(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族元素の炭化物、窒化物及び又はこれらの固溶体を主体とする硬質相と鉄族金属を主体とする結合相、残りが炭化タングステンからなる超硬合金において、前記硬質相の少なくとも一部の結晶粒内にＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族元素の炭化物、窒化物、酸化物およびまたはそれらの固溶体からなる少なくとも一種の化合物（但し、結晶粒を構成する前記硬質相成分は除く）が存在し、前記化合物を内部に有する硬質相が（Ｗ、Ｚｒ、Ｔｉ）（Ｃ、Ｎ）であることを特徴とする超硬合金。
【請求項２】
前記化合物の平均粒径が１０〜３００ｎｍであることを特徴とする請求項１に記載の超硬合金。
【請求項３】
前記化合物がＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｗの炭化物、窒化物、酸化物およびまたはそれらの固溶体からなる少なくとも一種であることを特徴とする請求項１に記載の超硬合金。
【請求項４】
前記超硬合金の断面組織において、前記化合物を内部に有する前記硬質相結晶粒の面積に対する前記化合物の面積が１０％以下であることを特徴とする請求項１に記載の超硬合金。
【請求項５】
前記（Ｗ、Ｚｒ、Ｔｉ）（Ｃ、Ｎ）のＷ：Ｚｒ：Ｔｉの原子比が３０〜５０：４〜１０：４０〜６６であることを特徴とする請求項１に記載の超硬合金。
【請求項６】
前記炭化タングステンの少なくとも一部の結晶粒内にＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族元素の炭化物、窒化物、酸化物およびまたはそれらの固溶体からなる少なくとも一種の平均粒径１０〜３００ｎｍの化合物が存在していることを特徴とする請求項１に記載の超硬合金。
【請求項７】
前記炭化タングステンの少なくとも一部の結晶粒内に存在する化合物はＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｗの炭化物、窒化物、酸化物およびまたはそれらの固溶体からなる少なくとも一種であることを特徴とする請求項６に記載の超硬合金。
【請求項８】
前記超硬合金の表面部分に、前記硬質相が内部よりも少ないか、存在しない部分があることを特徴とする請求項１に記載の超硬合金。
【請求項９】
前記超硬合金表面に、さらにＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族元素、Ａｌの炭化物、窒化物、酸化物、ホウ化物及びこれらの固溶体、ダイヤモンド、ＤＬＣ、ＣＢＮから選ばれた少なくとも一層以上の被覆膜を設けたことを特徴とする請求項１に記載の超硬合金。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は切削工具、ビットなどの耐衝撃工具、ロールや製缶工具などの塑性加工用工具に関し、硬度と靭性のバランスに優れたＷＣ基超硬合金およびその表面に被覆層を設けた被覆超硬合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来より、ＷＣをマトリックスとした超硬合金はその優れた硬度、靭性、剛性率のため、各種の切削工具や耐摩工具などに用いられてきた。しかし、近年、超硬合金の用途が拡大するにつれて、一段と優れた硬度、靭性を有するＷＣ超硬合金へのニーズが高まってきた。
【０００３】
このようなニーズに対して、ＷＣ結晶粒の微粗混化（特開平7-252579号公報）やＷＣの形状の最適化（特公平7-11050号公報）によって、超硬合金の性能を向上させる試みが提案されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
これらの提案ではある程度、合金の特性を向上させることができたが、特殊な原料粉末や製造法を利用するため、製造コストが高価なものとなり、合金特性を安定させることはできていなかった。また、これらの提案ではＷＣ粒子自身の強靭化、最適化はなされていたが、超硬合金がIVａ、Ｖａ、VIａ族元素の炭化物、窒化物及び又はこれらの固溶体を含む場合、これらIVａ、Ｖａ、VIａ族元素の炭化物、窒化物及び又はこれらの固溶体がＷＣに比較して強度が不足しているため、優先的に亀裂の進展経路となり、ＷＣ結晶粒の強化による特性向上には限界が生じていた。
