(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
（ａ）電子顕微鏡による断面組織観察で、硬質分散相が、７０．７〜８１．６面積％の炭化タングステンと、２．２〜４．８面積％のＴｉ、Ｔａ、およびＮｂのうちの１種または２種以上とＷとＣｒの複合炭化物（ただし、合量で７５．５〜８３．８面積％）からなり、残りがＣｏを主体とする結合相および不可避不純物からなる組織を有すると共に、
（ｂ）全体に占める重量割合で、
Ｃｏ：８．０１〜１２．９０％、
Ｃｒ：０．７０〜２．２０％、
Ｔｉ、Ｔａ、およびＮｂのうちの１種または２種以上：０．８３〜２．８１％、
を含有する組成を有し、
（ｃ）さらに、焼結条件における焼結温度からの冷却を徐冷する条件で焼結して、結合相の結晶粒を粗大化した状態で、硬質被覆層が蒸着形成される表面を、粒度の粗いダイヤモンド砥石を用いて研削加工して、前記表面の結合相における結晶構造が面心立方のＣｏの一部を稠密六方のＣｏに、Ｘ線回折図形における回折角：２θで、４１〜４２度および４７〜４８度に明確なピークが現れる割合に変態させて、前記表面における結合相に、結晶構造が面心立方のＣｏと稠密六方のＣｏを共存せしめた、
上記（ａ）〜（ｃ）を満足する炭化タングステン基超硬合金基体の表面に、
（ｄ）Ｔｉの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層、および炭窒酸化物層のうちの２種以上からなるＴｉ化合物層と酸化アルミニウム層からなる硬質被覆層を４．５〜８．６μｍの平均層厚で化学蒸着してなる、
高速切削ですぐれた耐欠損性を発揮する表面被覆超硬合金製フライス工具スローアウエイチップ。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、フライス工具の工具本体に着脱自在に取り付けられて用いられ、特に熱的衝撃と機械的衝撃を繰り返し受けるフライス切削を高速で行なうのに用いた場合にもすぐれた耐欠損性を発揮する表面被覆超硬合金製フライス工具スローアウエイチップ（以下、単にチップと云う）に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、一般にフライス工具には、平面削りや溝削りなどの切削形態の違いによって種々の形状のものが提案され、実用に供されており、例えば図３（ａ）に斜視図で、図４（ａ）に半部切欠き正面図で、さらに図４（ｂ）に半部縦断面拡大図で示されるように、リング状工具本体の正面に所定間隔をもって複数個のチップを着脱自在に取り付けてなる構造の正面フライス工具などが知られている。
また、上記チップが、図３（ｂ）に斜視図で、図３（ｃ）縦断面図で例示されるように、逃げ面とすくい面、さらに前記逃げ面とすくい面の交わる切刃稜線部（主切刃とさらい刃からなる）で構成され、かつ炭化タングステン基超硬合金基体（以下、超硬基体と云う）の表面に、基本的にＴｉの炭化物（以下、ＴｉＣで示す）層、窒化物（以下、ＴｉＮで示す）層、炭窒化物（以下、ＴｉＣＮで示す）層、炭酸化物（以下、ＴｉＣＯで示す）層、および炭窒酸化物（以下、ＴｉＣＮＯで示す）層のうちの２種以上からなるＴｉ化合物層と酸化アルミニウム（以下、Ａｌ2Ｏ3で示す）層からなる硬質被覆層を１〜１０μｍの平均層厚で化学蒸着してなる構造をもつことも知られている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
一方、近年の切削加工に対する省力化および省エネ化、さらに低コスト化の要求は強く、これに伴い、切削加工は高速化の傾向にあるが、上記の従来チップにおいては、これを高速切削に用いると、チップに繰り返し加わる熱的衝撃および機械的衝撃も一段と強力なものとなることから、チップの切刃稜線部に欠けやチッピング（微小欠け）が発生し易くなり、この欠けやチッピングが原因で比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
