(57)【要約】【課題】結合相としてコバルトを使用することなく、破壊靱性等の力学的特性に優れた焼結合金体、及び、適用範囲の制限がなく、製品寿命を長期にすることが可能な焼結合金体を使用した切削工具を提供することを解決すべき課題とする。【解決手段】焼結合金体１００は、表面層１０及び表面層１０と隣接する隣接層２０を有する多層構造を呈し、表面層１０は、鉄成分及びアルミニウム成分を含有する表面結合相と、炭化物成分を含有する表面硬質相とを有し、隣接層２０は、鉄成分及びアルミニウム成分を、表面結合相よりも高い含有率で含有する隣接結合相と、炭化物成分を含有する隣接硬質相とを有し、表面層１０の熱膨張係数と２０隣接層の熱膨張係数との差が、４．０×１０−６Ｋ−１未満である。【選択図】図１
2016040408.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
表面層及び前記表面層と隣接する隣接層を有する多層構造の焼結合金体であって、
前記表面層は、
鉄成分及びアルミニウム成分を含有する表面結合相と、
炭化物成分を含有する表面硬質相と
を有し、
前記隣接層は、
前記鉄成分及び前記アルミニウム成分を、前記表面結合相よりも高い含有率で含有する隣接結合相と、
炭化物成分を含有する隣接硬質相と
を有し、
前記表面層の熱膨張係数と前記隣接層の熱膨張係数との差が、４．０×１０−６Ｋ−１未満である焼結合金体。
【請求項２】
前記表面結合相は、
前記鉄成分及び前記アルミニウム成分を１．０〜２５．０体積％含有し、
前記隣接結合相は、
前記鉄成分及び前記アルミニウム成分を２．０〜５０．０体積％含有する請求項１に記載の焼結合金体。
【請求項３】
前記表面結合相及び／または前記隣接結合相の前記鉄成分及び前記アルミニウム成分は、
金属間化合物、固溶体、及び酸化物の少なくともいずれか一つの態様で構成される請求項１または２に記載の焼結合金体。
【請求項４】
前記表面層は、
５０〜２０００μｍの層厚を有する請求項１〜３のいずれか１項に記載の焼結合金体。
【請求項５】
前記表面層の体積を前記表面層の体積及び前記隣接層の体積の和で除した値が、０．４以下である請求項１〜４のいずれか１項に記載の焼結合金体。
【請求項６】
前記表面層及び前記隣接層の間に介設される中間層を更に有し、
前記表面層の熱膨張係数と前記中間層の熱膨張係数との差、及び、前記中間層の熱膨張係数と前記隣接層の熱膨張係数との差が、それぞれ４．０×１０−６Ｋ−１未満である請求項１〜５のいずれか１項に記載の焼結合金体。
【請求項７】
前記表面層と隣接する前記隣接層の第一隣接面と相対する第二隣接面側に少なくとも一層以上の合金層を更に有し、
前記隣接層の熱膨張係数と前記隣接層に直近の前記合金層の熱膨張係数との差、及び、互いに隣接する一対の前記合金層の熱膨張係数の差が、それぞれ４．０×１０−６Ｋ−１未満である請求項１〜６のいずれか１項に記載の焼結合金体。
【請求項８】
請求項１〜７のいずれか１項に記載の焼結合金体を使用した切削工具であって、
前記焼結合金体は、
表面層及び前記表面層と隣接する隣接層を有し、
切削対象物と接する接触部位に前記表面層が配されてなる焼結合金体を使用した切削工具。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、焼結合金体、及び焼結合金体を使用した切削工具に関するものである。更に詳しくは、本発明は、鉄成分及びアルミニウム成分を結合相として含有する焼結合金体、及び当該焼結合金体を使用して製作されるドリル等の切削工具に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
従来、ドリル、バイス、エンドミル等の切削工具、あるいは、ダイカストや樹脂の成型に使用される金型等に、各種金属成分を高温で焼結した超硬合金、または、ＴｉＣ系サーメットが多く用いられている。例えば、硬質相として炭化タングステン（ＷＣ）または炭化チタン（ＴｉＣ）の粉末及び結合相としてコバルト（Ｃｏ）の粉末をそれぞれ用い、これらの粉末を混合し、焼結することによって形成された焼結合金体が知られている。この焼結合金体は、高い耐摩耗性や強度を有する等の優れた力学的特性を備え、上記の切削工具や金型を始めとする種々の産業分野において利用されている。
【０００３】
しかしながら、結合相としてコバルト粉末を用いた上記焼結合金体（以下、「ＷＣ−Ｃｏ合金」または「ＴｉＣ−Ｃｏ合金」と称す。）は、７００℃以上の高温環境下において酸化反応が進行することが知られている。そのため、ＷＣ−Ｃｏ合金等を使用して製作された切削工具は、高温環境下での使用が制限されることがあった。また、これらの切削工具は、金属材料等を切削加工する際に切削箇所にクーラントを供給する等の冷却対策を行い、切削工具の刃先部分の温度上昇に留意しながら作業する必要があった。
