(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
鉄族金属から選ばれた１種または２種以上を１〜１５重量％、周期律表の４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物を１〜２０重量％、および炭化タングステンを６５〜９８重量％混合した成形体を焼成する超硬合金部材の製造方法において、前記成形体を焼成する際に、１１００〜１５５０℃を２〜１５℃／ｍｉｎの昇温速度で昇温する工程と、１５５０〜１０００℃を５〜５０℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却する工程を含むことを特徴とする超硬合金部材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は超硬合金部材およびその製造方法に関し、特に切削工具等に使用される耐摩耗性および耐欠損性に優れた超硬合金部材およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術および発明が解決しようとする課題】
従来から、金属の切削加工に広く用いられている超硬合金部材は、炭化タングステンを主体とする硬質相成分と、コバルト等の鉄族金属の結合相成分からなるＷＣ−Ｃｏ系合金、もしくは上記ＷＣ−Ｃｏ系に周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物等を添加した系が知られている。
【０００３】
さらに、化学気相蒸着法等により硬質膜を被覆することによる靭性劣化を防止するため、超硬合金の表面において軟化層や結合剤濃厚化層や固溶体減少層等の表面層を形成することも知られている。超硬合金基体の表面において軟化層や結合剤濃厚化層や固溶体減少層等の表面層を形成する方法としては、例えば特公平６−７４４６２号、特公平６−２９４７５号等がある。
【０００４】
すなわち、炭化タングステンとコバルト結合剤と、４ａ族、５ａ族の遷移金属の窒化物及び炭化物よりなる群から選択された金属化合物とを含む粉末を粉砕混合し、この粉末を圧縮成形し、上記結合剤の融点より高い温度の真空下で緻密体を焼結させて、焼結体の周縁から始まって内側に広がる結合剤が濃厚化した第１の層中で上記金属化合物を少なくとも部分的に金属炭化物に変化させ、この第１の層の下に、それとは別の結合剤が減少した第２の層を形成し、第２の層の下に嵩高の大きい基体を形成するものである。このような第１の層や第２の層は焼結過程の窒素の拡散によって形成される。
【０００５】
これら表面層の形成機構について詳述すると、混合粉に添加した窒化物及び炭窒化物中の窒素が焼結過程に分解し、試料外へ拡散する（以下脱窒と呼ぶ）。この脱窒により、固溶体相成分は内部へ物質移動し、結合相成分は表面部に濃厚化されて表面層を形成する。そのため、結合剤濃厚化層や、固溶体減少層の直下では部材内部に比べて、結合剤が減少した部位及び／又は炭化物固溶体が濃厚化した第２の層を生じる。
【０００６】
この第２の層の部分は焼結体内部に比べて結合相成分の濃度が低い部位である。つまり、靭性が低い部位である。そのため、第２の層を起因として切削加工中の特に断続切削加工における工具の欠損が発生しやすくなる。
【０００７】
したがって、上記のような方法で結合剤濃厚化層や、固溶体減少層の表面層を形成しても切削加工、特に断続切削加工において欠損を引き起こすことがあり、抜本的な対策となっていない場合が多かった。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、上記の問題点について検討を重ねた結果、超硬合金の表面に表面層として結合剤濃厚化層及び／又は固溶体減少層の表面層を形成し、かつ表面層の下に結合剤が減少した部位及び／又は炭化物固溶体が濃縮した部位（第２の層）が存在しない超硬合金基体に化学気相蒸着法等により硬質膜を被覆することにより優れた耐摩耗性、耐欠損性を有する超硬合金部材が得られることを知見し、本発明に至った。
【００１４】
請求項１に係る超硬合金部材の製造方法によれば、鉄族金属から選ばれた１種または２種以上を１〜１５重量％、周期律表の４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物を１〜２０重量％、および炭化タングステンを６５〜９８重量％混合した成形体を焼成する超硬合金部材の製造方法において、前記成形体を焼成する際に、１１００〜１５５０℃を２〜１５℃／ｍｉｎの昇温速度で昇温する工程と、１５５０〜１０００℃を５〜５０℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却する工程を含むことを特徴とする。
