングステンと不可避不純物とからなる超硬合金において、該超硬合金の表面から内部に向かって３〜１００μｍの深さに亘って該分散相を含有しない表面層が形成されているものである。
【００１１】
本発明の超硬合金における鉄族金属を主成分とする結合相は、鉄族金属、または、鉄族金属に２０重量％以下の周期律表４ａ，５ａ，６ａ族元素，窒素，炭素が固溶した合金のことをいう。例えば、Ｃｏ−Ｗ，Ｃｏ−Ｃｒ−Ｗ，Ｎｉ−Ｗ−Ｃｒ，Ｆｅ−Ｎｉ−Ｍｏなどの合金を挙げることができる。結合相の含有量は、５体積％未満では強度、靱性が低いために欠損し易く、逆に２０体積％を超えて多くなると、硬さや耐摩耗性、耐塑性変形性が顕著に低下するため、結合相量を５〜２０体積％と定めたものである。
【００１２】
本発明の超硬合金における分散相は、周期律表５ａ族元素であるＶ，Ｎｂ，Ｔａの中の少なくとも１種の窒化物を主成分とするもので、分散相全体に対して８０重量％以上の周期律表５ａ族元素の窒化物と、残部が周期律表４ａ族元素の炭化物、炭窒化物の中の少なくとも１種とからなる。周期律表５ａ族元素の窒化物として、具体的には、ＶＮ，ＮｂＮ，ＴａＮ，（Ｖ，Ｔａ）Ｎ，（Ｎｂ，Ｔａ）Ｎなどを挙げることができ、実質的にＷやＣを含有しないもので、Ｎ量も化学量論組成に近いものである。周期律表５ａ族元素の中でもニオブは、後述する表面層の形成と制御が容易であり、また耐摩耗性、耐塑性変形性の改善効果が大きいので好ましい。この分散相の含有量は、超硬合金全体に対して１体積％未満になると耐摩耗性や耐塑性変形性の改善効果が少なく、逆に１５体積％を超えて多くなると強度、靱性の低下により耐欠損性が劣化するために、１〜１５体積％と定めたものである。ここで、分散相の含有量が２〜１０体積％の範囲であると表面層の形成が容易で、性能改善の効果が大きいので望ましい。
【００１３】
本発明の超硬合金は、合金全体に対して０．０１〜０．２重量％の周期律表４ａ族元素を含有すると、耐塑性変形性が向上し、表面層の形成が容易となるので好ましく、その中でも特にジルコニウム、ハフニウムが好ましい。０．０１重量％未満では含有した効果が少なく、０．２重量％を超えて大きくなると、急激に耐欠損性、耐チッピング性が低下する。ここで、周期律表４ａ族元素は窒化物あるいは炭窒化物を形成し、分散相の一部となっている。
【００１４】
本発明の超硬合金における表面層は、分散相を実質的に含有しない領域で、合金表面から内部に向かって３〜１００μｍの深さに亘って形成されている。表面層の表面からの深さ（厚さ）は、３μｍ未満では、靱性向上が少なくて耐欠損性の改善効果が低く、逆に１００μｍを超えて深くなると、耐塑性変形性や耐摩耗性が低下するために、３〜１００μｍと定めたものである。また、表面層における結合相の平均含有量が表面から２００μｍ以上の内部における結合相の平均含有量に対して１．０〜１．１倍であると耐摩耗性と耐欠損性のバランスが良いので好ましい。
【００１５】
本発明の被覆超硬合金は、本発明の超硬合金の表面に被膜を被覆したものである。本発明における被膜は、周期律表４ａ，５ａ，６ａ族元素，Ａｌ，Ｓｉの炭化物，窒化物，酸化物，これらの相互固溶体，ダイヤモンド，ダイヤモンド状カーボンおよび窒化硼素の中から選ばれた少なくとも１種からなり、超硬合金の基材の耐摩耗性、耐酸化性および／または潤滑性を向上させる。具体的には、ＴｉＣ，ＴｉＮ，ＴｉＣＮ，ＴｉＣＯ，ＴｉＣＮＯ，ＴｉＡｌＮ，ＴｉＳｉＮ，ＴｉＡｌＣＮＯ，Ａｌ2Ｏ3，ダイヤモンド，ダイヤモンド状カーボン，ｃＢＮなどを挙げることができる。その中でも化学蒸着法で被覆するＴｉＣ，ＴｉＮ，ＴｉＣＮ，ＴｉＣＯ，ＴｉＣＮＯ，ＴｉＡｌＣＮＯ，Ａｌ2Ｏ3の中の少なくとも１種は耐摩耗性が優れるため、さらに好ましい。
【００１６】
本発明の超硬合金の製造方法に関し、従来の焼結条件と異なる点は、昇温時には加圧窒素雰囲気とし焼結時には真空にすることである。この方法は窒素の解離圧とＷの固溶量が周期律表５ａ族元素の窒化物と周期律表４ａ族元素の窒化物とで異なることを利用したものである。すなわち、本発明で添加された周期律表５ａ族元素の窒化物は、周期律表４ａ族元素の窒化物よりも窒素解離圧が高く、収縮完了までの昇温時に脱窒を起こし、焼結時には殆ど脱窒しないために、表面層が形成されない。一方、周期律表４ａ族元素も添加された従来合金では、昇温時には殆ど脱窒を起こさず、収縮完了後の結合相の液相出現によって周期律表４ａ族元素とＷとの複合炭窒化物が形成され、複合炭窒化物中へのＷ固溶量の増加に伴って脱窒が急激に進行するため、表面層が形成されるものと考えられる。