【０００４】
さらに、コバルトは、レアメタル（稀少金属）の一種であり、他の金属と比べてコストが高くなることがあった。また、所謂「ＰＲＴＲ法（化学物質排出移動量届出制度：Ｐｏｌｌｕｔａｎｔ  Ｒｅｌｅａｓｅ  ａｎｄ  Ｔｒａｎｓｆｅｒ  Ｒｅｇｉｓｉｔｅｒ）」における第１種指定化学物質に指定され、かつ、労働安全衛生法における特定化学物質予防規則の特定第２類物質に指定されるなど、コバルトの使用に関して移動量や環境中への排出量等を細かく把握及び管理する必要があった。そのため、高温環境下での取り扱い、コスト、環境に対する影響及び管理の複雑さの点から、結合相としてコバルトを使用することが困難となることがあった。そこで、結合相としてコバルトを使用しない（Ｃｏフリー）の焼結合金体の開発が期待されていた。
【０００５】
本願出願人は、鉄（Ｆｅ）成分及びアルミニウム（Ａｌ）成分の中の１種類または２種類を結合相として用いた焼結合金体を既に提案している（特許文献１参照）。これにより、７００℃以上の高温環境下であっても、酸化反応の進行を抑えることが可能なＣｏフリーの焼結合金体を形成することができる。
【０００６】
焼結合金体は、硬度（例えば、ビッカース硬さ）と破壊靱性との間で一定の相関関係を示すことが一般的に知られている。例えば、結合相におけるコバルト等の金属成分の含有率を高くすることで、焼結合金体の破壊靱性の値を向上させることができるものの、却って硬度の値が低下することがあった。すなわち、硬度及び破壊靱性の双方の力学的特性の値を同時に向上させることは困難であった。これに対し、焼結合金体の表面に圧縮応力を誘起させることにより、焼結合金体の表面の硬度を維持しつつ、かつ、破壊靱性を改善することが可能な手法が提案されている（特許文献２参照）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開平０７−３３５７号公報
【特許文献２】特開２０００−３０８９０４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
鉄成分及びアルミニウム成分を含有するＣｏフリーの焼結合金体の場合、下記に掲げる問題を生じる可能性があった。すなわち、上述のＷＣ−Ｃｏ合金等と比べ、鉄成分及びアルミニウム成分を含有する焼結合金体は、硬度及び破壊靱性等の力学的特性が劣る傾向があった。そのため、係る焼結合金体を切削工具として使用した場合、切削工具の適用範囲が制限されることがあった。また、切削工具自体の耐久性にも影響を及ぼし、特に負荷のかかる刃先部分等が欠損するなどの不具合が発生しやすくなったり、製品寿命が短くなったりすることがあった。
【０００９】
本発明は、上記従来の事情に鑑みてなされたものであり、高温環境下における酸化反応の進行を抑え、硬度及び破壊靱性等の力学的特性に優れたＣｏフリーの焼結合金体、及び、適応範囲の制限がなく、かつ製品寿命の長期化が可能な当該焼結合金体を使用した切削工具を提供することを解決すべき課題とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明によれば、焼結合金体、及び焼結合金体を使用した切削工具が提供される。
【００１１】
［１］表面層及び前記表面層と隣接する隣接層を有する多層構造の焼結合金体であって、前記表面層は、鉄成分及びアルミニウム成分を含有する表面結合相と、炭化物成分を含有する表面硬質相とを有し、前記隣接層は、前記鉄成分及び前記アルミニウム成分を、前記表面結合相よりも高い含有率で含有する炭化物成分を含有する隣接結合相と、炭化物成分を含有する隣接硬質相とを有し、前記表面層の熱膨張係数と前記隣接層の熱膨張係数との差が、４．０×１０−６Ｋ−１未満である焼結合金体。
【００１２】
［２］前記表面結合相は、前記鉄成分及び前記アルミニウム成分を１．０〜２５．０体積％含有し、前記隣接結合相は、前記鉄成分及び前記アルミニウム成分を２．０〜５０．０体積％含有する前記［１］に記載の焼結合金体。
【００１３】
［３］前記表面結合相及び／または前記隣接結合相の前記鉄成分及び前記アルミニウム成分は、金属間化合物、固溶体、及び酸化物の少なくともいずれか一つの態様で構成される前記［１］または［２］に記載の焼結合金体。
【００１４】
［４］前記表面層は、５０〜２０００μｍの層厚を有する前記［１］〜［３］のいずれかに記載の焼結合金体。
【００１５】
［５］前記表面層の体積を前記表面層及び前記隣接層の体積の和で除した値が、０．４以下である前記［１］〜［４］のいずれかに記載の焼結合金体。
【００１６】
［６］前記表面層及び前記隣接層の間に介設される中間層を更に有し、前記表面層の熱膨張係数と前記中間層の熱膨張係数との差、及び、前記中間層の熱膨張係数と前記隣接層の熱膨張係数との差が、それぞれ４．０×１０−６Ｋ−１未満である前記［１］〜［５］のいずれかに記載の焼結合金体。