【００１５】
【発明の実施の形態】
以下、各請求項に係る発明を詳述する。
本実施態様の超硬合金部材は、結合相成分として鉄族金属から選ばれた１種または２種以上が１〜１５重量％と、固溶体相成分として周期律表の４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物、もしくはこれらの固溶体を１〜２０重量％と、残部が炭化タングステンの硬質相成分と不可避不純物からなる。
【００１６】
超硬合金基体として、例えばＷＣ、（Ｗ、Ｔｉ）ＣＮ、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＺｒＣ、Ｃｏ粉末を用い、ＷＣ８０重量％、Ｃｏ９重量％、それ以外の固溶体相成分（β相）を１１重量％となるように秤量して形成する。
【００１７】
この超硬合金部材では、部材の内部で固溶体相成分が略均等に分布して存在すると共に、この固溶体相成分が略均等に分布して存在する領域に連続して上記部材の表面部でこの固溶体相成分が減少している。
【００１８】
このように表面層の下に固溶体相成分が濃厚化した部位を持たない場合、前記第２の層を起因とした切削加工中の欠損が抑えられ、耐欠損性の改善が可能となる。
【００１９】
なお、固溶体相成分が略均等に分布して存在するとは、固溶体相成分の濃度が±１０％の範囲内で均等に存在することをいう。すなわち、固溶体相成分自体のバラツキと測定誤差から±１０％の範囲内であれば略均等に存在すると見なすことができる。
【００２０】
上記超硬合金部材では、前記固溶体相成分が減少している表面部の厚みが２〜５０μｍであることが望ましい。
【００２１】
固溶体相成分が減少している層が２μｍより薄い場合、固溶体相成分の極表面部付近での存在による強度劣化により、耐欠損性が低下する。また、５０μｍより厚い場合、組成変形により、耐摩耗性が低下し、仕上げ面状態が劣化する原因となる。
【００２２】
また、この超硬合金部材では、結合相成分が焼結体の内部で略均等に分布して存在すると共に、この結合相成分が略均等に分布して存在する領域に連続して焼結体の表面部でこの結合相成分が増加している。
【００２３】
このように表面層の下に結合剤が減少した部位を持たない場合、前記第２の層を起因とした切削加工中の欠損が抑えられ、耐欠損性の改善が可能となる。
【００２４】
なお、結合相成分が略均等に分布して存在するとは、結合相成分の濃度が±１０％の範囲内で均等に存在することをいう。すなわち、結合相成分自体のバラツキと測定誤差から±１０％の範囲内であれば略均等に存在すると見なすことができる。
【００２５】
この結合相成分の濃度は、例えばＥＰＭＡ（加速電圧：１５ｋＶ、プローブ電流：２．０×１０-7Ａ）で超硬合金表面から測定する。
【００２６】
上記超硬合金部材では、前記表面部における前記結合相成分が前記部材の内部よりも１２０〜２００％濃厚化していることが望ましい。このように、超硬合金に部材内部より結合相成分の濃度が１２０〜２００％と結合相成分の濃度の高い表面層を形成することで、表面が高靭性基体となり、断続切削時における衝撃力を吸収し、耐欠損性が向上する。
【００２７】
結合相成分の濃度が１２０％より低い場合、強度向上の効果が無く高靱性が得られないため、耐欠損性が低下する。また、２００％を超える場合、組成変形により、耐摩耗性が低下し、仕上げ面状態劣化の原因となる。
【００２８】
上記超硬合金部材では、前記超硬合金部材の表面に、Ｔｉの炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物、炭窒酸化物、又は酸化アルミニウムのうちの１種の単層または２種以上の複層からなる１〜２０μｍの厚みの硬質膜を設けることが望ましい。
【００２９】
このような硬質膜から成る被覆膜は、公知の化学気相成長法等により形成することができる。例えばＴｉＣを被覆する場合は、反応ガスとしてＴｉＣｌ4とＣＨ4およびキャリアガスとして水素等を用い、これらを反応炉内に導入するとともに、炉内を４０〜８０Ｔｏｒｒの圧力に維持しつつ、９５０〜１０５０℃に加熱することでＴｉＣ膜が形成される。このような方法等を用いて、超硬合金基体上に、例えばＴｉＮ／ＴｉＣＮ／ＴｉＮの順で例えば総膜厚が１〜２０μｍとなるように被覆膜を形成する。
