JP2004263254A - 超硬合金及び被覆超硬合金部材並びにそれらの製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】鋼、鋳鉄、耐熱合金、非鉄金属など各種の被削材の切削工具に使用される、優れた耐摩耗性及び耐欠損性を併せ持つ超硬合金及びその表面に硬質皮膜を被覆した被覆超硬合金部材を提供する。
【解決手段】鉄族金属を主成分とする結合相と、ＷＣを主成分とする六方晶型結晶構造を有する第１硬質相と、周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属の化合物からなるＮａＣｌ型結晶構造を有する第２硬質相とからなる超硬合金であって、超硬合金は、結合相と第１硬質相とから構成される厚さ２〜５０μｍの表面領域、及び表面領域の内部に存在する結合相と第１硬質相と第２硬質相とから構成される内部領域によって形成され、内部領域における第１硬質相の平均粒径に対する表面領域における第１硬質相の平均粒径の比が１以下であり、かつ内部領域における結合相の面積率に対する表面領域における結合相の面積率の比が１を越える超硬合金である。
【解決手段】鉄族金属を主成分とする結合相と、ＷＣを主成分とする六方晶型結晶構造を有する第１硬質相と、周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属の化合物からなるＮａＣｌ型結晶構造を有する第２硬質相とからなる超硬合金であって、超硬合金は、結合相と第１硬質相とから構成される厚さ２〜５０μｍの表面領域、及び表面領域の内部に存在する結合相と第１硬質相と第２硬質相とから構成される内部領域によって形成され、内部領域における第１硬質相の平均粒径に対する表面領域における第１硬質相の平均粒径の比が１以下であり、かつ内部領域における結合相の面積率に対する表面領域における結合相の面積率の比が１を越える超硬合金である。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、超硬合金及び被覆超硬合金部材に関する。特に、鋼、鋳鉄、耐熱合金、非鉄金属など各種の被削材を切削する工具に優れた耐摩耗性及び耐欠損性を付与することができる被覆超硬合金製切削工具用の超硬合金及びその表面に硬質皮膜を被覆した被覆超硬合金部材に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来、被覆超硬合金製切削工具において、耐摩耗性と耐欠損性という相反する性質をともに向上させ、切削性能を向上させるために、多くの提案がなされている。その一つは、周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属の化合物、例えば炭化物、窒化物、炭窒化物からなるＮａＣｌ型結晶構造粒子を含まない表面領域（脱β層）を有する超硬合金基材である（非特許文献１）。しかしながら、この超硬合金基材は、表面領域のＷＣ相が粗粒化して基材表面の凹凸が大きくなるとともに、表面領域と内部領域との境界部の鉄族金属量が著しく減少するため、耐欠損性の向上効果が小さく、また耐摩耗性も著しく低下するという問題がある。
【０００３】
一方、周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属の化合物を構成する金属のうち、Ｗを除く金属元素が母材内部領域よりも表面領域において減少しているとともに、この表面領域において周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属の化合物を構成する金属元素をほぼ均一に分布させることを特徴とする被覆超硬合金部材が開示されている（特許文献１）。
【０００４】
また、ＷＣ相と周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭化物、炭窒化物よりなるＮａＣｌ型結晶構造相と鉄族金属とから構成される０．５〜５μｍの厚みを有する第１層と、その内側のＷＣ相と基材内部よりも鉄族金属が富む層とから構成される５〜３０μｍの厚みを有する軟質な第２層と、ＷＣ相とＮａＣｌ型結晶構造相と基材内部よりも鉄族金属が乏しい層とから構成される１０〜５０μｍの厚みを有する第３層とを有する３層構造で構成した超硬合金基材を特徴とする高強度被覆合金が開示されている（特許文献２）。
【０００５】
しかしながら、これらの超硬合金基材又は被覆超硬合金部材は、被覆層直下の表面領域に、ＷＣ相に比べて靭性が低下するＮａＣｌ型結晶構造相が存在するため、耐摩耗性の向上効果は得られるものの、耐欠損性が低下するという問題がある。
【０００６】
【特許文献１】