【００１７】
［７］前記表面層と隣接する前記隣接層の第一隣接面と相対する第二隣接面側に少なくとも一層以上の合金層を更に有し、前記隣接層の熱膨張係数と前記隣接層に直近の前記合金層の熱膨張係数との差、及び、互いに隣接する一対の前記合金層の熱膨張係数の差が、それぞれ４．０×１０−６Ｋ−１未満である前記［１］〜［６］のいずれかに記載の焼結合金体。
【００１８】
［８］前記［１］〜［７］のいずれかに記載の焼結合金体を使用した切削工具であって、前記焼結合金体は、表面層及び前記表面層と隣接する隣接層を有し、切削対象物と接する接触部位に前記表面層が配されてなる焼結合金体を使用した切削工具。
【発明の効果】
【００１９】
本発明の焼結合金体によれば、表面層及び隣接層の少なくとも二層からなる多層構造の焼結合金体として構成され、表面層における鉄成分及びアルミニウム成分よりも高含有率の鉄成分及びアルミニウム成分を含有する隣接層を有し、表面層及び隣接層の熱膨張係数の差が４．０×１０−６Ｋ−１未満の焼結合金体が形成される。これにより、表面層に圧縮応力を誘起させることが可能となり、焼結合金体の表面の硬度及び破壊靱性の力学的特性を向上させることができる。
【００２０】
本発明の焼結合金体を使用した切削工具によれば、圧縮応力の誘起によって硬度や破壊靱性が向上した表面層が切削対象物と接触する接触部位に配された切削工具の適用範囲が制限されることがなく、耐久性の向上や製品寿命を長期なものとすることができる。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１】本実施形態の焼結合金体の構成を模式的に示す断面図である。
【図２】本発明の焼結合金体の別例態様を模式的に示す断面図である。
【図３】本発明の焼結合金体の別例態様を模式的に示す断面図である。
【図４】耐酸化評価試験後の単層構造のＷＣ−Ｃｏ合金、ＷＣ−ＦｅＡｌ合金、及びＴｉＣ−ＦｅＡｌ合金のそれぞれの試験片を示す写真である。
【図５】二層構造のＷＣ−ＦｅＡｌ合金、ＴｉＣ−ＦｅＡｌ合金、単層構造のＷＣ−ＦｅＡｌ合金、ＴｉＣ−ＦｅＡｌ合金、及びＷＣ−Ｃｏ合金のビッカース硬さ及び破壊靱性の関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
以下、図面を参照しつつ本発明の実施の形態について説明する。本発明は、以下の実施形態に限定されるものではなく、発明の範囲を逸脱しない限りにおいて、変更、修正、改良を加え得るものである。
【００２３】
本発明の一実施形態に係る焼結合金体１００は、図１に示すように、表面層１０と、当該表面層１０と隣接する隣接層２０とを有する二層構造を呈する。更に詳しくは、表面層１０は、結合相として鉄（Ｆｅ）成分及びアルミニウム（Ａｌ）成分を含有する表面結合相と、硬質相として炭化タングステン（ＷＣ）や炭化チタン（ＴｉＣ）等の炭化物成分を含有する表面硬質相とを有している。一方、隣接層２０は、結合相として鉄成分及びアルミニウム成分を含有する隣接結合相と、硬質相として炭化タングステンや炭化チタン等の炭化物成分を含有する隣接硬質相とを有している。
【００２４】
ここで、表面層１０の密接面１１と、当該密接面１１と相対する隣接層２０の第一隣接面２１とが面同士で互いに密着するように接合（接着）することにより、二層構造の焼結合金体１００として構成される。ここで、焼結合金体１００の表面層１０及び隣接層２０は、上述した炭化物成分、鉄成分、及び、アルミニウム成分の他に、焼結合金体１００の種々の特性を向上させるための複数の添加物を含んで構成されるものであっても構わない。例えば、表面層１０及び隣接層２０の一部に、炭化バナジウム（ＶＣ）や炭化タンタル（ＴａＣ）などの炭化タングステンや炭化チタン以外の炭化物を含んでいてもよい。また、不可避不純物等を含むものであってもよい。表面結合相及び隣接結合相における鉄成分及びアルミニウム成分は、例えば、金属間化合物、固溶体、あるいは酸化物等の態様で構成されるものであり、特に限定されるものではない。
【００２５】
本実施形態の焼結合金体１００は、表面層１０を構成する表面結合相の鉄成分及びアルミニウム成分の含有率（以下、「ＦｅＡｌ含有率」と称す。）に対し、隣接層２０を構成する隣接結合相のＦｅＡｌ含有率が高くなるように設定されている。更に詳しくは、表面層１０におけるＦｅＡｌ含有率は、１．０〜２５．０体積％を占める範囲で調整され、一方、隣接層２０におけるＦｅＡｌ含有率は、２．０〜５０．０体積％を占める範囲で調整されている。隣接層２０におけるＦｅＡｌ含有率は、５．０〜５０．０体積％の範囲であることが更に好ましい。隣接層２０におけるＦｅＡｌ含有率が低い場合、隣接層２０全体において均一な組織が形成されにくくなり、隣接層２０の硬度や破壊靱性の値が不安定となるおそれがある。一方、隣接層２０におけるＦｅＡｌ含有率が５０．０体積％を超える場合、隣接結合相及び隣接硬質相の界面において、隣接結合相の拡散が大きくなり、接着強度が弱くなるおそれがある。その結果、表面層１０及び隣接層２０の間における接着に支障を来す可能性を有している。
