(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
ＷＣ基超硬合金母材の表面に、Ｔｉの炭化物、窒化物、炭窒化物、ほう窒化物、炭酸窒化物、炭酸化物、及びＡｌ、Ｚｒ、Ｈｆの酸化物及びこれらの酸化物の複合膜から選ばれる１種以上の被覆層を有する被覆超硬合金において、上記ＷＣ基超硬母材は、周期律表IVａ、Ｖａ、VIａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物、及びこれらの固溶体からなるＢ１型結晶を５〜４０ｗｔ％、鉄族金属を５〜１５ｗｔ％含み、かつ表面付近に５〜５０μｍの脱β層を有し、この脱β層の内側領域１０〜２００μｍにおけるＢ１型結晶が、さらにその内側のＢ１型結晶と比較し、格子定数の差が０〜０．０１であり、かつＸ線回折の（４２２）回折面における半価幅の比率が７０〜９０％であることを特徴とする被覆超硬合金。
【請求項２】
上記脱β層の内側領域のさらにその内側部分のＢ１型結晶の半価幅が０．４〜１．０であることを特徴とする請求項１記載の被覆超硬合金。
【請求項３】
上記Ｂ１型結晶がIVａ族元素とＶａ族元素を主成分とする金属の炭化物、窒化物、炭窒化物及びこれら固溶体からなり、IVａ族金属成分の量（Ｍ１「ｍｏｌ」）とＶａ族金属成分の量（Ｍ２「ｍｏｌ」）をｍｏｌ比で表した場合、以下の関係にあることを特徴とする請求項１又は２記載の被覆超硬合金。
０．２≦Ｍ１／（Ｍ１＋Ｍ２）≦０．９
【請求項４】
請求項３において、Ｂ１型結晶がＺｒと、Ｔａ又はＮｂの少なくとも一方とを主成分とする金属の炭化物、窒化物、炭窒化物及びこれらの固溶体からなることを特徴とする被覆超硬合金。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
この発明は、切削工具に適する、耐摩耗性、耐欠損性に優れる被覆超硬合金、特に、ＷＣ基超硬合金を母材とする被覆超硬合金に関するものである。
【０００２】
【従来の技術及びその課題】
切削工具に使用される被覆超硬合金は、耐摩耗性と耐欠損性という相反する性質を満足する必要がある。
【０００３】
ところで、ＷＣ基超硬合金母材の最表面に、ＷＣと結合金属のみからなる層（脱β層）を設け、その内側の領域のＢ１型結晶を小さくすることにより、耐摩耗性と耐欠損性の向上を図ることが従来から提案されている。
【０００４】
ところが、脱β層の内側部分のＢ１型結晶の粒度を小さくすると、耐摩耗性は向上するが、強度、即ち耐欠損性が低下するという問題がある。これは、亀裂が脱β層を通り抜けた後に、その直下で急激に亀裂進展が促進されるため、脱β層の効果が十分発揮されないことによる。
【０００５】
一方、Ｂ１型結晶の粒度を大きくすれば、強度は向上するが、耐塑性変形性が低下するという問題がある。
【０００６】
そこで、この発明は、脱β層の内側部分のＢ１型結晶の粒度の分布等を工夫することにより、耐摩耗性と耐欠損性をうまくバランスさせた、切削工具に好適なＷＣ基超硬合金を母材とする被覆超硬合金を得ようとするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段とその作用】