特開２００２−１６７６４０号公報
【特許文献２】
特開平７−１８００７１号公報
【非特許文献１】
金層学会誌、４５（１９８１）Ｐ９５
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
このように、従来の超硬合金基材又は被覆超硬合金部材は、高能率切削加工において切削条件がますます厳しくなっている最近の要求に対して、必ずしも満足いくものではない。そこで、本発明は、このような状況に鑑み、鋼、鋳鉄、耐熱合金、非鉄金属など各種の被削材の切削工具に使用される、優れた耐摩耗性と耐欠損性を併せ持つ超硬合金及びこの超硬合金の表面に硬質皮膜を被覆した被覆超硬合金部材を提供することを目的する。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、被覆超硬合金製の切削工具における耐欠損性及び耐摩耗性の向上について鋭意検討した結果、被覆超硬合金部材に使用される、ＷＣ相と鉄族金属相とで構成される表面領域、及び表面領域の内部に存在するＷＣ相と鉄族金属相と周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属の化合物からなるＮａＣｌ型結晶構造を有する相とから構成される内部領域によって形成される超硬合金において、焼結条件を制御することにより、表面領域中のＷＣ相の粒成長を抑制すること、及び表面領域における結合相の量を増加させることにより、表面領域の高温での耐塑性変形性が向上するとともに、表面領域と内部領域の境界近傍の靭性が向上し、その結果、被覆超硬合金製の切削工具としての耐欠損性と耐摩耗性がともに向上するという知見を得て、本発明を完成するに至ったものである。
【０００９】
すなわち本発明は、鉄族金属を主成分とする結合相と、ＷＣを主成分とする六方晶型結晶構造を有する第１硬質相と、周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属の化合物からなるＮａＣｌ型結晶構造を有する第２硬質相とからなる超硬合金であって、超硬合金は、結合相と第１硬質相とから構成される厚さ２〜５０μｍの表面領域、及び表面領域の内部に存在する結合相と第１硬質相と第２硬質相とから構成される内部領域によって形成され、内部領域における第１硬質相の平均粒径に対する表面領域における第１硬質相の平均粒径の比が１以下であり、かつ内部領域における結合相の面積率に対する表面領域における結合相の面積率の比が１を越える超硬合金である。
【００１０】
【発明の実施の形態】
本発明における被覆超硬合金製切削工具に使用される超硬合金は、鉄族金属を主成分とする結合相と、ＷＣを主成分とする六方晶型結晶構造を有する第１硬質相と、周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金層の化合物、すなわち炭化物、窒化物、炭窒化物からなるＮａＣｌ型結晶構造を有する第２硬質相とからなる。この超硬合金は、結合相と第１硬質相とから構成される厚さ２〜５０μｍの表面領域、及び表面領域の内部に存在する結合相と第１硬質相と第２硬質相とから構成される内部領域によって形成されている。なお、表面領域の厚さは、後述するように、真空中若しくは低圧窒素雰囲気中での脱窒工程と、加圧窒素雰囲気中での窒化工程とを繰り返すことによって制御することができる。
【００１１】
超硬合金に含有される鉄族金属を主成分とする結合相は、内部領域において、超硬合金中に２〜２０重量％であることが好ましい。結合相がこの範囲にあると、被覆超硬合金製の切削工具に、耐欠損性と耐摩耗性とを同時に付与することができる。なお、結合相の量は、超硬合金に含有される鉄族金属の量で制御することができる。
【００１２】
表面領域は、実質的にＷＣ相と鉄族金属とから構成されている。ここで、鉄族金属とは、鉄、コバルト及びニッケルを意味する。超硬合金基材の結合相としては、耐熱性、靭性及び硬質皮膜との密着性の点から、コバルトを主成分とした結合相が好ましい。なお、結合相には、ＷＣを主成分とする第１硬質相及び周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金層の化合物からなる第２硬質相の成分、すなわち金属元素及びＣ、Ｎが微量固溶することができる。結合相中への固溶量は、元素によって異なるが、１〜２０重量％である。したがって、本明細書において結合相とは、鉄族金属の相及び第１硬質相並びに／又は第２硬質相の金属元素及びＣ、Ｎが固溶した鉄族金属の相のいずれをも意味する。
【００１３】
