(57)【要約】【課題】チタン合金等の難削材の高能率加工に好適なＷＣ基超硬合金及びその製造方法並びにミーリング加工用インサートを提供する。【解決手段】ＷＣ平均粒子径は０．３〜２．０μｍであり、結合相形成成分として９．０〜１４．０質量％のＣｏと、Ｃｏに対する質量比で１．０〜８．０％のＴａと、Ｃｏに対する質量比で３．０〜１０．０％のＣｒを含有し、ＷＣ粒子をＣｏにより結合したＷＣ基超硬合金であって、前記ＷＣ基超硬合金内に、ＴａとＷとＣｏ及びＣｒを含む複炭化物相（ＴａｘＷｙＣｒｚＣｏα）Ｃを有し、前記複炭化物相の金属成分の組成は、原子％で、ｘ＋ｙ＋ｚ＋α＝１００、８０≦ｘ≦８５、１０≦ｙ≦１５、ｚ≦５、１≦α≦５、であり、平均粒子径が５００ｎｍ以下の前記複炭化物相からなる凝集体の最長径が１μｍ以下であり、前記凝集体が前記結合相と隣接して存在することを特徴とするＷＣ基超硬合金製切削工具である。【選択図】図４
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
ＷＣ平均粒子径は０．３〜２．０μｍであり、結合相形成成分として９．０〜１４．０質量％のＣｏと、Ｃｏに対する質量比で１．０〜８．０％のＴａと、Ｃｏに対する質量比で３．０〜１０．０％のＣｒを含有し、ＷＣ粒子をＣｏにより結合したＷＣ基超硬合金であって、前記ＷＣ基超硬合金内に、ＴａとＷとＣｏ及びＣｒを含む複炭化物相（ＴａｘＷｙＣｒｚＣｏα）Ｃを有し、前記複炭化物相の金属成分の組成は、原子％で、ｘ＋ｙ＋ｚ＋α＝１００、８０≦ｘ≦８５、１０≦ｙ≦１５、ｚ≦５、１≦α≦５、であり、平均粒子径が５００ｎｍ以下の前記複炭化物相からなる凝集体の最長径が１μｍ以下であり、前記凝集体が前記結合相と隣接して存在することを特徴とするＷＣ基超硬合金製切削工具。
【請求項２】
請求項１に記載されたＷＣ基超硬合金製切削工具の製造方法であって、
（ａ）原料粉末の配合組成を定める配合工程と、
（ｂ）定められた原料粉末の配合組成に基づいて混合および粉砕を行う混合・粉砕工程と、
（ｃ）混合および粉砕後の原料粉末を造粒し、乾燥する造粒・乾燥工程と、
（ｄ）得られた造粒粉末を成形し成形体を得る成形工程と、
（ｅ）得られた成形体を焼成する焼成工程と
を順に有するＷＣ基超硬合金製切削工具の製造方法であり、
前記（ａ）配合工程は、原料粉末として、９．０〜１４．０質量％のＣｏ粉末と、Ｃｏに対する質量比で１．０〜８．０％のＴａを含有する粒径が０．４〜０．８μｍのＴａＣ粉末と、Ｃｏに対する質量比で３．０〜１０．０％のＣｒを含有するＣｒ３Ｃ２粉末と、残部として平均粒径が０．３〜２．０μｍのＷＣ粉末をそれぞれ準備する工程であり、
前記（ｂ）混合・粉砕工程は、前記原料粉末である、Ｃｏ粉末、ＴａＣ粉末、Ｃｒ３Ｃ２粉末およびＷＣ粉末を混合装置にて混合・粉砕する工程であり、
前記（ｅ）焼成工程は、前記成形体を焼成温度まで昇温した後、焼成温度にて一定時間保持後、ＨＩＰ処理温度まで冷却し、不活性ガス雰囲気にてＨＩＰ処理を行った後、１２００℃以下まで８０〜１２０℃／分の冷却速度にて急冷する工程であることを特徴とするＷＣ基超硬合金製切削工具の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、例えばチタン合金などの難削材の湿式切削等に使用される、耐チッピング性と高温硬さに優れたＷＣ基超硬合金製切削工具およびその製造方法に関する。ここでいうＷＣ基超硬合金製切削工具としては、例えば、ＷＣ基超硬合金を用いたミーリング加工用インサートを挙げることができる。
【背景技術】
【０００２】
近年、航空機などの需要増加に伴い、チタン合金などの難削材を高能率加工することが求められており、切削工具への負荷が増大している。特に、チタン合金などの切削加工では、インサートがチッピングして欠損に至り、炭素鋼などに比べ短寿命となる傾向にある。また、チタン合金は熱伝導率が小さいという特性を有するため、切削加工中の工具刃先温度は約１０００℃まで達し、ミーリング加工用インサートの寿命は一層短いものとなっている。
【０００３】
このため、ＷＣ基超硬合金中のＣｏやＮｉ等の結合相量を増加させることにより、抗折力を向上し耐チッピング性を改善することや、ＴａＣやＮｂＣ等を添加して高温硬さを改善する提案がなされている。
【０００４】
特許文献１は、ＷＣを主成分として１２質量％以上１４質量％以下のＣｏを含有し、長さ２０ｍｍ×幅４ｍｍ×厚み２ｍｍの形状とした場合に、１０ｍｍのスパンで曲げ試験を行ったときの局部的な抗折力が３．５ＧＰａ以上である超硬合金を開示している。