【０００５】
本発明は、このような従来の超硬合金の問題点を克服するため、強度バラツキの小さい硬度、靭性に優れた超硬合金を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
IVａ、Ｖａ、VIａ族元素の炭化物、窒化物及び又はこれらの固溶体を主体とする硬質相と鉄族金属を主体とする結合相、残りが炭化タングステンからなる超硬合金において、前記硬質相の少なくとも一部の結晶粒内にIVａ、Ｖａ、VIａ族元素の炭化物、窒化物、酸化物およびまたはそれらの固溶体からなる少なくとも一種の化合物（結晶粒を構成する前記硬質相成分は除く）が存在する構造とすることにより、前記問題点が解決できることを見いだしたものである。
【０００７】
この特性向上のメカニズムは定かではないが、前記硬質相の少なくとも一部の結晶粒内にIVａ、Ｖａ、VIａ族元素の炭化物、窒化物、酸化物およびまたはそれらの固溶体からなる少なくとも一種の化合物（結晶粒を構成する前記硬質相は除く）が存在する構造とすることにより、硬質相の硬度が上昇し、また、硬質相の結晶粒自身が強靭化したことで硬質相粒内を亀裂が進展しにくくなった結果、亀裂進展の経路が偏向されやすくなり、破壊靭性が上昇したためと思われた。
【０００８】
前記硬質相の少なくとも一部の結晶粒内に存在する化合物としては、IVａ、Ｖａ、VIａ族元素の炭化物、窒化物、酸化物およびまたはそれらの固溶体からなる少なくとも一種の化合物（結晶粒を構成する前記硬質相は除く）であると効果があるが、特にＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｗの炭化物、窒化物、酸化物およびそれらの固溶体からなる少なくとも一種であると好ましい。これは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｗの炭化物、窒化物、酸化物およびそれらの固溶体からなる少なくとも一種は硬質相結晶粒内に取り込まれやすく、本発明効果を発揮させやすいためである。
前記化合物の粒径は10〜300nmである場合に、硬質相の結晶粒の強化が行われやすく、靭性の向上効果が大きいため好ましい。
なお、IVａ、Ｖａ、VIａ族元素の炭化物、窒化物、酸化物およびまたはそれらの固溶体からなる少なくとも一種の化合物は硬質相の少なくとも一部の結晶粒内にのみ存在する必要はなく、硬質相の結晶粒内以外に存在するものがあっても構わない。
さらに、前記超硬合金の断面組織において、前記化合物を内部に有する前記硬質相結晶粒の面積に対する前記化合物の面積は10％以下である場合に、硬質相の結晶粒の強化が行われやすく、靭性の向上効果が大きいため好ましい。
また、結晶粒内部に化合物を有する硬質相が（Ｗ、Ｚｒ、Ｔｉ）（Ｃ、Ｎ）であると特に優れた特性の合金が得られるので好ましく、さらに好ましくは、（Ｗ、Ｚｒ、Ｔｉ）（Ｃ、Ｎ）のＷ：Ｚｒ：Ｔｉの原子比が30〜50：4〜10：40〜66％である場合に特に優れた特性の超硬合金とすることができる。
【０００９】
前記炭化タングステンの少なくとも一部の結晶粒内にIVａ、Ｖａ、VIａ族元素の炭化物、窒化物、酸化物およびまたはそれらの固溶体からなる少なくとも一種の平均粒径10〜300nmの化合物が存在すると、ＷＣ粒子の硬度、靭性が向上し、IVａ、Ｖａ、VIａ族元素の炭化物、窒化物及び又はこれらの固溶体からなる硬質相の硬度、靭性が向上した効果と合わせて、亀裂進展の抑制効果の非常に優れた超硬合金となり、合金全体が高性能化できるため好ましい。
特に好ましいのは、炭化タングステン粒子内に存在する化合物がＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｗの炭化物、窒化物、酸化物およびまたはそれらの固溶体からなる少なくとも一種である場合である。これは、これらの化合物が炭化タングステン内に取り込まれやすく、硬度、靭性向上の効果を得やすいためである。