ＷＣを主成分とする第１硬質相は、内部領域において、超硬合金中に７５〜９５重量％であることが好ましい。第１硬質相は、六方晶型結晶構造を有し、周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属が、例えば０．１重量％以下の極微量が固溶される場合がある。
【００１４】
周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属の化合物、すなわち炭化物、窒化物、炭窒化物の１種以上からなるＮａＣｌ型結晶構造を有する第２硬質相は、内部領域において、超硬合金中に３〜１０重量％であることが好ましい。第２硬質相としては、具体的にＴｉＮ、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ）（Ｃ，Ｎ）、ＴａＣ、Ｔａ（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）、ＮｂＣ、ＮｂＮ、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）、ＶＣ、ＶＮ、Ｖ（Ｃ，Ｎ）、ＺｒＣ、ＺｒＮ、Ｚｒ（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｚｒ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｍｏ）（Ｃ，Ｎ）などが挙げられる。
【００１５】
本発明の超硬合金の表面に形成される、鉄族金属を主成分とする結合相とＷＣを主成分とする第１硬質相とから構成される表面領域の厚さは、２〜５０μｍである。表面領域の厚さがこの範囲にあると、靭性と耐欠損性との向上効果が大きく、また切削工具の最表面に発生したクラックの進展を防止する効果が飽和することなく、常に進展抑制効果を発揮することができる。このため、切削工具として使用した場合、硬さが低い表面領域内で生じ易い塑性変形に伴う耐摩耗性の低下を防止することができる。より好ましくは、表面領域層の厚さは８〜３０μｍである。
【００１６】
本発明において、内部領域における第１硬質相の平均粒径に対する表面領域における第１硬質相の平均粒径の比が１以下である。すなわち、第１硬質相であるＷＣを主成分とする相の平均粒径は、内部領域よりも表面領域において、細粒化されている。特に、内部領域における第１硬質相の平均粒径に対する表面領域における第１硬質相の平均粒径の比は、０．８〜１．０であることが好ましい。第１硬質相の平均粒径の比が０．８以上であると、表面領域の硬さが上昇することがなく、このため硬さと相反する関係にある靭性の低下を防止できるので、耐欠損性の向上効果が認められるようになる。また第１硬質相の平均粒径の比が１．０以下であると、超硬合金の最表面の凹凸を抑制できるので、切削工具として用いた場合、局部的な応力集中を回避して耐欠損性の向上効果が得られる。また、表面領域の結合相の分散性の低下を防止し、さらには分散粒子の粗大化による硬さの低下をも防止できるので、耐摩耗性を高い水準に維持することができる。より好ましくは、第１硬質相の平均粒径の比は０．９〜１．０である。
【００１７】
なお、内部領域の第１硬質相（ＷＣ相）の平均粒径自体は、耐摩耗性及び超硬合金の強度の点から、０．５〜１０μｍであることが好ましく、０．６〜５μｍであることがより好ましい。
【００１８】
本発明において、内部領域における結合相の面積率に対する表面領域における結合相の面積率の比が１を越える。すなわち、結合相の面積率は、内部領域よりも表面領域で増加している。特に、結合相の面積率の比は１．１〜２．０であることが好ましい。結合相の面積率の比が１．１以上であると、表面領域のクラックの進展抑制効果が大きく、高強度を維持することができる。また結合相の面積率の比が２．０以下であると、表面領域の硬さが低下することなく、切削工具として用いた場合にも耐欠損性が向上する。より好ましくは、この比が１．３〜１．７である。なお、結合相の面積率は、断面観察により測定した数値である。
【００１９】
超硬合金の結合相が表面領域と内部領域との境界近傍で最小になると、すなわち境界近傍の結合相の面積率が内部領域及び表面領域の結合相の面積率よりも少ないと、被覆超硬合金製の切削工具表面から発生したクラックが、この境界近傍で容易に進展するので、耐欠損性が低下する。また、切削工具の刃先稜線部に一般に施されるホーニング処理（刃先を丸める処理）により、表面領域が除去される場合がある。表面領域と内部領域との境界近傍で結合相が最小になると、この境界領域が硬質皮膜の直下近傍に位置するため、皮膜表面から進展したクラックの進展抑制効果が著しく低下し、耐欠損性が低下することがある。したがって、表面領域と内部領域との境界部近傍で超硬合金の結合相の面積率が最小になることを抑え、境界近傍から表面領域の最表面に向けて、結合相が漸増することが好ましい。