そこで、本発明者らは、上述のような観点から、上記のチップに着目し、高速切削に用いてもすぐれた耐欠損性を発揮するチップを開発すべく研究を行った結果、
（ａ）チップを構成する超硬基体を、電子顕微鏡による断面組織観察で、硬質分散相が、７０．７〜８１．６面積％の炭化タングステン（以下、ＷＣで示す）と、２．２〜４．８面積％のＴｉ、Ｔａ、およびＮｂのうちの１種または２種以上とＷとＣｒの複合炭化物［以下、（Ｍ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃで示す］（ただし、合量で７０．７〜８１．６面積％）からなり、残りがＣｏを主体とする結合相および不可避不純物からなる組織を有すると共に、全体に占める重量割合で、
Ｃｏ：８．０１〜１２．９０％、
Ｃｒ：０．７０〜２．２０％、
Ｔｉ、Ｔａ、およびＮｂのうちの１種または２種以上：０．８３〜２．８１％、
を含有する組成を有するＷＣ基超硬合金で構成すること。
【０００５】
（ｂ）一般に超硬基体は、所定の配合組成をもった混合粉末の圧粉体を、真空雰囲気中、１３８０〜１４８０℃の焼結温度に所定時間保持後、炉冷（冷却速度：１０〜２０℃／ｍｉｎ）の条件で焼結することにより製造されるが、この焼結条件における焼結温度からの冷却を、「少なくとも１２９０℃までを５℃／ｍｉｎ以下の冷却速度で徐冷する」条件で焼結することにより上記（ａ）の超硬基体を製造して、Ｃｏを主体とする結合相の結晶粒を粗大化すること。
【０００６】
（ｃ）従来、超硬基体の表面に上記硬質被覆層を形成するに先立っては、その表面を、所定の寸法出しのために通常「ＪＩＳ粒度２３０以上」のダイヤモンド砥石を用いて研削加工しているが、上記（ａ）に示す組織および組成を有し、かつ上記（ｂ）で結合相の結晶粒を粗大化した超硬基体の表面に、前記「ＪＩＳ粒度２３０以上」に比して粒度が粗い「ＪＩＳ粒度２００以下」のダイヤモンド砥石を用いて研削加工を施すこと。
【０００７】
（ｄ）上記（ａ）〜（ｃ）の条件によって製造された超硬基体の表面における結合相のＣｏを、ＣｕＫα線を用いてＸ線回折測定すると、図１のＸ線回折図形に示されるように、回折角：２θで、４４〜４５度および５１〜５２度に現れるピーク、すなわち面心立方（ｆｃｃ）を示すピークのほかに、同じく回折角：２θで、４１〜４２度および４７〜４８度に明確なピーク、すなわち稠密六方（ｈｃｐ）を示すピークが現れ、このことは面心立方と稠密六方の２種類の結晶構造をもったＣｏが存在することを示すこと。
一方、従来の超硬基体、すなわち上記の通常の条件で焼結され、通常の条件で研削加工された超硬基体の表面における結合相のＣｏのＸ線回折測定では、同じく図２のＸ線回折図形に示されるように、回折角：２θで、４４〜４５度および５１〜５２度にのみピークが現れ、前記Ｃｏが面心立方のみの結晶構造をもつもからなることを示すこと。
【０００８】
（ｅ）上記（ｄ）の結合相のＣｏが面心立方と稠密六方の２種類の結晶構造をもったＣｏで構成された超硬基体表面に上記の硬質被覆相を形成してなるチップにおいては、前記の２種類の結晶構造が共存するＣｏで結合相が形成された超硬基体表面がクラック伝播を阻止する作用をもち、この作用は高速切削でも変わらず発揮されることから、通常の条件でのフライス切削は勿論のこと、高速切削で切刃稜線部の硬質被覆層に欠けやチッピング発生の起点となる微細クラックが発生しても、これが超硬基体内部に進行することはなく、この結果切刃稜線部に欠けやチッピングが発生するのが著しく抑制されるようになり、長期に亘ってすぐれた切削性能を発揮すること。
以上（ａ）〜（ｅ）に示される研究結果をえたのである。
【０００９】
この発明は、上記の研究結果に基づいてなされたものであって、
（ａ）電子顕微鏡による断面組織観察で、硬質分散相が、７０．７〜８１．６面積％のＷＣと、２．２〜４．８面積％の（Ｍ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃ（ただし、合量で７５．５〜８３．８面積％）からなり、残りがＣｏを主体とする結合相および不可避不純物からなる組織を有すると共に、