【０００５】
特許文献２は、質量％で、Ｃｏ：５〜１５％、Ｎｂ：０．５〜３％、炭化タングステン：残り、からなり、結合相に微細なＮｂとＷの複合炭化物が析出した組織を有する炭化タングステン基超硬合金で構成したことを特徴とする高温硬さのすぐれた超硬合金製インサートを開示している。
【０００６】
特許文献３は、炭化物粒子の平均粒径が０．２〜０．８μｍ、Ｃｏ量が２〜１５質量％、ＷＣの粒成長抑制剤としてのＴａがＣｏに対しての質量比で１〜５％含有されていることを特徴とする高抗折力の微小工具用微粒超硬合金を開示している。
【０００７】
特許文献４の請求項１には、微細にして硬質の（Ｃｒ、Ｃｏ、Ｗ）Ｃの組成を有する複合炭化物が、結合相中に析出分布している様な組織を有する超硬合金製エンドミルに関する技術を開示している。この硬質な複合炭化物を有する表面層が、１〜１００μｍの厚さとして切れ刃部に形成され、これにより、切れ刃の耐摩耗性を改善しようとするものである。
【０００８】
特許文献５の請求項１には、結合相がＣｏ基合金、ＷＣと硬質相とからなるＷＣ基超硬合金が開示されている。この硬質相は、ＷとＭ成分（ＭはＣｒ、Ｖ、Ｔａ、Ｎｂ）との複合炭化物であると記載されている。また、段落番号０００４には、この硬質相が結合相中に析出し、平均粒径で１μｍ以下に微細化した組織を有することによって耐摩耗性と耐欠損性が得られること、段落番号００１３の表３には、本発明切削工具の組成が開示され、試料番号６の硬質相における組成は（Ｗ、Ｃｒ、Ｔａ）Ｃであることが記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開２０１２−７６１５６号公報
【特許文献２】特開２００２−２０５２０６号公報
【特許文献３】特開２００７−１６２０６７号公報
【特許文献４】特開平１０−１０００１４号公報
【特許文献５】特開平８−５７７０３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
しかし、特許文献１は抗折力については検討されているが、複炭化物相に関する検討がされてなく、高温硬さが低く工具寿命が劣る。
【００１１】
特許文献２は高温硬さについては検討されているが、具体的な複合炭化物の組成比や粒子径については検討されておらず工具寿命が不十分である。また、抗折力に関する検討がされておらず耐チッピング性に劣る。
【００１２】
特許文献３は本発明の複炭化物相にあたる斑状晶について記載されているが、斑状晶の組成比や粒子径について検討されておらず、抗折力が不十分であり耐チッピング性に劣る。
【００１３】
特許文献４には、複合炭化物が結合相中に析出分布した組織を有する超硬合金を記載している。この複合炭化物は、微細にして硬質であり、（Ｃｒ、Ｃｏ、Ｗ）Ｃの組成を有することが記載されている。
しかし、特許文献４の複合炭化物は、本発明の複炭化物相（Ｔａ、Ｗ、Ｃｒ、Ｃｏ）Ｃと比較して、以下の点で異なっている。すなわち、特許文献４の複合炭化物相には、Ｔａ成分が含有されていない点である。また、切れ刃の耐欠損性を改善する点についての言及もなされていない点である。
【００１４】
特許文献５には、硬質相を有するＷＣ基超硬合金が開示されている。この硬質相は、ＷとＭ成分（ＭはＣｒ、Ｖ、Ｔａ、Ｎｂ）との複合炭化物であると記載され、その実施形態の例として、硬質相の組成は（Ｗ、Ｃｒ、Ｔａ）Ｃであることが記載されている。また平均粒径で１μｍ以下に微細化した組織を有することによって耐摩耗性と耐欠損性が得られることも記載されている。
しかし、特許文献５の複合炭化物は、本発明の複炭化物相（Ｔａ、Ｗ、Ｃｒ、Ｃｏ）Ｃと比較して、以下の点で異なっている。すなわち、特許文献５の複合炭化物相には、Ｃｏ成分が含有されていない点である。また、複合炭化物相は、平均粒子径が５００ｎｍ以下の複合炭化物相からなる凝集体であることについても、何ら示唆も開示もなされていない点である。
【００１５】
従って、本発明はチタン合金などの難削材の高能率加工において、抗折力が高く、耐チッピング性に優れるとともに高温硬さの高い工具寿命に優れたＷＣ基超硬合金製切削工具およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