【００２０】
表面領域における結合相の面積率は、断面観察面の全体面積に対して８〜４０％であることが好ましい。面積率が８％以上であると強度低下が起こらず、４０％以下であると耐摩耗性の低下が起こらない。より好ましくは１０〜３５面積％である。また、内部領域における結合相の面積率は、断面観察面の全体面積に対して５〜３０％であることが好ましい。面積率が５％以上であると強度低下が起こらず、３０％以下であると容易に塑性変形することが抑えられる。より好ましくは８〜２５％である。
【００２１】
本発明の表面領域と内部領域とから形成される超硬合金は、内部領域における第１硬質相の平均粒径に対する表面領域における第１硬質相の平均粒径の比が１以下であり、内部領域における結合相の面積率に対する表面領域における結合相の面積率の比が１を越えることを特徴とする。
【００２２】
この特徴は、超硬合金の焼結工程において、結合相中に微量固溶する周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金層の化合物からなる第２硬質相の成分及び量によって達成することができる。すなわち、表面領域のＷＣ相の粒成長は、焼結工程で結合相中に固溶するＴｉ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎなどの粒成長を抑制する元素の存在により抑制される。ＷＣ相の粒成長は、焼結工程における約１３００℃以上の高温で鉄族金属が溶解し液相となった後、その液相を介してＷＣの溶解／析出により進行する。このとき、Ｎとの親和性が低いＷは、液相中に窒素が存在すると溶解しにくくなり、ＷＣの粒成長が抑制される。また、鉄族金属の液相中に、Ｔｉ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎなどが存在すると、Ｗが液相中に固溶できなくなるので、ＷＣの粒成長が抑制される。
【００２３】
一方、内部領域及び表面領域における鉄族金属を主成分とする結合相の量及び分布は、周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属のＮａＣｌ型結晶構造粒子の量及び結合相中に固溶する周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属及びＣ、Ｎの固溶量により制御することができる。さらに、鉄族金属の結合相の面積率が内部領域から表面領域の最表面に向けての漸増することは、鉄族金属の液相中への周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属及びＣ、Ｎの固溶量の増加に伴い、焼結過程の冷却工程で生じる液相の凝固温度が上昇するために起こる。
【００２４】
したがって、本発明の超硬合金は、液相中のＣ、Ｎ及び周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属の固溶量を、表面領域でコントロールしたものである。このため、鉄族金属と第１硬質相とから構成される厚さ２〜５０μｍの表面領域と、鉄族金属と第１硬質相と第２硬質相とから構成される内部領域とを有し、内部領域と表面領域における第１硬質相の平均粒径の比及び結合相の面積率の比を、いずれも本発明の範囲に制御した超硬合金を作製するためには、焼結工程において、表面領域の液相中の周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属及びＣ、Ｎの固溶量を、内部領域のそれよりも低下させる。
【００２５】
これは、以下の方法で実現することができる。約１３００℃以上の温度における焼結工程において、鉄族金属の液相中の周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属及びＣ、Ｎの固溶量を、表面領域において、内部領域よりも増加／減少させることを繰り返し、最終的に減少させる。具体的には、表面領域の周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属及びＣ、Ｎの拡散速度が大きい１３５０〜１５００℃、好ましくは１３８０〜１４５０℃において、真空中での脱窒雰囲気と、加圧下、例えば窒素分圧２００〜５０００Ｐａでの窒化雰囲気、とを交互に繰り返す。また、真空雰囲気に代えて例えば窒素分圧５０Ｐａ以下の低圧窒素雰囲気中での脱窒工程と、加圧窒素雰囲気での窒化工程とを繰り返すことによっても制御することができる。
【００２６】