【００２６】
本実施形態の焼結合金体１００は、表面層１０の熱膨張係数α１と、隣接層２０の熱膨張係数α２との差に相当するΔα（＝α２−α１）の値が、４．０×１０−６Ｋ−１未満に設定されている。熱膨張係数α１，α２は、表面層１０及び隣接層２０中のＦｅＡｌ含有率に依存することが一般に知られ、ＦｅＡｌ含有率が高い程、熱膨張係数が高くなる傾向がある。そのため、表面層１０の熱膨張係数α１の値に比べ、ＦｅＡｌ含有率が高い隣接層２０の熱膨張係数α２の値が一般的に高くなる。なお、本実施形態の焼結合金体１００において、各熱膨張係数α１，α２は、それぞれ室温の条件で算出した値が採用される。
【００２７】
表面層１０における熱膨張係数α１と隣接層２０における熱膨張係数α２との差に相当するΔαの値が、４．０×１０−６Ｋ−１に近似する程、硬度および破壊靱性の値を向上させることができる。熱膨張係数の差Δαの値が小さくなるにしたがって、表面層１０の非密接面１２（隣接層２０と相対し密着する密接面１１の反対の面）側に誘起される圧縮応力ＣＳ（図１参照）が小さくなり、硬度及び破壊靱性の向上がほとんど認められなくなる。一方、Δαの値が４．０×１０−６Ｋ−１以上の場合、表面層１０の非密接面１２側に誘起される圧縮応力ＣＳが過剰な大きさとなり、表面層１０の密接面１１及び隣接層２０の第一隣接面２１の間の層界面で層間剥離が生じたり、自壊が発生したりする可能性が高くなる。その結果、焼結合金体１００の作製が困難となる。
【００２８】
本実施形態の焼結合金体１００は、“表面層１０の体積Ｖ１／（表面層１０の体積Ｖ１＋隣接層２０の体積Ｖ２の和）＜０．４”の条件を満たすように、表面層１０の体積Ｖ１及び隣接層２０の体積Ｖ２がそれぞれ調整されている。体積比（＝Ｖ１／（Ｖ１＋Ｖ２））は、できる限り小さい値である程好適であり、特に０．１以下であることが好ましい。体積比の値が小さいと、表面層１０で誘起する圧縮応力ＣＳが大きくなる傾向を有し、硬度及び破壊靱性の向上が期待される。一方、体積比の値が０．４を超える場合、圧縮応力ＣＳが大きくならず、硬度及び破壊靱性の向上が認められにくくなる。更に詳しく説明すると、表面層１０において圧縮応力ＣＳが誘起した場合、当該表面層１０と隣接した隣接層２０において、圧縮応力ＣＳと相対する方向に引っ張り応力ＴＳ（図１参照）が生じる。かかる状況において、焼結合金体１００の体積比が０．４を超えると、引っ張り応力ＴＳが大きくなり、層間剥離や自壊等の発生の可能性が高くなる。
【００２９】
本実施形態の焼結合金体１００は、表面層１０の層厚が５０〜２０００μｍの範囲で形成されている。表面層１０の層厚が５０μｍ未満の場合、本実施形態の焼結合金体１００を切削工具の一部（刃先等）として使用すると、切削時の摩耗によって表面層１０が喪失するおそれが有り、製品寿命が短くなる可能性がある。一方、表面層１０の層厚が２０００μｍを超える場合、既に説明した体積比が０．４未満の条件を満たさない可能性が高くなる。表面層１０の層厚は、３００〜１０００μｍの範囲で設定されることが特に好適である。
【００３０】
本実施形態の焼結合金体１００を使用して切削工具を作製することができる。この場合、圧縮応力ＣＳの誘起によって硬度及び破壊靱性の向上した表面層１０を、切削工具において切削対象物（例えば、金属材料等）と接触する刃先部分等の部位に配する。これにより、Ｃｏフリーの焼結合金体１００によって、高温環境下での使用が可能となり、かつ、硬度等の向上によって刃先部分の欠損が防止され、適用範囲の制限がなく、製品寿命を長期のものとした切削工具を形成することができる。
【００３１】
本実施形態の焼結合金体１００は、特に限定されるものではないが、上記の表面層１０及び隣接層２０を有する、少なくとも二層以上の多層構造を呈し、表面層１０におけるＦｅＡｌ含有率に対し、隣接層２０におけるＦｅＡｌ含有率が高いものであればよい。例えば、図２及び図３に示す、本発明の別例態様の焼結合金体１０１，１０２として構成されるものであってもよい。なお、図２及び図３の焼結合金体１０１，１０２において、既に説明した焼結合金体１００と同一構成のものについては、同一符号を付し、詳細な説明は省略するものとする。
【００３２】