本発明のＷＣ基超硬合金製切削工具は、ＷＣ平均粒子径は０．３〜２．０μｍであり、結合相形成成分として９．０〜１４．０質量％のＣｏと、Ｃｏに対する質量比で１．０〜８．０％のＴａと、Ｃｏに対する質量比で３．０〜１０．０％のＣｒを含有し、ＷＣ粒子をＣｏにより結合したＷＣ基超硬合金であって、前記ＷＣ基超硬合金内に、ＴａとＷとＣｏ及びＣｒを含む複炭化物相（ＴａｘＷｙＣｒｚＣｏα）Ｃを有し、前記複炭化物相の金属成分の組成は、原子％で、ｘ＋ｙ＋ｚ＋α＝１００、８０≦ｘ≦８５、１０≦ｙ≦１５、ｚ≦５、１≦α≦５、であり、平均粒子径が５００ｎｍ以下の前記複炭化物相からなる凝集体の最長径が１μｍ以下であり、前記凝集体が前記結合相と隣接して存在することを特徴としている。
また、本発明に係るＷＣ基超硬合金製切削工具の製造方法は、
（ａ）原料粉末の配合組成を定める配合工程と、
（ｂ）定められた原料粉末の配合組成に基づいて混合および粉砕を行う混合・粉砕工程と、
（ｃ）混合および粉砕後の原料粉末を造粒し、乾燥する造粒・乾燥工程と、
（ｄ）得られた造粒粉末を成形し成形体を得る成形工程と、
（ｅ）得られた成形体を焼成する焼成工程と
を順に有する前記ＷＣ基超硬合金製切削工具の製造方法であり、
前記（ａ）配合工程は、原料粉末として、９．０〜１４．０質量％のＣｏ粉末と、Ｃｏに対する質量比で１．０〜８．０％のＴａを含有する粒径が０．４〜０．８μｍのＴａＣ粉末と、Ｃｏに対する質量比で３．０〜１０．０％のＣｒを含有するＣｒ３Ｃ２粉末と、残部として平均粒径が０．３〜２．０μｍのＷＣ粉末をそれぞれ準備する工程であり、
前記（ｂ）混合・粉砕工程は、前記原料粉末である、Ｃｏ粉末、ＴａＣ粉末、Ｃｒ３Ｃ２粉末およびＷＣ粉末を混合装置にて混合・粉砕する工程であり、
前記（ｅ）焼成工程は、前記成形体を焼成温度まで昇温した後、焼成温度にて一定時間保持後、ＨＩＰ処理温度まで冷却し、不活性ガス雰囲気にてＨＩＰ処理を行った後、１２００℃以下まで８０〜１２０℃／分の冷却速度にて急冷する工程であることを特徴とするものである。
なお、ここで、凝集体とは、図２にみられるように、隣接部を有して繋がっている複炭化物相が凝集したものをいい、単独の複炭化物相からなる場合も包含する。そして、凝集体の最長径とは、凝集体を包含する最小の真円の直径をいう。
【発明の効果】
【００１７】
本発明はチタン合金などの難削材の高能率加工において、抗折力が高く、耐チッピング性に優れるとともに高温硬さの高い工具寿命に優れたＷＣ基超硬合金製切削工具を提供することができる。特に、本発明で規定する複炭化物相が、結合相と隣接して存在することにより、耐チッピング性と高温硬さに優れた高性能なＷＣ基超硬合金と、これを採用したＷＣ基超硬合金製切削工具およびその製造方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１８】
【図１】本発明の実施形態の１例であるＷＣ基超硬合金の研磨断面を、ＦＥ−ＳＥＭにより観察した写真を示す。
【図２】図１に示す写真において、Ｔａが検出された粒子１を示した図である。
【図３】本発明の実施形態の１例であるＷＣ基超硬合金の研磨断面を、ＴＥＭにより観察した写真を示す。
【図４】図３に示す写真において、Ｔａを含有する複炭化物相２と、結合相を形成するＣｏ相３を示した図である。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
（１）ＷＣ基超硬合金の平均結晶粒径
ＷＣは硬質相成分であり、ＣｏはＷＣ粒子を結合させる結合相である。本発明のＷＣ基超硬合金においては、ＷＣ平均粒子径を０．３〜２．０μｍ、とすることが必要である。その理由は、ＷＣ平均粒子径を本発明規定の範囲内に設定することによって、抗折力が高く耐チッピング性に優れるからである。
一方、ＷＣ平均粒子径が０．３μｍ未満では、抗折力が低下し、耐チッピング性に劣るといった不都合が生じてしまう。また、ＷＣ平均粒子径が２．０μｍを超えて大きい場合は、粗大なＷＣ粒子により抗折力が低下し、耐チッピング性に劣るといった不都合が生じてしまう。
【００２０】
（２）ＷＣ基超硬合金の組成
本発明のＷＣ基超硬合金においては、結合相であるＣｏの含有量を、９．０〜１４．０質量％に規定することが必要である。本発明規定の範囲内に設定することによって、抗折力が高くチッピング性に優れたＷＣ基超硬合金を得ることができるからである。
一方、Ｃｏ含有量が９．０質量％未満では、ＷＣ粒子同士の接触が大きくなってしまうため、ＷＣの凝集体が生じやすくなってしまう。その結果、抗折力が低下し、耐チッピング性に劣るといった不都合が生じてしまう。また、Ｃｏ含有量が１４．０質量％を超えて多い場合には、ＷＣ基超硬合金の高温硬さが低下し、所望の工具寿命を得ることができないといった不都合が生じてしまう。