この発明におけるＷＣ基超硬合金母材には、Ｂ１型結晶が５〜４０ｗｔ％含まれる。５ｗｔ％未満の場合には、脱β層の内側の０〜１００μｍにおけるＢ１型結晶が、さらにその内側の十分内部のＢ１型結晶に比べ、半価幅の比率が９０％より大きくなってその差が小さくなり、脱β層をとおり抜けた亀裂の伝播を阻止できず、強度の向上効果がほとんどない。一方、４０ｗｔ％以上の場合には、合金内部の強度低下が顕著になる。
【０００８】
また、この発明におけるＷＣ基超硬合金母材には、結合相として５〜１５ｗｔ％の鉄族金属が含まれている。５ｗｔ％未満の場合には、焼結性が低下して強度が低下し、１５ｗｔ％以上の場合には、耐塑性変形性が低下する。
【０００９】
また、この発明におけるＷＣ基超硬合金母材の表面付近には、５〜５０μｍ、好ましくは１０〜３０μｍの脱β層を有する。５μｍよりも薄い場合には、亀裂の導入に対する抵抗が不足するため耐欠損性の向上が十分得られず、５０μｍ以上の場合には、耐塑性変形性が低下する。
【００１０】
また、この発明におけるＷＣ基超硬合金母材は、脱β層の内側１０〜２００μｍの領域を、Ｂ１型結晶が、この領域のさらに内側部分のＢ１型結晶と比較し、格子定数の差が０〜０．０１、好ましくは０〜０．００５であり、かつＸ線回折の（４２２）回折面における半価幅の比率が７０〜９０％となるようにしている。この領域の厚みが１０μｍよりも薄いと強度向上効果が小さくなり、２００μｍを超えると耐摩耗性の低下につながる。そして、上記格子定数の差が０〜０．０１で半価幅の比率を７０〜９０％とするのは、次の理由からである。格子定数の差が０．０１を超えると、この領域と、この領域の内側部分とで、Ｂ１型結晶の組成の差が大きくなりすぎるので、耐摩耗性と強度とのバランスが崩れることになる。また、半価幅の比率が７０％より小さいと、この領域と、この領域の内側部分とで粒度の差が大きくなりすぎ、即ち、脱β層の直下の領域においてＢ１型結晶の粒度が粗すぎたり、あるいは逆に、この領域の内側部分のＢ１型結晶の粒度が細かくなりすぎるので、強度と耐摩耗性とのバランスが崩れてしまうことになる。逆に、半価幅の比率が９０％より大きくなると、脱β層の直下の領域におけるＢ１型結晶の粗粒化による強度向上効果が十分得られなくなる。
【００１１】
次に、脱β層の直下の領域の内側部分における半価幅の絶対値は０．４〜１．０であることが好ましい。０．４より大きいことにより、上記領域の内側部分の耐摩耗性向上と上記領域の強度向上による両性能バランスの向上効果が大きくなる。但し、上記領域の内側部分のＢ１型結晶の半価幅が１．０を超えると、上記領域のＢ１型結晶の半価幅もそれにつられて大きくなるので、上記両性能のバランスが崩れる傾向を示す。即ち、耐摩耗性は大きく向上するが、耐欠損性が低下する傾向を示す。
【００１２】
また、上記Ｂ１型結晶は、IVａ族元素とＶａ族元素を主成分とする金属の炭化物、窒化物、炭窒化物及びこれらの固溶体からなり、IVａ族金属成分の量（Ｍ１「ｍｏｌ」）とＶａ族金属成分の量（Ｍ２「ｍｏｌ」）をｍｏｌ比で表した場合に、以下の関係にあるようにすると、耐摩耗性と耐欠損性のバランスがとりやすくなる。
【００１３】
０．２≦Ｍ１／（Ｍ１＋Ｍ２）≦０．９（好ましくは０．７）
特に、IVａ族金属がＺｒ、Ｖａ族金属がＴａとＮｂの少なくとも一方を主成分とした場合、より効果的である。
【００１４】
ところで、この発明の被覆超硬合金は、次のようにして製造することができる。
【００１５】