このとき、脱窒雰囲気における保持時間が長いほど、表面領域の厚さは、保持時間の０．５乗に比例して成長する。また、焼結体表面からの脱窒量が多いほど、すなわち真空雰囲気、窒素分圧が低い条件あるいは圧紛体中の窒素量が多いほど、又は第２硬質相の量が少ないほど、表面領域の成長速度が速くなる。しかしながら、保持時間の長時間化は、表面領域のＷＣ相が粗粒化して、内部領域のＷＣ相よりも平均粒径が大きくなる。したがって、脱窒雰囲気における保持時間は、脱窒の程度によって調節するが、１分以上１０分以下であることが、表面領域の厚さの増加とＷＣ相の粗粒化防止の点から好ましい。
【００２７】
一方、窒化雰囲気における保持は、その間表面領域の成長が停止するとともに、ＷＣ相の粗粒化も抑制される。しかしながら、保持時間の増加は、表面領域の最表面にＮａＣｌ型結晶構造を有する第２硬質相が生成し始める。したがって、窒化雰囲気における保持時間は、窒化の程度によって調節するが、ＷＣ相の粗粒化の抑制とＮａＣｌ型結晶構造を有する第２硬質相が生成の抑制から、１分以上１０分以下であることが好ましい。
【００２８】
内部領域と表面領域における第１硬質相の平均粒径の比及び結合相の面積率の比を最終的に本発明の範囲に制御するためには、脱窒雰囲気と窒化雰囲気を繰り返すことによって行う。このとき、表面領域の厚さは、全脱窒工程時間と全窒化工程時間との差、すなわち脱窒工程時間と窒化工程時間の差ｘ繰り返し数で制御できる。このとき、脱窒工程と窒化工程の繰り返し数は、脱窒の度合い及び窒化の度合いによって変化するが、各工程を交互に、３〜１５回づつ行うのが好ましい。
【００２９】
さらに、本発明の超硬合金の表面に硬質皮膜を被覆して、耐摩耗性及び表面潤滑性を向上させた被覆超硬合金部材を得ることができる。硬質皮膜は、金属又は金属合金の化合物、ダイヤモンド及びセラミックスからなる群から選択される１種以上の材料の単層又は多層の皮膜であることができる。
【００３０】
本発明の被覆超硬合金部材は、鋼、鋳鉄、耐熱合金、非鉄金属など各種の被削材を切削加工する切削チップ、ドリル、リーマ、エンドミルなどの切削工具に適する。特に、切削加工時に皮膜表面に生じたクラックの進展を抑制する効果と高温に曝される工具表面の塑性変形を抑制する効果が得られるため、本発明の被覆超硬合金を切削工具として用いることは、特に好ましい。
【００３１】
なお、超硬合金中のＷＣを主成分とする六方晶型結晶構造を有する第１硬質相と、周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物の１種以上からなるＮａＣｌ型結晶構造を有する第２硬質相とは、超硬合金の断面の研磨組織を光学顕微鏡又はＳＥＭにより観察することにより、それぞれ分離して見分けることができる。また、表面領域の厚さは、試料を試料表面に対して９０度の角度の面を研磨し、第２硬質相の存在しない部分の厚さから測定することができる。
【００３２】
さらにＷＣ相の平均粒径は、ＳＥＭによる断面研磨組織を画像解析することにより測定することができる。ここで、平均粒径は、下記の式（１）：
ｄｍ＝（４／π）×（ＮＬ／ＮＳ） （１）
（式中、ｄｍは平均粒径、πは円周率、ＮＬは断面組織上の任意の直線によってヒットされる単位長さあたりのＷＣ数、ＮＳは任意の単位面積内に含まれるＷＣの数である）で測定される。
【００３３】
鉄族金属を主成分とする結合相の面積率は、超硬合金を試料表面に対して４度の角度となるように斜めに研磨して、傾斜した研磨面を５０００倍の倍率における視野のＳＥＭ組織を画像解析することにより、表面領域から内部領域にかけて、測定することができる。
【００３４】
【実施例】
市販の平均粒径０．１〜４μｍのＷＣ、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＶＣ、ＺｒＣ、Ｃｏの各粉末を用いて、表１に示す組成に配合し、この配合粉末とアセトンとボールとをステンレス製の混合容器に入れて、２０時間、湿式で混合粉砕を行った。こうして得られた混合粉末にパラフィンを少量添加した後、ＣＮＭＧ１２０４０８（ＪｌＳ規格の形状）が得られるようにプレス成形した。このプレス成形により得られた圧粉体を、４５０℃にて加熱してパラフィンを除去した後、１３Ｐａの真空中で１４００℃まで昇温した。次に、表２及び表３に示す条件に保持して焼結させることにより、実施例１〜５と比較例６〜１０の超硬合金を得た。次に、これらの実施例と比較例の超硬合金の表面に、ＣＶＤ法により、厚さ１２μｍのＴｉＮ、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、Ａｌ２Ｏ３皮膜を被覆して、実施例１〜５と比較例６〜１０の被覆超硬合金製の切削工具を得た。