【００３０】
本発明に係る超硬合金部材の製造方法によれば、鉄族金属から選ばれた１種または２種以上を１〜１５重量％、周期律表の４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物を１〜２０重量％、および炭化タングステンを６５〜９８重量％混合した成形体を焼成する超硬合金部材の製造方法において、前記成形体を焼成する際に、１１００〜１５５０℃を２〜１５℃／ｍｉｎの昇温速度で昇温する工程と、１５５０〜１０００℃を５〜５０℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却する工程を含むことを特徴とする。
【００３１】
すなわち、真空中で１１００℃から１５５０℃までは２〜１５／ｍｉｎの昇温速度に制御し、１５５０℃で１時間程度保持する。その後、例えば１５５０℃から１０００℃まで５〜５０℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却する。
【００３２】
上記のように、結合剤が濃厚化したり、固溶体が減少する表面層を形成する過程で前記第２の層を形成させない方法は、混合粉に添加する窒化物、炭窒化物からの焼結過程における試料外への窒素の拡散を制御することによって行う。すなわち、従来の窒素の拡散に比べて、窒素の拡散速度を遅くすることによって表面層の下に結合相成分の減少した層、あるいは固溶体相成分の濃厚化した層を形成させないことが可能である。昇温速度、焼結過程の雰囲気、冷却速度の制御、混合粉に添加する窒化物、炭窒化物の比率の制御等によって窒素の拡散速度の制御を行う。
【００３３】
昇温速度が２℃／ｍｉｎより遅い場合、表面において形成される結合相成分濃厚化層の厚さが過剰となる。また、１５℃／ｍｉｎより早い場合、裏面において形成される結合相成分濃厚化層の厚さが不充分である。
【００３４】
冷却速度が５℃／ｍｉｎより遅い場合、表面における結合相成分の濃度が過剰となる。また、５０℃／ｍｉｎより速い場合、表面における結合相成分の濃度が不充分となる。
【００３５】
【実施例１】
超硬合金基体として、ＷＣ、（Ｗ、Ｔｉ）ＣＮ、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＺｒＣ、Ｃｏ粉末を用い、ＷＣ８０重量％、Ｃｏ９重量％、それ以外の固溶体相成分（β相）を１１重量％となるように秤量して混合粉砕した。これをプレス成形によりＣＮＭＧ１２０４０８の形状に成形したあと焼成した。焼成は、真空にて１１００℃から１５５０℃までは４℃／ｍｉｎの昇温速度に制御し、１５５０℃で１時間保持する。その後、１５５０℃から１０００℃まで２０℃／ｍｉｎの冷却速度に制御した。得られた焼結体に被覆膜を施した。被覆膜は、公知の化学気相成長法等により形成することができる。例えばＴｉＣを被覆する場合は反応ガスとしてＴｉＣｌ4とＣＨ4およびキャリアガスとして水素等を用い、これらを反応炉内に導入するとともに炉内を６．０×１０4Ｐａ（約４．５×１０2Ｔｏｒｒ）の圧力に維持しつつ、１０１０℃に加熱することでＴｉＣ膜が形成される。前記の方法を用いて、超硬合金基体上にＴｉＮ／ＴｉＣＮ／ＴｉＮの順で総膜厚８μｍとなるように被覆膜を施した。（サンプルＮｏ．１）
【００３６】
【実施例２】
超硬合金基体として、ＷＣ、（Ｗ、Ｔｉ、Ｔａ）ＣＮ、ＮｂＣ、ＺｒＣ、Ｃｏ粉末を用い、ＷＣ８０重量％、Ｃｏ９重量％、それ以外の固溶体相成分（β相）を１１重量％となるように秤量して混合粉砕した。それ以外は実施例１と同一とした。（サンプルＮｏ．２）
【００３７】
【実施例３】
超硬合金基体として、ＷＣ、（Ｗ、Ｔｉ）ＣＮ、ＮｂＣ、ＺｒＣ、Ｃｏ粉末を用い、ＷＣ８５重量％、Ｃｏ７重量％、それ以外の固溶体相成分（β相）を８重量％となるように秤量して混合粉砕した。これを実施例１と同様の成形方法でＣＮＭＧ１２０４０８の形状に成形して焼成した。焼成は真空にて１１００℃から１５００℃までは３℃／ｍｉｎの昇温速度に制御し、１５００℃で１時間保持し、その後、１５００℃から１０００℃まで３０℃／ｍｉｎの冷却速度に制御した。それ以降は実施例１と同一の工程でサンプルを作製した。（サンプルＮｏ．３）