まず、ＷＣ、鉄族金属、Ｂ１型結晶炭化物の原料をこの発明の範囲で配合、成形し、１３５０〜１５００℃の範囲で焼結する。但し、合金内部の格子定数は原料の配合により調整する。また、内部の半価幅は配合原料の粒度と、焼結温度、時間により調整する。この際、昇温中の１２５０℃以上から焼結キープの間で、温度上昇に伴う平衡窒素分圧の上昇にあわせ、窒素量を徐々に変化（上昇）させ、常に一定の弱脱窒雰囲気に保つ。そしてこの雰囲気で焼結キープ中も保ち、毎分５℃以上の速度で冷却する。
【００１６】
上記平衡窒素分圧は合金系（Ｂ１型結晶の種類）によって異なるがＢ１型結晶が（ＴｉＴａＮｂ）Ｎ系の場合、経験的に１５００℃で約１０ｔｏｒｒ、１２５０℃で約１ｔｏｒｒ程度と考えられる。
【００１７】
従って、脱β層の形成は、脱窒による超硬合金表面付近でのＢ１型結晶の結合層への溶解と脱β層直下付近での再析出による物であるため、これらの溶解析出速度の制御で脱β層自体とのその直下のＢ１型結晶を制御できる。
【００１８】
上記方法で制御した脱β層、脱β層直下のＢ１型結晶は、冷却速度を遅くすると冷却中に変化してしまい、焼結キープ中までに保たれていたこの発明の構造を保てなくなる。従って、５℃／ｍｉｎ以上の冷却速度が必要となる。
【００１９】
そして、脱β層の厚みと脱β層直下の半価幅の調整は上記方法で窒素分圧の調整及び焼結キープ時間により行うことができる。
【００２０】
【実施例】
（実施例１）
原料粉末として、ＷＣ、ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴａＣ、ＴａＮ、ＮｂＣ、ＮｂＮ、ＶＣ、ＶＮ及びＣｏ、Ｎｉを用意して、表１に示す組成からなる完粉をＣＮＭＧ１２０４０８の形状でチップにプレス後、１２５０℃から１４５０℃まで５℃／ｍｉｎで減圧Ｎ2 雰囲気中で、温度上昇とともにＮ2 分圧を０．０５ｔｏｒｒから１ｔｏｒｒまで連続的に上昇させながら昇温後、１時間２ｔｏｒｒ窒素雰囲気中で保持後、５℃／ｍｉｎで冷却した。
【００２１】
ついで、この合金を基体として、通常のＣＶＤで内層に５μｍＴｉＣ、ＴｉＣＮ、ＴｉＮ、中間層にＴｉＢＮ、ＴｉＣＮＯ、外層に酸化アルミニウム、酸化ジルコニウム、酸化ハフニウムの複層を２μｍ被覆して下記の切削条件で切削テストを行った。
【００２２】
また、比較の為に試料Ｎo.２、３と同じ組成で、従来の焼結法である真空焼結（昇温、キープ、冷却ともに真空）を行った試料２’、３’も作製し、上記と同じコーティング膜を被覆した。
【００２３】
なお、内部については、試料を表面から５００μｍ以上平研を用いて粗研削した後♯１５００及び♯３０００のダイヤモンドペーストによるバフ研磨により表面を鏡面仕上げ、脱β層直下の領域については♯１５００より粗い番手のダイヤモンドペーストによるバフ研磨で表面から順次追い込んでいき、脱β層がなくなるのを光学顕微鏡で確認した後♯３０００のダイヤモンドペーストバフ研磨で鏡面仕上げする。この面についてＸ線回折装置を用いて、（４２２）面の回折ピークで格子定数及び半価幅を測定する。
【００２４】
これらのサンプルを用い、下に示すテスト１及びテスト２の条件で切削し、その時の逃げ面摩耗量（ｍｍ）と欠損率（％）を測定した。
【００２５】
テスト  １  （耐摩耗性テスト）
切削速度  ２２０ｍ／ｍｉｎ        被削材  ＳＣＭ４３５
送り      ０．４５ｍｍ／ｒｅｖ    切削時間  ２０ｍｉｎ
切込み    ２．０ｍｍ
