(57)【要約】【課題】高速断続重切削加工ですぐれた耐欠損性、耐熱亀裂性、耐摩耗性を示すＷＣ基超硬合金製切削工具を提供する。【解決手段】ＷＣ基超硬合金製切削工具において、超硬基体表面から基体内部へ深さ１０μｍまでの領域の断面におけるｈｃｐ−Ｃｏの占める面積（Ｃｏ・ｈｃｐ）と、ｆｃｃ−Ｃｏの占める面積（Ｃｏ・ｆｃｃ）との面積比の値（Ｃｏ・ｈｃｐ／Ｃｏ・ｆｃｃ）が０．１を超え０．３以下である結晶構造分布を有する。【選択図】  図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
ＷＣを主体とし、残りが、Ｔｉ、Ｔａ、Ｎｂのうちから選ばれた少なくとも1種の炭化物、窒化物および炭窒化物を含有するＷＣを主体とする硬質相と、Ｃｏを主体とする結合相とからなるＷＣ基超硬合金を基体とするＷＣ基超硬合金製切削工具において、
上記超硬合金の基体表面について、電子線後方散乱回折装置を用いた結晶構造の面解析を行った場合に、基体表面から基体内部へ深さ１０μｍまでの領域の断面における六方晶構造のＣｏの占める面積（Ｃｏ・ｈｃｐ）と、面心立方構造のＣｏの占める面積（Ｃｏ・ｆｃｃ）との面積比の値（Ｃｏ・ｈｃｐ／Ｃｏ・ｆｃｃ）が、０．１を超え０．３以下であるＷＣ基超硬合金製切削工具。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、工具寸法精度にすぐれるとともに、各種の鋼や鋳鉄等の、高熱発生を伴い、しかも、切刃部に対して大きな熱的衝撃・機械的衝撃がかかる高速断続重切削加工に用いられた場合でも、長期の使用に亘って、すぐれた耐欠損性、耐熱亀裂性、耐摩耗性を示すＷＣ基超硬合金製切削工具(以下、超硬工具という)に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
従来から、超硬工具特性としては、耐摩耗性ばかりでなく、靭性と強度もますます要求されるようになってきている。
【０００３】
このような要求をかなえるための超硬工具としては、例えば、
周期律表ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族元素の炭化物（ＷＣを除く）、窒化物および炭窒化物から選択された少なくとも1種およびＷＣを主体とする硬質相とＣｏを含む鉄族金属の結合相とを焼結後冷却して得た超硬合金を、液相出現直下の温度（例えば、１２００〜１３００℃程度）まで加熱し、液体中に浸漬して急冷（例えば、１０００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度）し、
Ｃｏの結晶構造が、
０≦Ｉ（Ｃｏ・ｈｃｐ）／Ｉ（Ｃｏ・ｆｃｃ）≦０．１
（ただし、Ｉ（Ｃｏ・ｈｃｐ）はｈｃｐ 構造のＣｏの（１０１） 面についてのＸ線回折強度、Ｉ（Ｃｏ・ｆｃｃ）はｆｃｃ 構造のＣｏの（１１１） 面についてのＸ線回折強度）
の条件を満足するようにした、周期律表ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族元素の炭化物（ＷＣを除く）、窒化物および炭窒化物から選択された少なくとも1種およびＷＣを主体とする硬質相とＣｏを含む鉄族金属の結合相とからなる超硬工具が知られている。
【０００４】
そして、この超硬工具は、例えば、合金鋼の高速切削加工において、すぐれた靭性と強度、特に耐熱亀裂性および耐衝撃強度、を発揮することも知られている。
【特許文献１】特開２０００−２３４１３６号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
近年の切削加工に対する省力化および省エネ化、さらに低コスト化の要求は強く、これに伴い、切削加工条件はより一層過酷なものとなってきているが、上記従来の超硬工具は、例えば、合金鋼等の通常条件の連続切削加工、断続切削加工に用いた場合は、すぐれた靭性、強度を示すものの、これを、高熱発生を伴い、しかも、切刃部に対して、繰り返し大きな熱的衝撃および機械的衝撃がかかる高速断続重切削条件で用いた場合には、超硬工具を構成するＷＣ基超硬合金の靭性、強度が十分ではなく、超硬工具に熱亀裂、欠損が発生しやすくなり、これが原因となり、比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