比較のために、実施例１の条件から組成、昇温速度、冷却速度を変化させたサンプルを作製した。（サンプルＮｏ．４〜８）また、窒素源添加無のサンプルも作製した。（サンプルＮｏ．９）条件を表１に示す。実施例１〜３についても同時に表記する。各々のサンプルについて次の切削テストを行った。
【００３８】
【表１】
0004132004.tif 000002
【００３９】
〔切削条件１〕
被削材      ＳＣＭ４４０溝付き
工具形状    ＣＮＭＧ１２０４０８
切削速度    ２５０ｍ／ｍｉｎ
送り        ０．３ｍｍ／ｒｅｖ
切込み      ３．０ｍｍ
切削時間    ｍａｘ６０ｓｅｃ
切削液      湿式（水系）
最大６０秒まで切削を行なって切刃の欠損の有無を行った。また、欠損しなかった工具については摩耗量を測定した。結果を表２に示す。
【００４０】
【表２】
0004132004.tif 000003
【００４１】
表２によれば、サンプルＮｏ．１から、結合相成分量を１８重量％と増加させ、硬質相成分であるＷＣをその分減らした超硬合金（サンプルＮｏ．４）は第２の層は形成されておらず、切刃の欠損は起こらなかった。しかし、表面層部の結合相成分の濃度が焼結体内部の結合相成分の濃度の２５０％となり、異常摩耗のために切削工具として不適であった。
サンプルＮｏ．１と同一組成であり、１１００〜１５５０℃における昇温速度を１℃／ｍｉｎと遅くした超硬合金（サンプルＮｏ．５）は表面層部の結合相成分の濃度は焼結体内部の結合相成分の濃度の１２０〜２００％であるが、表面層の下に第２の層が形成され欠損した。また、１１００〜１５５０℃における昇温速度を２０℃／ｍｉｎと速くした超硬合金（サンプルＮｏ．６）も表面層部の結合相成分の濃度は焼結体内部の結合相成分の濃度の１２０〜２００％であるが、表面層の下に第２の層が形成され欠損した。
【００４２】
サンプルＮｏ．１と同一組成で焼結温度も同一とするが、１５５０〜１０００℃における冷却速度を８０℃／ｍｉｎとした超硬合金（サンプルＮｏ．７）についても第２の層が形成されて欠損した。
【００４３】
また、１５５０〜１０００℃における冷却速度を２℃／ｍｉｎとした超硬合金（サンプルＮｏ．８）についても第２の層が形成されて欠損した。サンプルＮｏ．４〜８の切削テスト後の工具刃先を観察して破壊源を確認したところ、いずれのサンプルについても第２の層を起点とした欠損であった。また、窒素無添加の超硬合金（サンプルＮｏ．９）は表面層の結合相成分の濃度が濃厚化せず耐欠損性の劣る基体であるために欠損した。
【００４４】
これに対して、表面層の結合相成分の濃度が焼結体内部の濃度の１２０〜２００％で焼結体内部に第２の層が形成されない本発明の超硬合金（サンプルＮｏ．１〜３）では安定した切削性能を発揮することができた。
【００４５】
本発明品と、従来品のサンプルにおける超硬合金基体表面からの結合相成分の濃度分布としてＣｏの濃度分布と、固溶体相成分濃度分布としてＴｉの濃度分布を測定した結果を図１と図２に示す。
【００４６】
図１中の発明品はサンプルＮｏ．１である。従来品はサンプルＮｏ．５である。図１より本発明品であるサンプルＮｏ．１は第２の層を有していなかった。従来品は表面層直下に第２の層を有していた。
【００４７】
図２中の発明品はサンプルＮｏ．１である。従来品はサンプルＮｏ．５である。Ｃｏ濃度分布と対応して表面付近はＴｉ濃度が少なくなっていた。本発明品であるサンプルＮｏ．１は第２の層を有していなかった。従来品は表面層直下に第２の層を有していた。
【００５０】
【発明の効果】
請求項１に係る超硬合金部材の製造方法によれば、成形体を焼成する際に、１１００〜１５５０℃を２〜１５℃／ｍｉｎの昇温速度で昇温する工程と、１５５０〜１０００℃を５〜５０℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却する工程を含むことから、部材内部において前記第２の層を有さない超硬合金となり、鋼の切削加工において耐摩耗性、耐チッピング性、特に耐欠損性が大幅に改善され、安定した切削加工が可能となり、工具寿命を延長することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明品と従来品の超硬合金基体表面からのＣｏの濃度分布の測定結果を示す図である。
【図２】本発明品と従来品の超硬合金基体表面からのＴｉの濃度分布の測定結果を示す図である。
【図１】
0004132004.tif 000004
【図２】
0004132004.tif 000005