テスト  ２  （靱性テスト）
切削速度  １００ｍ／ｍｉｎ        被削材  ＳＣＭ４３５  ４溝材
送り      ０．４５ｍｍ／ｒｅｖ    切削時間  ３０秒
切込み    ２．０ｍｍ              ８回繰り返し
なお、表１中にIVａ族金属成分の量をＭ１ｍｏｌ、Ｖａ族金属成分の量をＭ２ｍｏｌとした時のＭ１／（Ｍ１＋Ｍ２）の値を同時に示した。
【００２６】
テスト結果及びＢ１型結晶の格子定数、半価幅等を比較品と合わせ表２に示す。
【００２７】
なお、表２中のＡ、Ｂ、Ｃ、Ｄは、
｜Ａ−Ｂ｜：脱β層の内側部分（Ａ）と十分内部（Ｂ）でのＢ１型結晶の格子定
数の差
Ｃ：脱β層の内側におけるＢ１型結晶の（４２２）回折面における半価幅
Ｄ：十分内部におけるＢ１型結晶の（４２２）回折面における半価幅
１００＊Ｃ／Ｄ：脱β層の内側部分と十分内部でのＢ１型結晶の（４２２）回折
面における半価幅の比（％）
Ｅ：脱β層の内側の領域の厚み（μｍ）
Ｆ：脱β層の厚み（μｍ）
【００２８】
【表１】
0003878232.tif 000002
【００２９】
【表２】
0003878232.tif 000003
【００３０】
（実施例２）
原料粉末として、ＷＣ、ＺｒＣ、ＺｒＮ、ＴａＣ、ＴａＮ、ＮｂＣ、ＮｂＮ、ＶＣ、ＶＮ及びＣＯ、Ｎｉを用意して、表３に示す組成からなる完粉をＣＮＭＧ１２０４０８の形状でチップにプレス後、１２５０℃から１４５０℃まで２℃／ｍｉｎでＮ２＋Ｈ２の減圧雰囲気中で昇温し、温度上昇とともにＮ２分圧を０．０１ｔｏｒｒから２ｔｏｒｒまで連続的に上昇させながら昇温（Ｈ２分圧は５ｔｏｒｒで一定）後、１時間２ｔｏｒｒの窒素ｐ雰囲気中で保持し、１０℃／ｍｉｎで冷却した。
【００３１】
ついで、この合金を基本として、通常のＣＶＤで内層に５μｍＴｉＣ、ＴｉＣＮ、ＴｉＮ、中間層にＴｉＢＮ、ＴｉＣＮＯ、外層に酸化アルミニウム、酸化ジルコニウム、酸化ハフニウムの複層を２μｍ被覆して下記の切削条件で切削テストを行った。また、試料１２、１３の組成で従来焼結である真空焼結（昇温、キープ、冷却とも）を真空度を変えて行った従来比較品１２’、１３’及び１２″、１３″を表４中に併せてのせた。
【００３２】
これらの試料を用い、実施例１のテスト１とテスト２と同条件で切削評価を行った。試料Ｎo.１２及び１３はＢ１型結晶の量、結合層量、Ｍ１／（Ｍ１＋Ｍ２）値ともに実施例１のＮo.３及び４とほぼ同じであり、Ｂ１型結晶組成のみが１２及び１３ではＺｒとＴａを主成分とする金属の炭窒化合物等としたものであるが、これらの比較により、この発明の効果は一段と顕著になっていることが判る。
【００３３】
【表３】
0003878232.tif 000004
【００３４】
【表４】
0003878232.tif 000005
【００３５】
【発明の効果】
以上のように、この発明は、ＷＣ基超硬合金母材の脱β層の直下部分に、内部との組成の差が小さく、かつ内部よりも粗い亀裂伝播抵抗に優れるＢ１型結晶を配置して、強度（耐欠損性）と耐摩耗性を向上させつつ、さらに内部はそれよりも細いＢ１型結晶を配置することにより、耐摩耗性を向上させたものであるから、耐摩耗性と耐欠損性のバランスを大きく向上させた、切削工具に好適な被覆超硬合金が得られる。
【図面の簡単な説明】
【図１】この発明に係る被覆超硬合金の断面組織を示す模式図
【図１】
0003878232.tif 000006