そこで、本発明者らは、超硬工具の耐欠損性、耐熱亀裂性および耐摩耗性を向上させるべく、超硬工具を構成するＷＣ基超硬合金の結晶構造に着目し、鋭意研究を行った結果、次のような知見を得た。
（ａ）一般に、所定の配合組成をもった混合粉末の圧粉体を、１４００℃程度の温度で焼結した後、焼結後の超硬合金基体表面に、例えば、ダイヤモンド砥石を用いた研削加工を施して所定形状・寸法に整えることにより超硬工具は製造されるが、超硬合金基体表面に研削加工を施した後、Ｃｏの変態促進処理を施すことにより、超硬合金基体の表面近傍でのＣｏの結晶構造の分布を調整できること。
（ｂ）上記Ｃｏ変態促進処理は、例えば、超硬合金基体を、１０００〜１２５０℃の範囲内の所定温度に加熱した後、この温度範囲内において、１５〜４５分の周期で１時間以上、昇温・降温を繰り返すサイクル加熱を行い、その後、加熱温度から６００℃までを、冷却速度５℃／ｍｉｎ以下で徐冷する熱処理工程からなり、このような熱処理によって、ダイヤモンド砥石等による研削加工で形成された超硬合金基体表面近傍に存在する六方晶構造のＣｏ（以下、ｈｃｐ−Ｃｏで示す）が、面心立方晶構造のＣｏ（以下、ｆｃｃ−Ｃｏで示す）への変態が促進され、超硬合金基体表面近傍におけるｆｃｃ−Ｃｏとｈｃｐ−Ｃｏの結晶構造の分布状態、分布割合が変化し、同時に、研削加工で導入された超硬合金基体の内部歪の緩和が図られること。
（ｃ）そして、Ａｒイオンを用いたＣＰ加工法（Ｃｒｏｓｓ−ｓｅｃｔｉｏｎ  Ｐｏｌｉｓｈｅｒ）により超硬合金基体の断面資料を作製し、上記変態促進処理によるＣｏの結晶構造の分布の変化を、電子線後方散乱回折装置（ＥＢＳＤ）を用いた結晶構造の面解析により調査したところ、基体表面から基体内部へ深さ１０μｍまでの領域の各断面におけるｈｃｐ−Ｃｏの占める面積Ｃｏ・ｈｃｐと、ｆｃｃ−Ｃｏの占める面積Ｃｏ・ｆｃｃとの比の値（Ｃｏ・ｈｃｐ／Ｃｏ・ｆｃｃ）は、０．１を超え０．３以下であり、そして、このようなＣｏの結晶構造分布を有する超硬工具は、耐欠損性、耐熱亀裂性および耐摩耗性に優れ、また、工具寸法精度も高いものであること。
この発明は、上記知見に基づいてなされたものであって、
「  ＷＣを主体とし、残りが、Ｔｉ、Ｔａ、Ｎｂのうちから選ばれた少なくとも1種の炭化物、窒化物および炭窒化物を含有するＷＣを主体とする硬質相と、Ｃｏを主体とする結合相とからなるＷＣ基超硬合金を基体とするＷＣ基超硬合金製切削工具において、
上記超硬合金の基体表面について、電子線後方散乱回折装置を用いた結晶構造の面解析を行った場合に、基体表面から基体内部へ深さ１０μｍまでの領域の断面における六方晶構造のＣｏの占める面積（Ｃｏ・ｈｃｐ）と、面心立方構造のＣｏの占める面積（Ｃｏ・ｆｃｃ）との面積比の値（Ｃｏ・ｈｃｐ／Ｃｏ・ｆｃｃ）が、０．１を超え０．３以下であるＷＣ基超硬合金製切削工具。」
に特徴を有するものである。
つぎに、この発明のＣｏ結晶構造分布およびこれを形成するための変態促進処理等について、詳細に説明する。
（ａ）この発明の超硬工具のＷＣ基超硬合金基体を得るには、まず、所定粒径のＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＴｉＣＮ、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ３Ｃ２、Ｃｏ粉末等を所定の組成となるように混合配合し、その混合粉末の圧粉体を、１４００℃程度の温度で焼結して超硬合金基体素材を製造し、この超硬合金基体素材に、例えば、ＪＩＳ粒度１７０のダイヤモンド砥石を用いて研削加工を施してＩＳＯ規格ＳＥＥＮ１２０３ＡＦＴＮ１で規定される所定形状・寸法の超硬合金基体を形成する。