【００２１】
本発明のＷＣ基超硬合金におけるＴａ含有量は、Ｃｏに対する質量比で１．０〜８．０％のＴａを含有することが必要である。前記の組成範囲内に設定することにより、ＴａがＣｏ相中に溶解し、Ｃｏが固溶強化され高温硬さの高いＷＣ基超硬合金を得ることができる。Ｔａは耐チッピング性を低下させずにＣｏの固溶強化を促進することができる。
しかし、Ｔａ含有量がＣｏに対する質量比で１．０％未満では、Ｃｏの固溶強化に効果がなく、高温硬さが低下してしまう。また、Ｔａ含有量がＣｏに対する質量比で８．０％を超えて多い場合には、抗折力の低下に結び付く粗大な炭化物相であるＴａＣが析出するため、耐チッピング性に劣るといった不都合が生じてしまう。
ＷＣ基超硬合金の耐チッピング性を低下させずにＣｏの固溶強化を促進させるためには、ＣｏのＴａ含有量を、Ｃｏに対する質量比で１．５〜５．０％のＴａを含有させることが、より好ましい。
【００２２】
本発明のＷＣ基超硬合金におけるＣｒ含有量は、Ｃｏに対する質量比で３．０〜１０．０％のＣｒを含有することが必要である。前記の組成範囲内に設定することにより、ＣｒがＣｏ相中に溶解しＷＣの粒成長が抑制されるため、抗折力が高く耐チッピング性に優れる。
しかし、Ｃｒ含有量がＣｏに対する質量比で３．０％未満では、ＷＣの粒成長抑制の効果が発揮されず、抗折力が低下してしまう。また、Ｃｒ含有量がＣｏに対する質量比で１０．０％を超えて多い場合には、抗折力が低下に結び付く粗大な炭化物相が形成されるため、耐チッピング性に劣るといった不都合が生じてしまう。
ＷＣ基超硬合金の抗折力を高くして、優れた耐チッピング性を得るために、Ｃｒ含有量は、Ｃｏに対する質量比で４．０〜９．０％のＣｒを含有させることが、より好ましい。
【００２３】
本発明のＷＣ基超硬合金では、公知の不可避的不純物の含有が許容される。
【００２４】
（３）ＷＣ基超硬合金に含まれる複炭化物相の組成及び組織
本発明のＷＣ基超硬合金の組織は、原料成分としてＷＣ、Ｃｏ、ＴａＣ、Ｃｒ３Ｃ２を配合し、下記記載の製造条件によって製造される。特に、本発明のＷＣ基超硬合金の特徴の１つである複炭化物相を、好ましい形態となるように晶出させるためには、焼結条件のパラメータ制御が重要である。高精度に制御された冷却過程を採用することにより、従来のＷＣ、Ｃｏ、ＴａＣ、Ｃｒ３Ｃ２を配合して形成される複炭化物相とは異なる形態を有する、新規な複炭化物相組織を得ることができる。
【００２５】
本発明のＷＣ基超硬合金が有する複炭化物相は、ＴａとＷとＣｏ及びＣｒを含み、（ＴａｘＷｙＣｒｚＣｏα）Ｃを有し、但し、該複炭化物相の金属成分の原子組成％はｘ＋ｙ＋ｚ＋α＝１００、８０≦ｘ≦８５、１０≦ｙ≦１５、ｚ≦５、１≦α≦５としたとき、平均粒子径が５００ｎｍ以下の複炭化物相が得られる。この複炭化物相は凝集体となって、この凝集体の最長径が１μｍ以下であることを特徴としている。
本発明のＷＣ基超硬合金が有する複炭化物相は、従来の複炭化物相とは異なり、複炭化物相中にＣｏを含有することで、複炭化物相と隣接するＣｏ相との結合力が高まり、複炭化物相と隣接するＣｏ相の界面に発生する亀裂を抑制し、抗折力の向上及び当該ＷＣ基超硬合金の耐チッピング性を向上させると考えられる。このとき、Ｃｏ相と複炭化物相の界面の最長径が０．３μｍ以上であると抗折力が向上し、０．３μｍ未満であると抗折力が低下する。
【００２６】
本発明のＷＣ基超硬合金における複炭化物相のＣｏの含有量であるα値が、１≦α≦５、と規定する範囲内であることが必要である。本発明規定の範囲内に設定することによって、複炭化物相とＣｏ相とが隣接する界面においてはＣｏ成分の相互拡散層が出現して原子配列の連続した領域が生まれ、このことによって強固な結合が得られると考えられる。
しかし、α値が１％未満であると、複炭化物相とＣｏ結合相との界面における相互拡散層の領域が少なく、そのために結合力が弱くなって、耐チッピング性が低下してしまうと考えられえる。また、Ｃｏの含有量α値が５％を超えて多い場合には、高温硬さが低下してしまう。
【００２７】
本発明の複炭化物相の金属成分のうち、Ｔａの含有量ｘ値が原子組成％で８０％未満であると高温硬さが低下し、８５％を超えて多い場合は、耐チッピング性が低下する。Ｗの含有量ｙ値が１０％未満であると高温硬さが低下し、１５％を超えて存在する場合はない。また、焼結体の高温硬さに与える影響はＷよりＴａの方が大きい。Ｃｒの含有量ｚ値が５％を超えて多い場合は、耐チッピング性が低下する。本発明の複炭化物相が５００ｎｍを超えて大きく、前記複炭化物相の凝集体の最長径が１μｍを超えて大きい場合は、破壊の起点となるため、耐チッピング性が低下する。