【００１７】
本発明での具体的な焼結条件例として、鉄族金属と炭化タングステンと周期律表５ａ族元素の窒化物とからなる混合粉末の圧縮成形体を、１０００℃までは真空中で加熱して脱酸し一部は脱窒し、１４００℃で少なくとも収縮完了するまでは炉内圧力０．２Ｍｐａの窒素雰囲気で加熱して脱窒を防止し一部は窒化した後、再度真空中で加熱して脱窒させながら、１４５０℃に保持して焼結するものが挙げられる。ここで、表面層の深さは、収縮完了後の加熱焼結における真空中での保持時間により制御するのが有効である。
【００１８】
本発明の被覆超硬合金は、本発明の超硬合金に従来からある被膜の被覆方法によって作製することができる。具体的には、化学蒸着法（ＣＶＤ）、物理蒸着法（ＰＶＤ）を挙げることができる。その中でも化学蒸着法によると被膜の密着性に優れるため好ましい。
【００１９】
本発明の超硬合金および被覆超硬合金の用途の一つとしては、切削工具を挙げることができる。その中でも特に鋳物の断続旋削用またはフライス切削用の切削工具が好ましい。
【発明の効果】
【００２０】
本発明の超硬合金および被覆超硬合金は、分散相である周期律表５ａ族元素の窒化物が耐摩耗性、耐塑性変形性を向上させる作用をし、分散相を含有しない表面層が耐欠損性、耐チッピング性を向上させる作用をし、その結果、切削工具として使用したとき、工具寿命を長くさせる効果を奏する。
【００２１】
本発明の超硬合金および被覆超硬合金は、特に高速での鋳物のフライス加工用または断続旋削用の切削工具として使用したとき、耐欠損性、耐チッピング性に優れ、刃先の塑性変形に伴う異常摩耗を起こし難いために、工具寿命を顕著に改善する効果を奏する。
【実施例１】
【００２２】
市販の平均粒径２．５μｍのＷＣ，平均粒径１．０μｍのＣｏ，平均粒径１．７μｍのＮｉ，平均粒径２．７μｍのＶＮ，平均粒径２．２μｍのＮｂＮ，平均粒径１．６μｍのＴａＮ，平均粒径１．１μｍのＮｂＣ，平均粒径１．０μｍのＴａＣ，平均粒径１．１μｍの（Ｗ，Ｔｉ）Ｃ（重量比でＷＣ／ＴｉＣ＝７０／３０），平均粒径１．２μｍのＴｉＣＮ（重量比でＴｉＣ／ＴｉＮ＝５０／５０）および平均粒径２．３μｍのＣｒ3Ｃ2の各粉末を用いて、表１に示す配合組成に秤量し、ステンレス製ポットにアセトン溶媒と超硬合金製ボ−ルと共に挿入し、４８時間の混合粉砕後、乾燥して混合粉末を得た。そして、これらの粉末をＩＳＯ規格でＳＮＭＧ１２０４０８のブレーカ付きチップ用金型に充填し、１９６ＭＰａの圧力でもって圧粉成形体を作製し、カ−ボンブラック粉末を塗布したカ−ボン板上に設置した後、焼結炉に挿入して加熱焼結し、本発明品１〜７および比較品１〜７の超硬合金チップを得た。適用した昇温、焼結、冷却の各工程における雰囲気の詳細を表２に一括して示し、その条件番号を焼結保持での温度、時間と共に表１に併記した。
【００２３】
【表１】
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【００２４】
【表２】
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注）＊昇温速度を１５℃／ｍｉｎとした。
【００２５】
こうして得られた超硬合金チップの各１個を用い、その中央を切断し、断面を１０００＃のダイヤモンド砥石で湿式研削加工した後、粒径１μｍのダイヤモンドペ−ストでラップ加工して断面組織観察用の試料を作製した。まず、光学顕微鏡で表面近傍の組織を観察し、分散相（比較品での炭化物、複合炭窒化物も含む）を含有しない表面層の深さを測定した。その結果を表３に示す。次に、電子顕微鏡を用いて各試料の表面（焼結肌）から内部に向かっての組織写真を順次撮り、画像処理装置を使用してＷＣ相、結合相、分散相の体積率を求めた。表面層内の中央付近と表面から２００μｍ内部におけるそれぞれの値を表３に併記した。さらに、結合相に関しては、２００μｍ内部の結合相量（Ｖｉ）に対する表面層の結合相量（Ｖｓ）の体積比率：Ｖｓ／Ｖｉを求めて表３に併記した。
【００２６】
【表３】
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【００２７】