【０００７】
ところで、ＷＣ基超硬合金基体素材に研削加工を施すと、工具寸法精度は向上するものの、特に、その表面のＣｏの結晶構造は、加工によって変態が促進され、六方晶を主体とした結晶構造に変化するが、六方晶構造のＣｏ（ｈｃｐ−Ｃｏ）それ自体は靭性に劣るものであることから、工具の特性改善を図るためには、その後、該超硬合金基体に対して、Ｃｏの変態促進処理（後記）を行うことが必要となる。
【０００８】
そして、上記超硬合金基体にＣｏの変態促進処理を施すと、この超硬工具は、工具寸法精度がすぐれ、各種の鋼や鋳鉄などの高速断続重切削加工に供した場合にも、すぐれた耐欠損性、耐熱亀裂性、耐摩耗性を示し、長期に亘って優れた工具特性を発揮するようになる。
（ｂ）上記変態促進処理は、具体的には、次のような条件で行う。
【０００９】
即ち、ダイヤモンド砥石等による研削加工が施されたＷＣ基超硬合金基体を、例えば、１０００〜１２５０℃の範囲内の所定温度に加熱した後、この温度範囲内において、１５〜４５分の周期で昇温・降温を繰り返すサイクル加熱を１時間以上行い、その後、加熱温度から６００℃までを、冷却速度５℃／ｍｉｎ以下で徐冷するという熱処理により、超硬合金基体表面近傍に研削加工により形成されたｈｃｐ−Ｃｏを、ｆｃｃ−Ｃｏへの変態を促進することができる。
【００１０】
ただ、加熱温度が１０００℃未満では耐摩耗性が向上せず、一方、加熱温度が１２５０℃を超えると寸法精度が劣化する。
【００１１】
即ち、図１に示されるように、製品寸法精度は、ＩＳＯ規格ＳＥＥＮ１２０３ＡＦＴＮ１によって、
内接円直径精度：φＤ＝１２．７±０．０２５ｍｍ
厚み精度      ：ｓ＝３．１８±０．０２５ｍｍ
と定められているが、加熱温度が１２５０℃を超えると、上記寸法精度に対し、インサートのエッジのダレ等に起因するインサート自体の寸法精度変化が生じ、この寸法変化が切削工程において、被削材寸法および仕上げ面精度に悪影響を与えることとなる。
【００１２】
したがって、加熱温度範囲は、１０００〜１２５０℃とすることが望ましい
サイクル加熱の昇温・降温周期が１５分以下の場合あるいはサイクル加熱が１時間より短い場合には、所望のｈｃｐ−Ｃｏからｆｃｃ−Ｃｏへの変態が生じず、耐欠損性、耐熱亀裂性、耐摩耗性の工具特性の向上が得られず、また、昇温・降温周期が４５分以上の場合には、工具外形寸法の精度が低下し、被削材の所定仕上り寸法精度を得られないため、サイクル加熱の昇温・降温周期は１５〜４５分とし、サイクル加熱を１時間以上行うことが望ましい。
【００１３】
また、６００℃までの冷却速度が５℃／ｍｉｎより大である場合には、超硬合金基体の残留応力値が上昇し、耐欠損性の向上を図ることができないので、加熱温度から６００℃までを、冷却速度５℃／ｍｉｎ以下で徐冷することが望ましい。
【００１４】
そして、前記の各条件内で熱処理を行った場合に、次に述べるような好ましいＣｏ結晶構造分布を得ることができる。
（ｃ）上記変態促進処理を行った後のＷＣ基超硬合金基体について、電子線後方散乱回折装置（ＥＢＳＤ）を用いて、超硬合金基体表面近傍のＣｏ結晶構造について面解析したところ、基体表面から基体内部へ深さ１０μｍまでの領域の断面におけるｈｃｐ−Ｃｏ（六方晶結晶構造のＣｏ）の占める面積Ｃｏ・ｈｃｐと、ｆｃｃ−Ｃｏ（面心立方構造のＣｏ）の占める面積Ｃｏ・ｆｃｃとの面積比の値（Ｃｏ・ｈｃｐ／Ｃｏ・ｆｃｃ）は０．１を超え０．３以下であるＣｏ結晶構造分布をとることが確認された。
そして、基体表面から基体内部へ深さ１０μｍまでの断面におけるＣｏ・ｈｃｐ／Ｃｏ・ｆｃｃ値が０．１以下であるような場合には、基体内部領域に大きな内部応力が残留するため、超硬合金基体が、熱的衝撃、機械的衝撃に対して非常に脆弱となり、熱亀裂の発生および進展を抑えることができず、一方、上記Ｃｏ・ｈｃｐ／Ｃｏ・ｆｃｃ値が０．３を超える場合には、超硬合金基体表面近傍での圧縮残留応力が小さくなり、高速断続重切削加工におけるすぐれた耐欠損性、耐摩耗性を維持できなくなることから、超硬合金基体表面から基体内部へ深さ１０μｍまでの断面におけるＣｏ・ｈｃｐ／Ｃｏ・ｆｃｃの値は、０．１を超え０．３以下としなければならない。