【００２８】
（４）ＷＣ基超硬合金の製造方法
本発明のＷＣ基超硬合金は、原料粉末の配合工程、混合・粉砕工程、造粒・乾燥工程、成形工程及び焼成工程を経て製造される。
（Ａ）原料粉末の配合工程
本発明で供されるＷＣ基超硬合金の原料粉末は、９．０〜１４．０質量％のＣｏとＣｏに対する質量比で１．０〜８．０％のＴａを含有するＴａＣ粉末、Ｃｏに対する質量比で３．０〜１０．０％のＣｒを含有するＣｒ３Ｃ２粉末及び残部ＷＣ粉末を使用することで、耐チッピング性と高温硬さの優れた超硬合金が得られる。ＷＣ原料粉末は平均粒径０．３〜２．０μｍに調整されたものを使用する。ＴａＣ粉末は一般的な寸法である１．０〜１．３μｍより小さいサイズの０．４〜０．８μｍであることが好ましい。このようにＴａＣ粉末の寸法を小さくする理由は、ＴａＣ粉末がより大きな比表面積を有することによって結合相への溶解を促進することと、複炭化物相の寸法を抑制するためである。
一方で、ＴａＣ粉末が０．４μｍ未満であると凝集しやすくなり、高温硬さが低下してしまう。また、ＴａＣ粉末が０．８μｍを超えて大きい場合は、複炭化物相が顕著に粗大化して、耐チッピング性が低下してしまう。
また、Ｃｏ粉末、Ｃｒ３Ｃ２粉末については、通常用いられる、平均粒径が０．５〜２．０μｍのものを用いる。
それぞれの原料粉末は、高精度な秤量計によって正確に秤量・配合され、混合容器であるボールミルに充填されて次工程へ進む。
【００２９】
（Ｂ）混合・粉砕工程
本発明で供されるＷＣ基超硬合金の混合工程では、まず第１の工程として、Ｃｏ粉末、ＴａＣ粉末及びＣｒ３Ｃ２粉末をボールミルで混合する。その後、第２の工程として、ＷＣ原料粉末を追加投入し、目的の特性値となるＷＣ粒径が得られるまでボールミルで混合する。このように、２段階の工程に分割して原料粉末を混合する理由は、Ｃｏ内にＴａＣとＣｒ３Ｃ２を均一分散させることで、Ｃｏ中へ溶解するＴａ量及びＣｒ量を一定にし、結合相内のＴａ濃度及びＣｒ濃度を均一化することができるからである。
本発明のＷＣ基超硬合金においては、Ｃｏ中のＴａ及びＣｒ濃度を一定とすることによって、ＷＣ基超硬合金内での複炭化物相が晶出する温度のばらつきを最小限に抑えることができる。そのことによって、複炭化物相の粒成長速度を一定に制御することが可能となり、５００ｎｍ以下の複炭化物相を得ることができる。
一方、従来の混合方法においては、Ｃｏ粉末、ＴａＣ粉末、Ｃｒ３Ｃ２及びＷＣ原料粉末のすべての混合を２段階の工程に分割することなく、同時に混合しているため、ＴａＣ粉末がＣｏ粉末と均一に分散しない。そのため、複炭化物相の寸法が５００ｎｍを超えて大きくなり、耐チッピング性及び高温硬さが低下してしまうという問題があった。
本発明の混合工程では、ボールミルのほかアトライター等の混合設備を使用しても同様の効果を得ることができる。
【００３０】
（Ｃ）焼結工程
前記混合・粉砕工程において、混合・粉砕された原料粉末は、造粒・乾燥工程において、造粒および乾燥され、造粒粉末となり、続く成形工程において成形され、本発明で供されるＷＣ基超硬合金の成形体として焼結炉内に導入され、焼成温度である１４００〜１４２０℃となるまでは、８０〜１００℃／時間の昇温速度に制御されて昇温される。２０〜３０分保持した後、４０〜６０℃／分の冷却速度に制御されて、１３４０〜１３６０℃まで冷却され、保持される。その後は、不活性ガス雰囲気中で３０分〜１時間、ＨＩＰ処理を行うことで耐チッピング性に優れ、高温硬さの高い超硬合金が得られる。
本発明の焼結工程においてＨＩＰ処理を採用する理由は、保持時間を短くすることでＷＣ粒子の粒成長を抑制し、高温で焼成することによりＣｏへのＴａの溶解を促進させて高温硬さを向上させるためである。また、焼成温度から温度を下げてＨＩＰ処理をおこなうことにより、粗大ＷＣ粒子への成長を抑制し、ＷＣ基超硬合金の焼結体中の気孔をなくすことによって抗折力が改善され耐チッピング性を向上させることができる。
【００３１】