本発明の別例態様の焼結合金体１０１は、図２に示すように、表面層１０及び当該表面層１０と隣接する隣接層２０の間に中間層３０が介設（挿設）された三層構造を呈している。更に詳しく説明すると、焼結合金体１０１の中間層３０は、表面層１０の密接面１１と密接する第一中間面３１と、第一中間面３１と相対し、隣接層２０の第一隣接面２１と密接する第二中間面３２とを有している。なお、中間層３０の組成は特に限定されるものではなく、上述した表面層１０または隣接層２０に近似する組成のものであってもよい。しかしながら、表面層１０の熱膨張係数α１と、中間層３０の熱膨張係数α３との差に相当するΔα（＝α３−α１）の値は、４．０×１０−６Ｋ−１未満となるように設定され、かつ、中間層３０の熱膨張係数α３と、隣接層２０の熱膨張係数との差に相当するΔα（＝α２−α３）の値は、４．０×１０−６Ｋ−１未満となるように設定されている。なお、各熱膨張係数α１，α２，α３は、それぞれ室温の条件で算出した値が用いられる。上記条件を満たさない場合、表面層１０及び中間層３０の層界面、あるいは、中間層３０及び隣接層２０の層界面において層間剥離が生じやすくなる。
【００３３】
本発明の別例態様の焼結合金体１０２は、図３に示すように、表面層１０及び当該表面層１０と隣接する隣接層２０の第一隣接面２１と相対する（第一隣接面２１の反対側の面に相当する）第二隣接面２２側に一層以上の合金層４０を更に有し、三層以上の多層構造を呈している。更に詳しく説明すると、焼結合金体１０２の合金層４０は、隣接層２０の第二隣接面２２と密接する第一合金面４１と、第一合金面４１と相対し、別の合金層４０の第一合金面４１と密接する第二合金面４２とを有している。なお、合金層４０の組成は、上記中間層３０と同様に特に限定されるものではなく、上述した表面層１０または隣接層２０に近似する組成のものであってもよい。しかしながら、隣接層２０の熱膨張係数α２と、合金層４０の熱膨張係数α４との差に相当するΔα（＝α４−α２）の値は、４．０×１０−６Ｋ−１未満となるように設定され、かつ、互いに隣接する一対の合金層４０の熱膨張率α４’，α４”の差に相当するΔα（＝α４”−α４’）の値は、４．０×１０−６Ｋ−１未満となるように設定されている。なお、各熱膨張係数α２，α４は、それぞれ室温の条件で算出した値が用いられる。上記条件を満たさない場合、隣接層２０及び合金層４０の層界面、あるいは、互いに隣接する合金層４０の層界面において層間剥離が生じやすくなる。
【００３４】
以下、本発明の焼結合金体１００を実施例に基づいて更に詳細に説明するが、本発明の焼結合金体１００はこれらの実施例に限定されるものではない。  
【実施例】
【００３５】
（実施例１）
（１）混合粉末の作製
表面硬質相及び隣接硬質相を形成する炭化物成分として、市販の炭化タングステン（ＷＣ）粉末（平均粒径：０．７５μｍ）に、市販のＦｅＡｌ粉末（Ｆｅ０．６Ａｌ０．４）を加え、転動式ボールミルを用いて７２時間撹拌混合を行い、その後十分に乾燥させた。これにより、ＷＣ成分、Ｆｅ成分、及びＡｌ成分を含む混合粉末を得た。なお、ＷＣ粉末に体得るＦｅＡｌ粉末の添加量は、ＷＣ粉末及びＦｅＡｌ粉末のそれぞれの理論密度に基づいて、１５体積％、２５体積％、３０体積％、４０体積％、及び４５体積％となるように重量を秤量した。これにより、ＦｅＡｌ含有率の異なる５種類の混合粉末の作製が完了する。なお、ＷＣ粉末及びＦｅＡｌ粉末の混合は、乾式及び湿式のいずれの方式であっても構わない。さらに、双方の粉末を撹拌するだけでも、あるいは、メカニカルアイロニングなどを用いて複合化するものであっても構わない。
【００３６】
（２）二層構造のＷＣ−ＦｅＡｌの作製
（１）によって得られた混合粉末の中からＦｅＡｌ含有率の異なる２つの混合粉末を抽出し、表面層１０及び隣接層２０を有する二層構造の焼結合金体（以下、「ＷＣ−ＦｅＡｌ合金」と称す。）を作製した。更に詳しく説明すると、始めに抽出された２種類の混合粉末のうちの一方の混合粉末をＷＣ−ＦｅＡｌ合金の形状に予め型彫りされた黒鉛製の型（黒鉛型）に充填する。このとき、抽出された２種類の混合粉末の中でＦｅＡｌ含有率が低い混合粉末（例えば、１５体積％の混合粉末）が、ＷＣ−ＦｅＡｌ合金における表面層１０となり、ＦｅＡｌ含有率が高い混合粉末（例えば、３０体積％の混合粉末）が、ＷＣ−ＦｅＡｌ合金における隣接層２０となるように充填する。
【００３７】
黒鉛型に対する２種類の混合粉末の充填方法について更に詳しく説明すると、一方の混合粉末を黒鉛型に充填し、型内で混合粉末を十分に押し固める。その後、他方の黒鉛粉末を、先に充填し押し固められた一方の混合粉末の上から充填し、再び押し固める。これにより、２種類の混合粉末が互いに混じり合うことなく、黒鉛型内に二層となって充填される。このとき、黒鉛層に充填される２種類の混合粉末の秤量割合は、理論密度の値から算出された表面層１０の体積Ｖ１に対するＷＣ−ＦｅＡｌ合金の全体の体積（Ｖ１＋Ｖ２）の体積比が、０．１、０．２、０．３のいずれかとなるように調整した。実施例１では、抽出する２種類の混合粉末の組み合わせ、及び、体積比の値を変化させることにより、表１に示すように、試料Ｄ１〜Ｄ５、及び、比較試料Ｃ１〜Ｃ６の計１１種類の二層構造のＷＣ−ＦｅＡｌ合金（焼結合金体１００）を作製した。