【発明の効果】
【００１５】
本発明のＷＣ基超硬合金製切削工具は、前記超硬合金基体表面から基体内部へ深さ１０μｍまでの領域の断面におけるｈｃｐ−Ｃｏの占める面積（Ｃｏ・ｈｃｐ）と、ｆｃｃ−Ｃｏの占める面積（Ｃｏ・ｆｃｃ）との面積比の値（Ｃｏ・ｈｃｐ／Ｃｏ・ｆｃｃ）は、０．１を超え０．３以下であることから、工具寸法精度にすぐれるばかりか、各種の鋼や鋳鉄等の、高熱発生を伴い、しかも、切刃部に対して大きな熱的衝撃・機械的衝撃がかかる高速断続重切削加工に用いられた場合でも、長期の使用に亘って、すぐれた耐欠損性、耐熱亀裂性、耐摩耗性を発揮するものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１６】
つぎに、この発明の超硬工具について、実施例により具体的に説明する。
【実施例】
【００１７】
原料粉末として、いずれも０．５〜６・高フ範囲内の所定の平均粒径を有するＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ3Ｃ2粉末、およびＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末を表１に示される配合組成に配合し、ボールミルで７２時間湿式粉砕混合し、乾燥した後、１ｔｏｎ／ｃｍ2の圧力で圧粉体にプレス成形し、これらの圧粉体を１０-3Ｔｏｒｒの真空中で１３８０〜１４８０℃の温度に昇温し、この温度に１時間保持した後、１０〜２０℃／ｍｉｎの冷却速度で徐却し、ＷＣ基超硬合金基体素材（以下、超硬基体素材という）１〜３を焼結で製造した。
【００１８】
ついで、上記超硬基体素材１〜３の表面に、ＪＩＳ粒度１７０のダイヤモンド砥石を用いて研削加工を施して、ＩＳＯ規格ＳＥＥＮ１２０３ＡＦＴＮ１の形状に成形し、さらに、これを、表２に示される所定の温度に加熱し、同じく表２に示される所定周期の昇温・降温を繰り返し、所定時間加熱するサイクル加熱を行い、その後、同じく表２に示される冷却条件で冷却する変態促進処理を施すことにより、ＷＣ基超硬合金製切削工具（以下、本発明超硬工具という）１〜９を製造した。
なお、上記本発明超硬工具１〜９のそれぞれについて、電子線後方散乱回折装置（ＥＢＳＤ）を用いたＣｏ結晶構造の面解析を行い、基体表面から基体内部へ深さ１０μｍまでの領域の断面におけるｈｃｐ−Ｃｏの占める面積（Ｃｏ・ｈｃｐ）と、ｆｃｃ−Ｃｏの占める面積（Ｃｏ・ｆｃｃ）とを求め、その面積比の値（Ｃｏ・ｈｃｐ／Ｃｏ・ｆｃｃ）を算出し、これらの値を表３に示した。
また、比較の目的で、上記実施例で製造した超硬基体素材１〜３に対して、その表面に、ＪＩＳ粒度１７０のダイヤモンド砥石を用いて研削加工を施して、ＩＳＯ規格ＳＥＥＮ１２０３ＡＦＴＮ１の形状に成形することにより、表３に示される従来のＷＣ基超硬合金製切削工具（以下、従来超硬工具という）１〜３を製造した。（即ち、従来超硬工具１〜３は、本発明のＣｏの変態促進処理が施されていない。）
なお、上記従来超硬工具１〜３について、実施例の場合と同様に、電子線後方散乱回折装置（ＥＢＳＤ）を用いたＣｏ結晶構造の面解析を行い、基体表面から基体内部へ深さ１０μｍまでの領域の断面におけるｈｃｐ−Ｃｏの占める面積（Ｃｏ・ｈｃｐ）と、ｆｃｃ−Ｃｏの占める面積（Ｃｏ・ｆｃｃ）とを求め、その面積比の値（Ｃｏ・ｈｃｐ／Ｃｏ・ｆｃｃ）を算出し、表３にこれらの値を示した。
つぎに、上記の本発明超硬工具１〜９および従来超硬工具１〜３について、これをいずれも工具鋼製フライス加工用カッターに固定治具にてネジ止めした状態で、
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０の板材、