（ｂ）全体に占める重量割合で、
Ｃｏ：８．０１〜１２．９０％、
Ｃｒ：０．７０〜２．２０％、
Ｔｉ、Ｔａ、およびＮｂのうちの１種または２種以上：０．８３〜２．８１％、
を含有する組成を有し、
（ｃ）さらに、焼結条件における焼結温度からの冷却を徐冷する条件で焼結して、結合相の結晶粒を粗大化した状態で、硬質被覆層が蒸着形成される表面を、粒度の粗いダイヤモンド砥石を用いて研削加工して、前記表面の結合相における結晶構造が面心立方のＣｏの一部を稠密六方のＣｏに、Ｘ線回折図形における回折角：２θで、４１〜４２度および４７〜４８度に明確なピークが現れる割合に変態させて、前記表面における結合相に、結晶構造が面心立方のＣｏと稠密六方のＣｏを共存せしめた、
上記（ａ）〜（ｃ）を満足する超硬基体の表面に、
（ｄ）ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、およびＴｉＣＮＯ層のうちの２種以上からなるＴｉ化合物層とＡｌ2Ｏ3層からなる硬質被覆層を４．５〜８．６μｍの平均層厚で化学蒸着してなる、
高速切削ですぐれた耐欠損性を発揮するチップに特徴を有するものである。
【００１０】
つぎに、この発明のチップを構成する超硬基体の組織および組成、並びに硬質被覆層の平均層厚を上記の通りに定めた理由を説明する。
（１）超硬基体における硬質分散相の割合
その割合が７５．５面積％未満では、相対的にＣｏを主体とする結合相の割合が多くなりすぎて、所望の耐摩耗性を確保することができず、一方その割合が８３．８面積％を越えると、前記結合相の割合が低くなり、Ｃｏによる焼結性に低下傾向が現れ、この結果強度にも低下傾向が現れるようになることから、その割合を７５．５〜８３．８面積％と定めた。
なお、（Ｍ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃは、原料粉末として用いたＷＣ粉末および炭化クロム（以下、Ｃｒ3Ｃ2で示す）粉末、さらにＴｉ、Ｔａ、およびＮｂの炭化物（以下、それぞれＴｉＣ、ＴａＣ、およびＮｂＣで示す）粉末のうちの１種または２種以上が焼結時に反応することにより形成され、これのＷＣとの共存によって一段と耐摩耗性は向上したものになるが、その割合は硬質分散相に占める割合で２．２〜４．８面積％であるのが望ましく、その理由は２．２面積％未満では常に安定した耐摩耗性向上効果が得られない場合があり、一方耐摩耗性向上効果は４．８面積％までの含有で十分であることにある。
【００１１】
（２）超硬基体のＣｏ含有量
Ｃｏ成分には、超硬基体の焼結性を向上させ、かつ結合相を形成して強度を向上させる作用があるが、その割合が８．０１重量％未満では前記作用を安定して得られず、一方その割合が１２．９０重量％を越えると硬質被覆層の超硬基体表面に対する密着性に低下傾向が現れるようになることから、その含有割合を８．０１〜１２．９０重量％と定めた。
【００１２】
（３）超硬基体のＣｒ含有量
Ｃｒ成分は、一般にＣｒ3Ｃ2粉末の形で配合され、焼結時に結合相中に固溶し、ＷＣ粒を平均粒径で１μｍ以下に微細化して超硬基体の強度を向上させると共に、上記の通り硬質分散相として（Ｍ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃを形成して耐摩耗性を向上させる作用をもつが、その割合が０．７０重量％未満では前記作用を十分に発揮させることができない場合が生じ、一方その割合が２．２０重量％を越えるとＣｒ3Ｃ2として分散分布する場合が生じ易くなり、この場合は超硬基体の強度低下が避けられないことから、その含有割合を０．７０〜２．２０重量％と定めた。
【００１３】
（４）超硬基体のＴｉ、Ｔａ、およびＮｂ含有量