【００３８】
２種類の混合粉末が二層構造で充填された黒鉛型を、パルス通電焼結炉の不活性ガス雰囲気下の炉内に設置し、炉内圧力を４０ＭＰａになるまで加圧する。係る状態で炉内温度を昇温させ、黒鉛型内の混合粉末を焼結処理する。炉内温度が上昇するにつれて、黒鉛内に充填された混合粉末に含まれるＦｅＡｌ粉末が固相から液相へと相転移する。これにより、ＦｅＡｌ粉末の収縮が発生する。このＦｅＡｌ粉末の収縮は、混合粉末の焼結の完了とともに停止するため、炉内におけるＦｅＡｌ粉末の収縮状態を、変位計を用いて確認した。そして、混合粉末の収縮の停止を確認すると、停止を確認した時点における温度を３分間保持し、その後、炉内温度を室温付近まで徐々に低下させる。これにより、表面層１０及び当該表面層１０のＦｅＡｌ含有率よりも高いＦｅＡｌ含有率を備える隣接層２０からなる二層構造の焼結合金体１００の作製が完了する。なお、焼結処理時における炉内温度の計測は、黒鉛型に開口した一部の孔から照射される光を、放射温度計を用いて計測することによって行った。実施例１における二層構造のＦｅＡｌ合金の場合、ＦｅＡｌ粉末の収縮停止の温度は、いずれの条件においても１１４０℃であった。なお、上記焼結処理を真空下で行うものであっても構わない。
【００３９】
二層構造の焼結合金体１００を作製する手法は、上記に限定されるものではない。すなわち、上記のような２種類の異なる組成からなる粉末を順次型に充填した後に加圧焼結を行う以外に、例えば、予め異なる組成を有する成形体をそれぞれ焼結し、当該焼結後に双方の成形体を密着させ、その後に加圧焼結を実施して接合するものであってもよい。
【００４０】
（３）ビッカース硬さ、及び破壊靱性の計測
（２）によって作製された１１種類のＷＣ−ＦｅＡｌ合金（試料Ｄ１〜Ｄ５、比較試料Ｃ１〜Ｃ６）を平面研磨した後、ＷＣ−ＦｅＡｌ合金の表面層１０の表面を鏡面研磨処理した。そして、表面層１０におけるビッカース硬さ、及び破壊靱性の計測を行った。更に具体的に説明すると、ビッカース硬さＨｖは、ＪＩＳ  Ｚ２２４４の「ビッカース硬さ試験  −試験方法−」に基づいて計測した。一方、破壊靱性ＫＩＣ’は、上記ＪＩＳ  Ｚ２２４４によって得られたビッカース硬さＨｖを元にして、下記式（Ｓｈｅｔｔｙの式）
ＫＩＣ’＝  １．３９  ×  （Ｈｖ・Ｐ／Ｃ）0.5
に基づいて算出した。ここで、Ｈｖはビッカース硬さ（ＧＰａ）、Ｐは押込み加重（Ｎ）、及びＣは平均亀裂長さ（μｍ）を示している。
【００４１】
（４）単層構造のＷＣ−ＦｅＡｌ合金の作製、ビッカース硬さ・破壊靱性の計測、及び熱膨張係数の算出
上記（１）〜（３）によって作製された二層構造のＷＣ−ＦｅＡｌ合金の剥離有無の妥当性を評価するため、ＦｅＡｌ含有率の異なる５種類の混合粉末をそれぞれ焼結した単層構造（単体）のＷＣ−ＦｅＡｌ合金を作製した（単層試料Ｓ１〜Ｓ５）。なお、単層構造のＷＣ−ＦｅＡｌ合金は、黒鉛型に１種類の混合粉末のみを充填する以外は、上記（２）の二層構造のＷＣ−ＦｅＡｌ合金の作製手法と同一である。得られた単層構造のＷＣ−ＦｅＡｌ合金（単層試料Ｓ１〜Ｓ５）について、上記（３）と同様に、ビッカース硬さ及び破壊靱性の計測及び算出を行った。さらに、単層構造のＷＣ−ＦｅＡｌ合金に対して、室温における熱膨張係数の計測を行った。具体的に説明すると、単層構造のＷＣ−ＦｅＡｌ合金の各試料Ｓ１〜Ｓ５について熱機械分析装置を用いた分析を行い、室温から３００℃まで昇温させたＴＭＡ曲線（Ｔｈｅｒｍｏｍｅｃｈａｎｉｃａｌ  ａｎａｌｙｓｉｓ曲線）を取得した。得られたＴＭＡ曲線に基づいて熱膨張率の算出を行った。５種類のＦｅＡｌ含有率の異なる混合粉末をそれぞれ用いた単層構造のＷＣ−ＦｅＡｌ合金のそれぞれの室温における熱膨張係数α、ビッカース硬さ、及び破壊靱性の値をそれぞれ下記の表１に示す。
【００４２】
【表１】
2016040408.tif 000003
【００４３】
表１に示された各単層構造のＷＣ−ＦｅＡｌ合金の熱膨張係数αに基づき、作製した二層構造のＷＣ−ＦｅＡｌ合金（試料Ｄ１〜Ｄ５，比較試料Ｃ１〜Ｃ６）の表面層１０及び隣接層２０の熱膨張係数の差Δαを求め、実験結果との比較を行った。表２に二層構造のＷＣ−ＦｅＡｌ合金の表面層１０及び隣接層２０のそれぞれのＦｅＡｌ含有率（体積％）と、体積比の値と、熱膨張係数の差Δαと、層間剥離の有無と、表面層１０のビッカース硬さと、破壊靱性との値をそれぞれまとめたものを示す。
【００４４】
【表２】