また、前記超硬合金の表面部分に、前記硬質相が内部よりも少ないか、存在しない部分があると、表面部での靭性が向上できるため好ましい。さらに、この場合、前記硬質相が少ないか消失した表面部の直下に前記硬質相が集積し、硬度が向上した部分が形成され、耐塑性変形性が向上する効果も期待できる。このような構造の合金は硬質相を形成する原料粉末に窒素を含む化合物を使用し、真空を含む脱窒雰囲気で焼結することによって得られる。また、このときIVａ、Ｖａ、VIａ族元素の炭化物、窒化物、酸化物およびまたはそれらの固溶体からなる前記化合物を含有する炭化タングステンの割合は内部におけるよりも表面における方が小さくなるか、表面部で０となる傾向にある。
【００１０】
以上のようにして作製した合金の表面に、さらにIVａ、Ｖａ、VIａ族元素、Alの炭化物、窒化物、酸化物、ホウ化物及びこれらの固溶体、ダイヤモンド、ＤＬＣ、ＣＢＮから選ばれた少なくとも一層以上の被覆膜を設けると、これらを切削工具や耐摩工具として用いた場合に、合金母材が優れた硬度と靭性のバランスを有するため、特に優れた性能を発揮することができる。特に15μｍ以上の被膜を従来のＷＣ基超硬合金上に被覆した場合には、被覆膜がグリフィスの予亀裂の働きをするため、耐欠損性の低下が見られたが、本発明の合金では硬質相及び又は炭化タングステンが該結晶粒内に存在する微細な化合物により強化されているため、亀裂の進展が起こりにくく優れた耐欠損性を実現できる。
【００１１】
本発明の合金を製造する方法としては、特に限定を設けないが、好ましい方法としては次の方法を挙げることができる。すなわち、平均粒径が0.1〜10μｍのＷＣ粉末と、平均粒子径が0.5〜5μｍのＣｏ粉末と、平均粒径0.1〜5μｍのIVａ、Ｖａ、VIａ族元素の炭化物、窒化物、酸化物およびまたはそれらの固溶体の少なくとも一種を原料粉末として用い、これらの原料をIVａ、Ｖａ、VIａ族元素の炭化物、窒化物、酸化物およびまたはそれらの固溶体が0.1〜0.7μｍ、好ましくは0.5μｍ以下に粉砕できる条件のもとで、混合粉砕し、0.5〜2ton/cm2の圧力でプレス後、1400℃以上、好ましくは1500℃以上の温度で真空中、1時間以上焼結後、5℃／min以下の速度で徐冷することにより、本発明の超硬合金を作製することができる。
【００１２】
【発明の実施の形態】
以下、この発明の実施の形態について、実施例により説明する。
【００１３】
【実施例】
（実施例１）  原料粉末として平均粒径3μｍのＷＣ粉末、1.5μｍのＣｏ粉末、1.3μｍのＮｉ粉末、2μｍのＺｒＣ、ＺｒＣＮ粉末、1.5μｍのＴｉＣ、ＴｉＣＮ、ＴｉＮ粉末、2μｍのＨｆＣ、ＨｆＣＮ粉末、1.5μｍのＮｂＣ粉末、1.5μｍのＴａＣ粉末、2μｍのＣｒ3Ｃ2粉末、2μｍのＭｏ2Ｃ粉末、1.0μｍのＷＯ3粉末、2μｍの(Ｗ、Ｔｉ)（Ｃ、Ｎ）固溶体粉末、1.5μｍの(Ｗ、Ｔａ、Ｔｉ)Ｃ固溶体粉末、1.3μｍの（Ｔａ、Ｎｂ)Ｃ固溶体粉末を加えて、表１の組成に配合し、アトライターを用いてアセトン溶媒中で２０時間の混合を行った。その後スプレードライヤーにて造粒を行った。
【００１４】
【表１】
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【００１５】
これらの粉末を1ton/cm2の圧力で金型プレスし、真空中で1500℃で2時間保持して焼結を行い、3℃／minで1000℃まで徐冷し、ISO型番CNMG120408の形状の焼結体を作製した。焼結体は♯２５０のダイヤモンド砥石で研削加工し、ダイヤモンドペーストを用いてラッピング処理した後、ダイヤモンド製のビッカース圧子を用いて50kg荷重で硬度、破壊靭性（ＩＦ法）を測定した。
また、前記原料粉末を用いて、同様にしてアトライターで5時間の混合、造粒、プレス、焼結し、冷却速度を10℃／minで1000℃まで冷却して作製した焼結体を同様にして硬度、破壊靭性を測定した。
【００１６】
硬質相中にIVａ、Ｖａ、VIａ族元素の炭化物、窒化物、酸化物およびまたはそれらの固溶体からなる少なくとも一種の化合物が存在（結晶粒を構成する前記硬質相成分は除く）しているかどうかを透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）とＥＤＳにより測定した。これらの測定結果を表２に示す。