これらの成分も同様にＴｉＣ粉末、ＴａＣ粉末、およびＮｂＣ粉末の形で配合され、焼結時に結合相中に固溶し、焼結過程の徐冷時に結合相の粒成長を促進し、もって後工程の研削加工で結晶構造が稠密六方のＣｏを出現せしめるのに寄与し、かつ（Ｍ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃを形成して超硬基体の耐摩耗性向上に寄与する作用を有するが、その割合が０．８３重量％未満では前記作用を十分に発揮させることができない場合が生じ、一方その割合が２．８１重量％を越えると（Ｍ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃの割合が多くなり、超硬基体の強度に低下傾向が現れるようになることから、その含有割合を０．８３〜２．８１重量％と定めた。
【００１４】
（５）硬質被覆層の平均層厚
その平均層厚が４．５μｍ未満では、硬質被覆層形成による十分な耐摩耗性向上効果が得られず、一方その平均層厚が８．６μｍを越えると、硬質被覆層に発生した微細なクラックが原因で僅かな剥離発生が見られるようになることから、その平均層厚を４．５〜８．６μｍと定めた。
【００１５】
【発明の実施の態様】
つぎに、この発明のチップを実施例により具体的に説明する。
原料粉末として、いずれも０．５〜６μｍの範囲内の所定の平均粒径を有するＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ3Ｃ2粉末、およびＣｏ粉末を用意し、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７２時間湿式粉砕混合し、乾燥した後、１ｔｏｎ／ｃｍ2の圧力で圧粉体にプレス成形し、これらの圧粉体を１０-3Ｔｏｒｒの真空中、１３８０〜１４８０℃の範囲内の所定の温度に昇温し、昇温後この温度に１時間保持した後、Ｃｏを主体とする結合相の結晶粒を粗大化する目的で、前記温度から１２９０℃までを２℃／ｍｉｎの冷却速度で徐却する条件で焼結して超硬基体素材を形成し、ついでこのように結合相の結晶粒を粗大化した超硬基体素材の表面に、ＪＩＳ粒度１７０のダイヤモンド砥石を用いて研削加工を施してＩＳＯ規格ＳＥＥＮ１２０３ＡＦＴＮ１の形状（チップのさらい刃幅：１．４ｍｍ）をもった超硬基体ｄ〜ｉを成形した。
【００１６】
上記の超硬基体ｄ〜ｉのそれぞれの縦断面中心部の組織（電子顕微鏡による）および組成を観察および分析したところ、表２に示される結果を示し、さらにこれらの超硬基体ｄ〜ｉの表面の結合相のＣｏをＣｕＫα線を用いてＸ線回折したところ、いずれも図１（超硬基体ｇ）に示される通り、いずれも回折角：２θで、４４〜４５度および５１〜５２度に面心立方（ｆｃｃ）を示すピークが現れると共に、４１〜４２度および４７〜４８度にも稠密六方（ｈｃｐ）を示すピークが現れ、このことは超硬基体ｄ〜ｉの結合相の表面には面心立方と稠密六方の２種類の結晶構造をもったＣｏが存在することを示すものである。
【００１７】
ついで、これらの超硬基体ｄ〜ｉの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表３（表中のｌ−ＴｉＣＮは、例えば特開平６−８０１０号公報に記載される縦長成長結晶組織をもつＴｉＣＮ層の形成条件を示すものであり、これ以外は通常の粒状結晶組織を有する各種層の形成条件を示すものである）に示される条件にて、表４に示される組成および目標層厚の硬質被覆層を形成することにより本発明チップ１〜６をそれぞれ製造した。
【００１８】
また、比較の目的で、上記の超硬基体ｄ〜ｉを製造するに際しての焼結条件における焼結温度からの冷却を「炉冷」とし、かつ超硬基体素材表面の研削加工を相対的に粒度の細かい「ＪＩＳ粒度２７０」のダイヤモンド砥石を用いて行う以外は同一の条件で比較チップ１〜６を製造した。