切削速度：  ３００  ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：  ４．０  ｍｍ、
送り：  ０．３  ｍｍ／刃、
切削時間：  ２０  分、
の条件（切削条件Ａという）での合金鋼の湿式高速高切込み高送り切削試験（通常の切削速度、切り込みおよび送りは、それぞれ、２００ｍ／ｍｉｎ、２．５ｍｍ、０．２ｍｍ／刃）、
被削材：ＪＩＳ・ＳＵＳ３０４の板材、
切削速度：  ２５０  ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：  ３．０  ｍｍ、
送り：  ０．３  ｍｍ／刃、
切削時間：  １０  分、
の条件（切削条件Ｂという）でのステンレス鋼の湿式高速高切込み高送り切削試験（通常の切削速度、切り込みおよび送りは、それぞれ、１６０ｍ／ｍｉｎ、２．０ｍｍ、０．２ｍｍ／刃）、
被削材：ＪＩＳ・ＦＣ３００の板材、
切削速度：  ２５０  ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：  ３．０  ｍｍ、
送り：  ０．２  ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：  ２０  分、
の条件（切削条件Ｃという）での鋳鉄の湿式高速高切込み高送り切削試験（通常の切削速度、切り込みおよび送りは、それぞれ、１８０ｍ／ｍｉｎ、２．０ｍｍ、０．１５ｍｍ／刃）、
を行い、いずれの切削試験でも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。この測定結果を表４に示した。
【００１９】
【表１】
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【００２０】
【表２】
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【００２１】
【表３】
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【００２２】
【表４】
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表３、４に示される結果から、本発明超硬工具１〜９は、これを構成する本発明超硬基体１〜９の表面近傍について、電子線後方散乱回折装置を用いた結晶構造の面解析を行った場合に、基体表面から基体内部へ深さ１０μｍまでの領域の断面におけるｈｃｐ−Ｃｏの占める面積（Ｃｏ・ｈｃｐ）と、ｆｃｃ−Ｃｏの占める面積（Ｃｏ・ｆｃｃ）との面積比の値（Ｃｏ・ｈｃｐ／Ｃｏ・ｆｃｃ）は、０．１を超え０．３以下であることから、工具寸法精度にすぐれるとともに、各種の鋼や鋳鉄等の、高熱発生を伴い、しかも、切刃部に対して大きな熱的衝撃・機械的衝撃がかかる高速断続重切削加工に用いた場合でも、長期の使用に亘って、すぐれた耐欠損性、耐熱亀裂性、耐摩耗性を発揮する。
しかるに、Ｃｏ・ｈｃｐ／Ｃｏ・ｆｃｃの値が、０．１以下または０．３を越える従来超硬工具１〜３においては、その靭性、強度が十分ではないために、これを高速断続重切削加工に用いた場合には、熱亀裂、欠損が発生し、あるいは耐摩耗性が劣り、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。
【００２３】
上述のように、この発明の超硬工具は、各種の鋼や鋳鉄などの通常の条件での切削加工は勿論のこと、高熱発生を伴い、かつ、切刃に対して繰り返し大きな熱的衝撃・機械的衝撃がかかる高速断続重切削加工でもすぐれた耐欠損性、耐熱亀裂性、耐摩耗性を発揮し、切削加工の省力化および省エネ化、さらに低コスト化に十分満足に対応できるものである。
【図面の簡単な説明】
【００２４】
【図１】ＩＳＯ規格ＳＥＥＮ１２０３ＡＦＴＮ１によって規定されるインサート寸法精度を示す製品の平面図および側面図。
【図１】
2009172697.tif 000007