【００１７】
【表２】
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【００１８】
本発明の方法で作製した試料には、硬質相の少なくとも一部の結晶粒内にIVａ、Ｖａ、VIａ族元素の炭化物、窒化物、酸化物およびまたはそれらの固溶体からなる少なくとも一種の化合物が存在（結晶粒を構成する前記硬質相成分は除く）し、これらの試料の硬度、破壊靭性は従来の方法で作製した試料と比較して優れた値を示していることがわかった。
【００１９】
なお、試料1-1の透過型顕微鏡写真を図１に示すが、真ん中に灰色に見える粒子１が（Ｗ、Ｚｒ、Ｔｉ）（Ｃ、Ｎ）結晶粒であり、（Ｗ、Ｚｒ、Ｔｉ）（Ｃ、Ｎ）結晶粒内に小さく丸く白色に見える析出物２はＺｒの酸化物である。図１より試料1-1の（Ｗ、Ｚｒ、Ｔｉ）（Ｃ、Ｎ）粒内に存在する化合物の粒径は約90nmで10〜300nmの範囲にあることがわかる。また、化合物を内部に有する（Ｗ、Ｚｒ、Ｔｉ）（Ｃ、Ｎ）粒の面積に対する粒内に存在する化合物の面積は１０％以下であることもわかる。試料１−１の原料粉末には酸化物原料を特に使用しなかったが、長時間のアトライター粉砕により、ＺｒＣが微粒化して表面が酸化した結果、Ｚｒ酸化物が観察されたものと考えられた。
【００２０】
同様にして、1-2〜1-5の試料には硬質相の少なくとも一部の結晶粒内にＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｗの炭化物、窒化物、酸化物およびまたはそれらの固溶体からなる少なくとも一種の化合物が存在していることが確認でき、1-6、1-7の試料には硬質相の少なくとも一部の結晶粒内に、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｗの炭化物、窒化物、酸化物およびまたはそれらの固溶体を除いたIVａ、Ｖａ、VIａ族元素の炭化物、窒化物、酸化物およびまたはそれらの固溶体からなる少なくとも一種の化合物が存在していることが確認できた。
【００２１】
1-1〜1-7までの試料の特性値は従来の方法による2-1〜2-7の試料の特性値と比較して優れた値を示し、1-1〜1-5の本発明の試料の従来品に対する向上効果は1-6〜1-7の本発明の試料が従来品に対して示した向上効果よりも大きく、特に結晶粒内部に化合物を有する硬質相が（Ｗ、Ｚｒ、Ｔｉ）（Ｃ、Ｎ）である1-1、1-2、1-4の試料は特に特性値の改善効果が大きいことも判明した。
なお、1-1、1-2、1-4の試料の硬質相のＷ：Ｚｒ：Ｔｉの原子比をＥＤＳで求めたところ、いずれも原子比が30〜50：4〜10：40〜66％の範囲内にあることが確認できた。
【００２２】
（実施例２）  原料粉末としてアトライターを用いて粉砕した平均粒径0.7μｍのＷＣ粉末（原料Ａ）及び同様に粉砕により平均粒径を2μｍとしたＷＣ粉末（原料Ｂ）を準備した。
さらに、1.5μｍのＣｏ粉末、0.4μｍのＺｒＣＮ粉末、0.3μｍのＴｉＣ粉末を表１の1-1の試料の組成に配合し、ボールミルを用いてアセトン溶媒中で2時間の混合を行った。その後スプレードライヤーにて造粒を行った。これらの粉末を1ton/cm2の圧力で金型プレスし、真空中で1500℃で2時間保持後、800℃まで3℃／minで徐冷して焼結を行い、ISO型番CNMG120408の形状の焼結体3-1を作製した。焼結体は♯２５０のダイヤモンド砥石で研削加工し、ダイヤモンドペーストを用いてラッピング処理した後、ダイヤモンド製のビッカース圧子を用いて50kg荷重で硬度、破壊靭性（ＩＦ法）を測定した。
【００２３】
また、硬質相及びＷＣ粒内にIVａ、Ｖａ、VIａ族元素の炭化物、窒化物およびまたはそれらの固溶体からなる少なくとも一種の化合物が存在しているかどうかをＴＥＭ及びＥＤＳにより観察した。図２は試料3-1の透過型電子顕微鏡写真であるが、真ん中に灰色に見える粒子が（Ｗ、Ｚｒ、Ｔｉ）（Ｃ、Ｎ）結晶粒１であり、その結晶粒内に約200nmで白色の（Ｚｒ、Ｔｉ）（Ｃ、Ｏ）化合物３が見えた。また、図２上部に四角く黒く見えるのがＷＣ相４であり、その結晶粒内には約90nmのＺｒの酸化物５が観察された。