本発明で供されるＷＣ基超硬合金の焼結体はＨＩＰ処理の後、保持温度である１３４０〜１３６０℃から１２００℃以下まで８０〜１２０℃／分の冷却速度に制御された状態で急冷されることにより、抗折力が改善され耐チッピング性と高温硬さの優れた超硬合金を得ることができる。複炭化物相は冷却過程において晶出して形成されるものであるため、冷却速度の制御された急冷を行うことでＷＣの析出を促進しつつ、複炭化物相の粒成長を抑制する効果がある。ここで、冷却速度は、複炭化物相の形態を決定する重要な制御項目である。すなわち、保持温度である１３４０〜１３６０℃からの急冷速度が８０℃／分未満の場合では、Ｃｏ相の液相状態が長いため、複炭化物相が凝集しやすくなってしまう。その結果、複炭化物相の凝集体の形成が進んでしまうこととなる。この凝集体の形成が進み、寸法が１μｍを超えて大きくなってしまうと、ＷＣ基超硬合金の抗折力が低下して耐チッピング性が低下する。一方で、保持温度からの急冷速度が１２０℃／分を超えるような急冷条件では、ＷＣ粒子と結合相との接着強度が弱く、焼結体中に気孔が残り、焼結体の密度が低下してしまうといった不都合が生じる。
【実施例】
【００３２】
以下に、本発明を実施例により詳細に説明するが、本発明は下記の実施例により限定されるものではない。
本発明例１
Ｃｏ粉末（平均粒径１．２μｍ）、Ｃｒ３Ｃ２粉末（平均粒径が１．０μｍ）、ＴａＣ粉末（平均粒径１．５μｍ）およびＷＣ粉末（平均粒径０．６μｍ）を表２に示す組成にて準備したのち、まず、ＷＣ粉末を除く、Ｃｏ粉末、Ｃｒ３Ｃ２粉末、および、ＴａＣ粉末を配合し、各配合した粉末と、湿式混合・粉砕の助剤であるエチルアルコール（水分含有量１０％未満）と、全原料粉末の総質量に対して２重量％のパラフィンワックスとをボールミルにて２４時間混合し、その後、ＷＣ粉末（平均粒径０．６μｍ）を追加投入してさらに７２時間混合を実施した。
湿式混合後、静置乾燥器にて造粒・乾燥を行い、造粒粉末を得て、成形体を成形した。得られた成形体を１００℃／時間の加熱速度にて１４１０℃まで昇温し、３０分間保持後、５０℃／分の速度にて１３５０℃まで冷却し、３０分間保持した。
その後、不活性ガス中にて１時間ＨＩＰ処理を行い、１００℃／分の速度にて１２００℃
以下まで冷却した。得られた焼結体を研削し、円形インサートを得た。  
【００３３】
本発明例１の各ＷＣ基超硬合金の焼結体を外部荷重により切断し、鏡面研磨した際の断面を２５０００倍でＦＥ−ＳＥＭにより観察した結果を図１に示す。
【００３４】
本発明例１の各ＷＣ基超硬合金の焼結体をＦＩＢにより加工し、断面を７５０００倍でＴＥＭにより観察した結果を図３に示す。
【００３５】
焼結体の断面を０．２５μｍのダイヤモンド砥粒で鏡面になるまで研磨し、フィールドエミッション電子プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ、日本電子製ＪＸＡ−８５３０Ｆ型）により１０００倍で面分析をおこないＴａが検出された箇所を２５０００倍で観察し、図１のＦＥ−ＳＥＭ写真を得た。図１の視野についてＥＰＭＡにて面分析をしたところ、図２に示すとおり、Ｔａ成分の検出された粒子１が存在することがわかった。そこで、このＴａが検出された粒子１の最長径を粒子１の粒子径として測定し、次にその隣接部を有して繋がっている４個の粒子が凝集した凝集体の最長径を求めた。
【００３６】
図２のようにＴａが検出された箇所を集束イオンビーム装置（ＦＩＢ、日立製作所製ＦＢ−２０００型）を用いて加工し、断面試料を作製した。その試料を電界放射型透過電子顕微鏡（ＴＥＭ、日本電子製ＪＥＭ−２０１０Ｆ型）により観察し、図３の断面ＴＥＭ写真を得た。図３の写真の範囲をＵＴＷ型Ｓｉ（Ｌｉ）半導体検出器（ＥＤＳ、ノーラン製）により面分析した結果、図４の写真に示す通り、Ｔａを含有する複炭化物相２と、結合相を形成しているＣｏ相３が隣接している状態が観察された。また、Ｔａを含有している複炭化物相２をＥＤＳにより定性分析をおこない、複炭化物相２の金属成分の組成を解析した。その結果を表１に示す。
【００３７】
【表１】
2017024165.tif 000003
【００３８】
表１の解析結果より、本発明のＷＣ基超硬合金が有する複炭化物相２には、Ｃｏが２．２原子％含有されていることが確認された。また、Ｔａが８４．５原子％、Ｗが１１．８原子％、Ｃｒが１．５原子％、含有されていることが確認された。ここで、本発明の複炭化物相２にＣｏが含有されることによって、隣接するＣｏ相との結合力が高まり、複炭化物相と隣接するＣｏ相の界面に発生する亀裂を抑制し、抗折力を向上させると考えられる。
また、本発明の複炭化物相２にはＣｏが含有されるという特徴を有していることから、図２で観察された、Ｔａの検出された粒子１は複炭化物相と考えられる。そこで、図２において計測した個々の粒子１の最長径を個々の複炭化物相の粒子径とした。次に隣接部を有して繋がっている４個の粒子１が凝集してなる凝集体の最長径を求めた。