なお、上記比較チップ１〜６の製造において、これを構成する超硬基体について、同じくその縦断面中心部の組織および組成を観察および分析したところ、本発明チップ１〜６のそれと実質的に同じ結果を示し、さらにこれらの超硬基体の研削加工後の表面の結合相のＣｏについてＣｕＫα線を用いてＸ線回折したところ、いずれも図２（比較チップ２の超硬基体）に示される通り、回折角：２θで、４４〜４５度および５１〜５２度にのみ面心立方（ｆｃｃ）を示すピークが現れるだけで、稠密六方（ｈｃｐ）のＣｏの存在を示す４１〜４２度および４７〜４８度にはピーク出現はなく、これによって超硬基体表面の結合相には面心立方のみの結晶構造をもったＣｏだけが存在することが明らかである。
【００１９】
この結果得られた本発明チップ１〜６および比較チップ１〜６を、それぞれ図３（ａ）に示される通り、正面直径：２００ｍｍのリング状工具本体の正面に１０個を１組として等間隔に、かつ２５度のアキシャルレーキ角で取り付けて正面フライス工具とした状態で、
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０（ブリネル硬さ２５０）の板材、
切削速度：４００ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：２．５ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／刃、
切削油：水溶性使用、
切削時間：２０分、
の条件で合金鋼の湿式高速フライス切削試験を行い、１組：１０個のそれぞれのチップの最大逃げ面摩耗幅を測定し、この結果を表５に示した。
【００２０】
【表１】
0004507308.tif 000002
【００２１】
【表２】
0004507308.tif 000003
【００２２】
【表３】
0004507308.tif 000004
【００２３】
【表４】
0004507308.tif 000005
【００２４】
【表５】
0004507308.tif 000006
【００２５】
【発明の効果】
表１〜５に示される結果から、本発明チップ１〜６は、いずれもこれを構成する超硬基体の表面の結合相の主体が面心立方と稠密六方の２種類の結晶構造をもったＣｏからなるので、高速フライス切削で硬質被覆層に微細なクラックが発生してもこのクラックの伝播は前記２種類の結晶構造をもったＣｏを主体とする結合相によって阻止され、前記超硬基体内部まで進入することはなく、したがって切刃稜線部に欠けやチッピングの発生なく、すぐれた切削性能を発揮するのに対して、超硬基体表面の結合相の主体が面心立方のみの結晶構造をもったＣｏからなる比較チップ１〜６では、前記の高速フライス切削で硬質被覆層に発生した微細なクラックの超硬基体内部への進入を阻止することはできず、この結果切刃稜線部に欠けやチッピングが発生し、これが原因で比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。
上述のように、この発明のチップは、通常の条件でのフライス切削は勿論のこと、チップに一段と強力な熱的衝撃と機械的衝撃が繰り返し加わる高速フライス切削においてもすぐれた耐欠損性を示し、切削加工に対する省力化および省エネ化、さらに低コスト化の要求に十分満足に対応できるものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】  本発明チップ４を構成する超硬基体ｇの表面における結合相のＣｏのＸ線回折図形である。
【図２】  比較チップ２を構成する超硬基体ｅの表面における結合相のＣｏのＸ線回折図形である。
【図３】（ａ）は正面フライス工具を例示する斜視図、（ｂ）はチップを例示する斜視図、そして（ｃ）はチップの縦断面図である。
【図４】（ａ）は正面フライス工具の半部切欠き正面図、（ｂ）はこれの半部縦断面拡大図である。
【図１】
0004507308.tif 000007
【図２】
0004507308.tif 000008
【図３】
0004507308.tif 000009
【図４】
0004507308.tif 000010