2016040408.tif 000004
【００４５】
表２に示されるように、表面層１０及び隣接層２０の間の層間剥離の有無は、表面層１０及び隣接層２０の熱膨張係数の差であるΔαに顕著に依存し、Δα≧４．０×１０−６Ｋ−１を満たす条件のときには、剥離が生じることが確認された。ＷＣ−ＦｅＡｌ合金が表面層１０及び隣接層２０からなる二層構造を呈することにより、表面層１０に誘起される圧縮応力ＣＳによって、ビッカース硬さ及び破壊靱性の値のいずれもが向上している。特に、ＷＣ−ＦｅＡｌ合金における体積比が小さくなるほど、破壊靱性の値の向上が顕著であった。  
【００４６】
（実施例２）
（１）混合粉末の作製
表面硬質相及び隣接硬質相を形成する炭化物成分として、市販の炭化チタン（ＴｉＣ）粉末（平均粒径：１．５μｍ）に、市販のＦｅＡｌ粉末（Ｆｅ０．６Ａｌ０．４）を加え、転動式ボールミルを用いて７２時間撹拌混合を行い、その後十分に乾燥させた。これにより、ＴｉＣ成分、Ｆｅ成分、及びＡｌ成分を含む混合粉末を得た。なお、ＴｉＣ粉末に対するＦｅＡｌ粉末の添加量は、ＴｉＣ粉末及びＦｅＡｌ粉末のそれぞれの理論密度に基づいて、１５体積％、２５体積％、３０体積％、４０体積％、及び４５体積％となるように重量を秤量した。これにより、ＦｅＡｌ含有率の異なる５種類の混合粉末が完了する。
（２）二層構造の焼結合金体（ＴｉＣ−ＦｅＡｌ合金）の作製
（１）によって得られた混合粉末の中からＦｅＡｌ含有率の異なる２つの混合粉末を抽出し、表面層１０及び隣接層２０を有する二層構造の焼結合金体（以下、「ＴｉＣ−ＦｅＡｌ合金」と称す。）を作製した。なお、２つの混合粉末から二層構造のＴｉＣ−ＦｅＡｌ合金を作製する手法は実施例１とほぼ同一であるため、ここでは説明を省略する。実施例２では、抽出する２種類の混合粉末の組み合わせ、及び、体積比の値を変化させることにより、表３に示すように、試料Ｄ６〜Ｄ１０、及び、比較試料Ｃ７，Ｃ８の計７種類の二層構造のＴｉＣ−ＦｅＡｌ合金（焼結合金体１００）を作製した。
【００４７】
（３）ビッカース硬さ、破壊靱性の計測
（２）によって作製された７種類のＴｉＣ−ＦｅＡｌ合金（試料Ｄ６〜Ｄ１０、比較試料Ｃ７，Ｃ８）を平面研磨した後、ＴｉＣ−ＦｅＡｌ合金の表面層１０の表面を鏡面研磨処理した。そして、表面層１０におけるビッカース硬さ、及び破壊靱性の計測を行った。更に具体的に説明すると、ビッカース硬さＨｖは、ＪＩＳ  Ｚ２２４４の「ビッカース硬さ試験  −試験方法−」に基づいて計測した。一方、破壊靱性は、上記ＪＩＳ  Ｚ２２４４によって得られたビッカース硬さＨｖを元にして前述のＳｈｅｔｔｙの式（数１参照）に基づいて算出した。
【００４８】
（４）単層構造のＴｉＣ−ＦｅＡｌ合金の作製、ビッカース硬さ・破壊靱性の計測、及び熱膨張係数の算出  
上記（１）〜（３）によって作製された二層構造の焼結合金体１００の剥離有無の妥当性を評価するため、ＦｅＡｌ含有率の異なる５種類の混合粉末をそれぞれ焼結処理した単層構造（単体）のＴｉＣＦｅ−Ａｌ合金を作製した（単層試料Ｓ６〜Ｓ９）。なお、単層構想のＴｉＣ−ＦｅＡｌ合金は、黒鉛型に１種類の混合粉末のみを充填する以外は、上記（２）の二層構造のＴｉＣ−ＦｅＡｌ合金と略同一の手法である。得られた単層構造のＷＣ−ＦｅＡｌ合金（単層試料Ｓ６〜Ｓ９）について、単層構造のＷＣ−ＦｅＡｌ合金と同様に、ビッカース硬さ、破壊靱性、及び熱膨張係数αの計測及び算出をした。熱膨張係数の算出の詳細については既に説明したため、ここでは説明を省略するものとする。５種類の混合粉末を用いた単層構造のＴｉＣ−ＦｅＡｌ合金のそれぞれの室温における熱膨張係数α、ビッカース硬さ、及び破壊靱性の値をそれぞれ下記の表３に示す。
【００４９】
【表３】
2016040408.tif 000005
【００５０】
表３に示された各単層構造のＴｉＣ−ＦｅＡｌ合金の熱膨張係数αに基づき、作製した二層構造のＴｉＣ−ＦｅＡｌ合金（試料Ｄ６〜Ｄ９、比較試料Ｃ７，Ｃ８）の表面層１０及び隣接層２０の熱膨張係数の差Δαを求め、実験結果との比較を行った。表４に二層構造のＴｉＣ−ＦｅＡｌ合金の表面層１０及び隣接層２０のＦｅＡｌ含有率（体積％）と、体積比の値と、熱膨張係数の差Δαと、層間剥離の有無と、表面層１０のビッカース硬さと、破壊靱性との値をそれぞれまとめたものを示す
【００５１】
【表４】
2016040408.tif 000006
【００５２】
表４に示されるように、表面層１０及び隣接層２０の間の層間剥離の有無は、実施例１の場合と同様に、表面層１０及び隣接層２０の熱膨張係数の差であるΔαに顕著に依存し、Δα≧４．０×１０−６Ｋ−１を満たす条件のときには、剥離が生じることが確認された。ＴｉＣ−ＦｅＡｌ合金が表面層１０及び隣接層２０からなる二層構造を呈することにより、表面層１０に誘起される圧縮応力ＣＳによって、ビッカース硬さ及び破壊靱性の値のいずれもが向上している。特に、ＴｉＣ−ＦｅＡｌ合金における体積比が小さくなるほど、破壊靱性の値の向上が顕著であった。