複炭化物相からなる凝集体と結合相であるＣｏ相との隣接距離は、図４より、両相が連続接触する接触部の両端部を直線で結んだときの長さとして求めた。
【００３９】
得られた本発明の各ＷＣ基超硬合金の焼結体をダイヤモンド砥石で研削し、４ｍｍ×８ｍｍ×２４ｍｍのＪＩＳ抗折力試験片（ＪＩＳ−Ｂ−４０５３）を作製した。耐欠損性の指標である抗折力は３点曲げ試験により求め、試験回数５回の平均値を求めた。その結果を表２〜表８に示す。
【００４０】
得られた本発明例１のＷＣ基超硬合金の上下、外周を研削加工し、刃先の先端部にコーナー半径Ｒ０．０１ｍｍを付与するホーニング処理を施し、本発明のミーリング用インサートを得た。
【００４１】
得られた本発明例１のミーリング用インサートにより、以下の条件により切削試験を行った。
（切削試験の条件）
加工方法：湿式のミーリング加工
切削油：水溶性切削油を使用
被削材：Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ
切削速度：４０ｍ／ｍｉｎ
回転数：２５５ｍｉｎ−１
１刃の送り：０．３ｍｍ／刃
テーブル送り：７６ｍｍ／ｍｉｎ
軸方向切込み：２．０ｍｍ
径方向切込み：４２ｍｍ
【００４２】
この切削試験により、ミーリング用インサートの工具寿命は、逃げ面の最大摩耗幅が０．３０ｍｍを超えたとき、または、インサートが欠損し、その幅が０．３０ｍｍを超えたときまでの加工時間（分）をいい、切削寿命が、１０分以上のものを本発明例とした。本発明の逃げ面摩耗幅は、倍率１００倍の光学顕微鏡で観察し、測定した。
【００４３】
（１）ＷＣ平均粒子径
本発明において、切削寿命及び抗折力に及ぼすＷＣ平均粒子径の影響を確認するために、本発明例１に対し、ＷＣ平均粒子径を変えたインサートを製作し、切削試験を実施した。試験結果を表２に示す。
なお、表４以降、比較例、従来例において、請求項１の発明特定事項を満足していない項目については、データ欄に「＊」を付した。
【００４４】
表２に示すとおり本発明例１〜３のインサートは抗折力と高温硬さの両立を達成することができており、初期チッピングが確認されず工具寿命は１０分を超え、１３．８分以上となる良好な結果であった。
粗大ＷＣ粒子が存在するとこれが破壊の起点となり、抗折力が低下するため、同一組成の組織であれば、ＷＣ粒径が請求項１の規定値の範囲で小さいと抗折力が高く、本発明例３では請求項の規定値の最大ＷＣ粒径２．０μｍにて、１３．８分であった工具寿命が、
ＷＣ粒径が０．３μｍである本発明例２では、抗折力が表２に示すデータの中で最も高く、高温硬さも向上しているため、１８．２分となり、本発明例１よりも良好な工具寿命となった。
【００４５】
【表２】
2017024165.tif 000004
【００４６】
（２）Ｃｏ量
本発明例１に対し、Ｃｏ量を変えたインサートを製作し、切削試験を実施した。試験結果を下記表３に示す。
【００４７】
【表３】
2017024165.tif 000005
【００４８】
表３に示すとおり本発明例１、４、５のインサートは抗折力と高温硬さの両立を達成することができているため、本発明の目標値である１０分以上の工具寿命を得ることができた。Ｃｏ量が増加するにつれ、抗折力は高くなっており、そのため、本発明例５では、工具寿命が１６．３分まで向上した。
【００４９】
（３）Ｔａ／Ｃｏ比
本発明例１に対し、Ｔａ／Ｃｏ比を変化させたインサートを製作し、切削試験を実施した。試験結果を下記表４に示す。
【００５０】
【表４】
2017024165.tif 000006
【００５１】
表４に示すとおり本発明例１、６、７のインサートは抗折力と高温硬さが共に高く、目標値である１０分以上の工具寿命を達成することができた。比較例１はＴａ／Ｃｏ比が１４．４３％であるため、複炭化物相の凝集体の最長径が２．３μｍ以上となり、抗折力が２３３３ＭＰａと大きく低下した。そのため、工具寿命は目標値である１０分以上に対し３．３分と著しく劣る結果となった。比較例２はＴａ／Ｃｏ比が０．９０％と１．０％以上を満たさず、複炭化物相のサイズが小さく、Ｃｏ相との隣接距離が０．３μｍ以下となったため、工具寿命は９．６分に留まった。従来例１は抗折力が高いが、ＴａによるＣｏの固溶強化の効果が無いため、高温硬さが低く、摩耗の進行がはやいため工具寿命が８．５分という結果となった。
【００５２】
（４）Ｃｒ／Ｃｏ比
本発明例１に対し、Ｃｒ／Ｃｏ比を変化させたインサートを製作し、切削試験を実施した。試験結果を下記表５に示す。
【００５３】
【表５】