【００２４】
以上の結果より、本試料中には硬質相およびＷＣ粒内に、IVａ、Ｖａ、VIａ族元素の炭化物、窒化物、酸化物およびまたはそれらの固溶体からなる少なくとも一種の化合物が存在していることが確認できた。また、硬度、破壊靭性測定結果を表３に記載するが、試料1-1よりもさらに優れた硬度、靭性バランスを示し、特に優れた合金特性を得ることができることが確認できた。
【００２５】
【表３】
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【００２６】
（実施例３）  実施例１で作製した試料1-1、2-1、3-1、1-2、2-2、1-4、2-4のCNMG120408形状のチップに0.05Ｒのホーニング処理を行った後、表４に示す膜質のコーティングを行い、円周方向に四本の溝を付けた図３に示す形状のSCM435製被削材を用いた耐欠損性テストと溝のない単純丸棒形状のSCM435製被削材を用いた耐摩耗性テストを行った。その結果を表５に記載する。
耐欠損性テスト
切削速度150ｍ／ｍｉｎ、
送り0.35ｍｍ／ｒｅｖ、
切り込み2ｍｍ、
乾式
耐摩耗性テスト
切削速度300ｍ／ｍｉｎ、
送り0.3ｍｍ／ｒｅｖ、
切り込み1.5ｍｍ、
乾式、
切削時間10分
【００２７】
【表４】
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【００２８】
【表５】
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【００２９】
表５の結果より、本発明の試料Ｎｏ.1-1、3-1、1-2、1-4に被覆した試料の工具は従来の試料2-1、2-2、2-4に被覆した試料の工具よりも優れた性能を示し、特に3-1の試料が特に優れた性能を示すことが判明した。このように、本発明の超硬合金に被覆した試料の性能は優れた特性を発揮できることがわかる。
【００３０】
（実施例４）  試料3-1の原料であるＺｒＣをＺｒＣＮに変更して、実施例２で作製したのと同様にしてＡｒ中で焼結後、徐冷してCNMG120408形状のチップ試料4-1を作製した。この試料4-1の断面を平研後、鏡面研磨し、表面部を光学顕微鏡で観察したところ、約25μｍの厚みで硬質相が消失し、ＷＣと金属結合相のみからなる表面層が形成されていることが確認できた。また、その硬質相が消失した表面層の直下に硬質相が内部よりも集積した部分が存在していることも確認できた。このチップに実施例３と同様にして0.05Ｒのホーニング処理を行った後、試料1-1、2-1、3-1に被覆したのと同じ膜質のコーティングを行い、実施例３と同じ切削テストを実施した。その結果を表６に記載する。
【００３１】
【表６】
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【００３２】
表６の結果より、試料4-1に被覆した工具は、非常に優れた耐欠損性と耐摩耗性を示すことが確認できた。
【００３３】
【発明の効果】
ＷＣをマトリックスとした超硬合金において、強度ばらつきが少ない硬度、靱性ともに優れた性能を得ることができるため、切削工具、ビットなどの耐衝撃工具、ロールや製缶工具などの塑性加工工具などで高い効果が得られる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明品の透過型顕微鏡写真を示す図（複写）である。
【図２】本発明品の透過型顕微鏡写真を示す図（複写）である。
【図３】切削試験に用いた被削材の断面形状を示す図である。
【符号の説明】
１．（Ｗ、Ｚｒ、Ｔｉ）（Ｃ、Ｎ）結晶粒
２．Ｚｒの酸化物
３．（Ｚｒ、Ｔｉ）（Ｃ、Ｏ）化合物
４．ＷＣ相
５．被削材
【図１】
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【図２】
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【図３】
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