【００５３】
（実施例３）
（１）耐酸化特性の評価
市販の炭化タングステン（ＷＣ）粉末（平均粒径：０．７５μｍ）に対し、市販のＦｅＡｌ粉末（Ｆｅ０．６Ａｌ０．４）、及び、コバルト（Ｃｏ）粉末をそれぞれＷＣ粉末に対して２５体積％の割合となるように秤量して混合した３種類の混合粉末（ＷＣ・Ｃｏ混合粉末、ＷＣ・ＦｅＡｌ混合粉末、ＷＣ・ＴｉＣ混合粉末）を、それぞれ黒鉛型に充填し、パルス通電焼結炉を用いて焼結を行った。なお、焼結の手法等については、既に説明したものと同一であるため、ここでは詳細な説明は省略する。得られた３種類のＷＣ−２５Ｃｏ、ＷＣ−２５ＦｅＡｌ、及びＴｉＣ−２５ＦｅＡｌは、それぞれ直径１５ｍｍ、厚さ２ｍｍの略円盤状の試料として作製した。得られた各試料を大気中で加熱し、８００℃で４時間保持した。その後、加熱後の試料の重量変化を測定した。耐酸化特性試験後の各試料の状態の写真を図４に示す。また、加熱前後における重量変化率は、重量変化量をそれぞれの試料の表面積で除した値として算出した。ここで、重量変化率の値が大きい程、酸化反応が進行し、酸化量が多いことを示している。算出された重量変化率の値を下記表５に示す。
【００５４】
【表５】
2016040408.tif 000007
【００５５】
図４に示されるように、ＷＣ−Ｃｏ合金は、表面層１０の表面が青色に変色し、かつ、側面が膨張した形状を有している。そのため、酸化反応が大きく進行したことが確認された。ＷＣ−ＦｅＡｌ合金は、表面層１０の表面が茶色に変色することは確認されるものの、側面の膨張は認められず、８００℃の高温においても、それほど酸化反応が進行していないことが確認された。一方、ＴｉＣ−ＦｅＡｌ合金は、表面層１０の表面がわずかに茶色に変色していることが確認されるものの、ほとんど酸化反応が進行していないことが確認された。
【００５６】
表５から、ＴｉＣ−ＦｅＡｌ合金＜ＷＣ−ＦｅＡｌ強引＜ＷＣ−Ｃｏ合金の順序で重量変化率が高くなること認められた。これにより、耐酸化性は図４の写真及び重量変化率の値からＴｉＣ−ＦｅＡｌ合金＞ＷＣ−ＦｅＡｌ合金、ＷＣ−Ｃｏ合金の順で優れていると判断される。
【００５７】
図５に、実施例１及び実施例２において示した二層構造のＷＣ−ＦｅＡｌ合金（黒三角）、ＴｉＣ−ＦｅＡｌ合金（×）、及び単層構造のＷＣ−Ｃｏ合金（○）、ＷＣ−ＦｅＡｌ合金（■）、ＴｉＣ−ＦｅＡｌ合金（◆）のビッカース硬さ及び破壊靱性の関係を示す。なお、図５において、“○”は既に公開されているＷＣ−Ｃｏ合金に関するデータをプロットしたものであり、ＫＩＣの数式で表される曲線（実線）は当該ＷＣ−Ｃｏ合金の平均値を表したものであり、ＫＩＣ’の数式で表される曲線（破線）はビッカース硬さ及び破壊靱性のバランスが良好な焼結合金体の目標値を表している。すなわち、ＫＩＣ’の数式で表される曲線（破線）よりも右上に位置する程、ビッカース硬さと破壊靱性とのバランスに優れた焼結合金体であるといえる。
【００５８】
図５に示されるように、単層構造のＷＣ−ＦｅＡｌ合金（■）及びＴｉＣ−ＦｅＡｌ合金（◆）は、いずれもＷＣ−Ｃｏ合金の平均値を示すＫＩＣの曲線付近に存在している。そのため、ビッカース硬さ及び破壊靱性のバランスが良好なものではないと判断される。これに対し、本発明の焼結合金体１００に係る二層構造のＷＣ−ＦｅＡｌ合金（黒三角）及びＴｉＣ−ＦｅＡｌ合金（×）は、いずれも単層構造のＷＣ−ＦｅＡｌ合金（■）等と比較して、グラフ中の右上に位置し、かつ、ＫＩＣ’の数式で表される目標値を示す曲線よりも右上に位置することが確認された。以上の結果から、本発明の焼結合金体１００に係る二層構造のＷＣ−ＦｅＡｌ合金（黒三角）及びＴｉＣ−ＦｅＡｌ合金は、いずれもビッカース硬さ及び破壊靱性が単層構造のＷＣ−ＦｅＡｌ合金（■）等に比べて向上することが明らかとなった。
【産業上の利用可能性】
【００５９】
本発明品は、ドリル、バイス等の切削工具の全部または一部、または金型等として利用できる。
【符号の説明】
【００６０】
１０：表面層、１１：密接面、１２：非密接面、２０：隣接層、２１：第一隣接面、２２：第二隣接面、３０：中間層、３１：第一中間面、３２：第二中間面、４０：合金層、４１：第一合金面、４２：第二合金面、１００，１０１，１０２：焼結合金体、ＣＳ：圧縮応力、ＴＳ：引っ張り応力
【図１】
2016040408.tif 000008
【図２】
2016040408.tif 000009
【図３】
2016040408.tif 000010
【図５】
2016040408.tif 000011
【図４】
2016040408.tif 000012