2017024165.tif 000007
【００５４】
表５に示すとおり本発明例１、８、９のインサートは抗折力と高温硬さの両立が達成されており、工具寿命が良好であった。従来例２はＣｒ／Ｃｏ比が２０．７７％であり、粗大な複炭化物相が存在するため、抗折力が低下し、工具寿命が短かった。
【００５５】
（５）複炭化物相の金属成分組成
本発明例１に対し、複炭化物相の金属成分組成を変化させたインサートを製作し、切削試験を実施した。試験結果を表６に示す。
【００５６】
【表６】
2017024165.tif 000008
【００５７】
表６に示すとおり本発明例１および本発明例７〜９は複炭化物相の金属成分組成が規定値の範囲内であるため、抗折力と高温硬さがともに高く、目標の工具寿命を得ることができた。複炭化物相の金属成分を構成するＴａは、比較例１では、８５．３原子％であるため、複炭化物相のサイズが粗大化し、耐チッピング性を得ることができず、工具寿命が３．３分と低下した。比較例２では、Ｔａが７９．１原子％であるため、高温硬さが低下し摩耗の進行がはやく、工具寿命が８．５分という結果となった。複炭化物相の金属成分を構成するＷは、合金炭素量をすべてそろえているため、数値の変化は小さく、１５％を超えることはない。複炭化物相の金属成分を構成するＣｒは、従来例２で示すように、９１．１原子％であるため粗大な（Ｗ、Ｃｒ、Ｃｏ）Ｃが生成し、抗折力が劣るため、工具寿命が低下した。複炭化物相の金属成分を構成するＣｏは、比較例２で示すように、６．０原子％であるため、高温硬さが低下し、工具寿命が目標値を達成することができなかった。
【００５８】
（６）複炭化物相の平均粒子径
前記表内に示す比較例１、従来例２より複炭化物相の平均粒子径が５００ｎｍを超えて大きい場合、抗折力が低下し、目標値である１０分以上の工具寿命を達成できなかった。
【００５９】
（７）複炭化物相の凝集体の最長径
前記表内に示す比較例１、従来例２より複炭化物相の凝集体の最長径が１μｍを超えて大きい場合、抗折力が低下し、目標値である１０分以上の工具寿命を達成できなかった。
【００６０】
（８）複炭化物相の凝集体と結合相であるＣｏ相との隣接距離
前記表内に示す比較例１、２および従来例２より複炭化物相の凝集体と結合相であるＣｏ相との隣接距離が０．３μｍより小さい場合、抗折力が低下し、目標値である１０分以上の工具寿命を達成できなかった。
【００６１】
（９）焼結工程時の冷却速度
本発明において、切削寿命及び抗折力に及ぼす焼結工程時の冷却速度の影響を確認するために、本発明例１のＨＩＰ処理後の保持温度１３５０℃から１２００℃までの冷却速度を８０℃／分から７０℃／分に変えた比較例３を製作し、切削試験を実施した。試験結果を表７に示す。
【００６２】
表７に示すとおり比較例３のインサートはＨＩＰ処理後の保持温度１３５０℃から１２００℃までの冷却速度が８０℃／分未満のため、Ｃｏ相の液相状態が長く、複炭化物相が凝集しやすくなる。そのため、複炭化物相の凝集体の最長径が１μｍを超えて大きくなり、抗折力が低下して工具寿命が目標値である１０分以上を達成できなかった。
【００６３】
【表７】
2017024165.tif 000009
【００６４】
既出の本発明例１〜９、比較例１〜３、従来例１〜２を表８にまとめて示す。
前述したとおり、比較例、従来例において、請求項１の発明特定事項を満足していない項目については、データ欄に「＊」を付した。
【００６５】
【表８】
2017024165.tif 000010
【００６６】
表８に示すとおり、本発明例１〜９は、いずれも、抗折力が３０００ＭＰａ以上、高温硬さが８５０以上であり、優れた特性を有するため、本発明の目標値である１０分以上を達成した。
【産業上の利用可能性】
【００６７】
本発明に係るＷＣ基超硬合金及びこれを用いた切削工具並びにミーリング加工用インサートは、チタン合金などの難削材の高能率加工において極めて有用である。
【符号の説明】
【００６８】
１：Ｔａが検出された粒子
２：Ｔａを含有する複炭化物相
３：結合相を形成するＣｏ相
【図１】
2017024165.tif 000011
【図２】
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【図３】
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【図４】
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