表３の結果から、周期律表５ａ族元素の窒化物を添加した本発明組成の場合でも、従来の真空中あるいは窒素雰囲気での昇温・焼結では表面層が形成されず、また、周期律表５ａ族元素を炭化物で添加した場合に本発明条件の加圧窒素中での昇温を適用しても表面層は形成されないことが分かる。ここで、比較品７はチタンが添加されているため、表面層が従来通りに形成されている。なお、周期律表４ａ族元素を含有すれば、炭化物添加であっても本発明条件で表面層が形成されるものと推察される。
【００２８】
次に、得られた各超硬合金チップの別の１個を用い、側面の焼結肌を表面から５μｍの深さまでラップ加工した後、ビッカース圧子を用いた荷重：１９．６Ｎでの合金表面の硬さおよび破壊靱性値Ｋ1C（ＩＦ法）をそれぞれ測定した。さらに、同一チップについて４００＃と１０００＃のダイヤモンド砥石を用いて表面から２００μｍの深さまで湿式研削加工し、ラップ加工を施した後に同様の条件で合金内部の硬さと破壊靱性値を測定した。これらの結果を表４に示す。
【００２９】
【表４】
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【００３０】
表４中の結果を同一Ｃｏ量の合金（本発明品１，７と比較品１を除く）で比較した所、表面層を有する本発明品は、表面近傍の破壊靱性値が著しく高く、また内部の破壊靱性値も同一硬さの比較品に比べて高い傾向にあることが分かる。ここで、比較品７での表面近傍の破壊靱性値も高いが、硬さは著しく低く、また内部の破壊靱性値がチタンを含有しているために低い。
【実施例２】
【００３１】
実施例１で得た、本発明品３，５，６および比較品２，３，４の超硬合金チップを用い、上下のボス面を２７０＃のダイヤモンド砥石で研削加工した後（但し、刃先とブレーカ面は焼結肌）、３２０＃の炭化けい素砥粒を含有したポリアミド繊維製ブラシで刃先部を研磨して半径０．０５ｍｍのＲホーニングを施した。そして、以下に示す２種の切削試験を実施した。これらの結果を表５にまとめて示す。
【００３２】
試験（Ａ）；被削材：ＦＣ３５０，切削形態：乾式の外周連続旋削切削，切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ，切込み：１．５ｍｍ，送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ，切削時間：１０ｍｉｎ，評価基準：逃げ面の平均摩耗量（ＶＢｍｍ）。
【００３３】
試験（Ｂ）；被削材：ＦＣＤ４００の円盤（盤面に十字の溝入り），切削形態：湿式での盤面断続旋削，切削速度：１００〜３３ｍ／ｍｉｎ，切込み：２．０ｍｍ，送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ，評価基準：ＶＢ＝０．３ｍｍに達するかあるいは欠損、チッピングを生じるまでの切削時間。
【００３４】
【表５】
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【実施例３】
【００３５】
実施例１で得た、本発明品２，４および比較品５，７の超硬合金チップを用い、上下のボス面を２７０＃のダイヤモンド砥石で研削加工（但し、刃先とブレーカ面は焼結肌）したところ、３２０＃の炭化けい素砥粒を含有したポリアミド繊維製ブラシで刃先部を研磨して半径０．１ｍｍのＲホーニングを施した。そして、洗浄した後にＣＶＤコ−テイング装置に挿入し、Ｈ2，ＨＣｌ，Ａｒ，Ｎ2，ＴｉＣｌ4，ＣＨ3ＣＮ，ＣＯ2，ＡｌＣｌ3などの混合ガスを９００〜１０５０℃に加熱することによって、超硬合金側から膜厚１．０μｍのＴｉＮ膜，膜厚５．０μｍの柱状晶ＴｉＣＮ膜，膜厚１．０μｍのＴｉＣ膜，膜厚４．０μｍのＡｌ2Ｏ3膜，膜厚１．０μｍのＴｉＮ膜の総膜厚１２μｍの被膜を被覆してそれぞれ本発明品８，９および比較品８，９の被覆超硬合金チップを得た。
【００３６】
こうして得た被覆超硬合金チップのそれぞれ３個を用い、以下に示す切削試験を実施し、その結果を表６に示した。
【００３７】
試験（Ｃ）；被削材：ＦＣＤ４００の円盤（盤面に十字の溝入り），切削形態：湿式での盤面断続旋削，切削速度：１５０〜５０ｍ／ｍｉｎ，切込み：１．５ｍｍ，送り：０．２０ｍｍ／ｒｅｖ，評価基準：ＶＢ＝０．２ｍｍに達するかあるいは欠損、チッピングを生じるまでの切削時間。
【００３８】
【表６】
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【００３９】
表５と表６での鋳物切削試験の結果によれば、未被覆の本発明品は耐摩耗性では若干、耐チッピング性では大幅に優れる。また、被覆した場合には、耐欠損性や耐塑性変形性に優れるために、従来の比較品より長寿命となっている。