【００３５】
実施例１〜５及び比較例６〜１０を、断面組織観察と断面及び傾斜面からの観察結果の画像解析により、表面領域の深さ、ＷＣ相の平均粒径、表面領域と内部領域のＣｏ占有面積率（結合相の面積率）、表面領域と内部領域の境界部近傍でのＣｏ結合相の面積率の最小値の有無を測定した。結果を表４に示す。
【００３６】
さらに、実施例１〜５及び比較例６〜１０の切削工具を用いて、下記（Ａ）及び（Ｂ）の条件により切削試験を行った。結果を表５に示す。
【００３７】
（Ａ）耐摩耗性試験
被削材：Ｓ５３Ｃ（ＨＢ＝２７０）
チップ形状：ＣＮＭＧ１２０４０８、チップブレーカ付き
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ
切り込み量：２ｍｍ
送り量：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ
工具寿命基準：コーナー摩耗が０．３ｍｍとなるまでの時間
【００３８】
（Ｂ）耐欠損性試験
被削材：Ｓ４５Ｃ、４本溝入り
チップ形状：ＣＮＭＧ１２０４０８、チップブレーカ付き
切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ
切り込み量：２ｍｍ
送り量：０．３ｍｍ／ｒｅｖ
工具寿命基準：欠損が発生したとき（３回平均）
【００３９】
【表１】
【００４０】
【表２】
【００４１】
【表３】
【００４２】
【表４】
【００４３】
【表５】
【００４４】
表２及び３に示す焼結条件により製造した実施例１〜５の被覆超硬合金部材は、表４に示すように、内部領域に対する表面領域における、第１硬質相の平均粒径の比が０．８〜１．０の範囲にあり、また結合相の面積率の比が１．３〜１．８の範囲にある。そして、内部領域と表面領域との境界部において、結合相の量が最小となることはない。このため、切削工具のコーナー磨耗が０．３ｍｍに達する時間は２２分以上、３回平均による欠損までの衝撃回数は１５０００回を超える、優れた耐磨耗性と耐欠損性を有している。
【００４５】
一方、比較例６〜１０の被覆超硬合金部材においては、すべて真空中で焼結処理を行った比較例６及び１０は、第１硬質相の平均粒径の比が１．２、１．３とＷＣ相が粗粒化し、かつ境界部において結合相の量が最小となるので、耐欠損性が低下している。比較例７は、最表面に靭性が劣化するＮａＣｌ型結晶構造の相が表面領域の最表面に生成し、ＷＣ相が粗粒化し、かつ境界部において結合相の量が最小となるので、硬質皮膜が剥離し塑性変形が起こるとともに、耐欠損性はほとんど認められないレベルまで低下している。比較例８は、窒素分圧の低い条件での焼結処理であり、表面領域が生成せず、耐欠損性が低レベルである。比較例９は、真空中及び高圧窒素分圧中での焼結を２回繰り返しているが、脱窒工程、窒化工程での保持時間がいずれも長時間であり、ＷＣ相の粗粒化と結合相面積率の減少により、耐磨耗性、耐欠損性のいずれも、不十分である。
【００４６】
【発明の効果】
上述したように本発明の被覆超硬合金製の切削工具は、従来技術による被覆超硬合金製の切削工具に比べて、優れた耐磨耗性能及び耐欠損性能を併せて有する。したがって、本発明の被覆超硬合金製の切削工具は、切削工具として用いた場合、表面領域のクラックの進展を抑制する効果及び高温時の表面領域の塑性変形を抑制する効果を有する。
【発明の属する技術分野】
本発明は、超硬合金及び被覆超硬合金部材に関する。特に、鋼、鋳鉄、耐熱合金、非鉄金属など各種の被削材を切削する工具に優れた耐摩耗性及び耐欠損性を付与することができる被覆超硬合金製切削工具用の超硬合金及びその表面に硬質皮膜を被覆した被覆超硬合金部材に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来、被覆超硬合金製切削工具において、耐摩耗性と耐欠損性という相反する性質をともに向上させ、切削性能を向上させるために、多くの提案がなされている。その一つは、周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属の化合物、例えば炭化物、窒化物、炭窒化物からなるＮａＣｌ型結晶構造粒子を含まない表面領域（脱β層）を有する超硬合金基材である（非特許文献１）。しかしながら、この超硬合金基材は、表面領域のＷＣ相が粗粒化して基材表面の凹凸が大きくなるとともに、表面領域と内部領域との境界部の鉄族金属量が著しく減少するため、耐欠損性の向上効果が小さく、また耐摩耗性も著しく低下するという問題がある。
【０００３】
一方、周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属の化合物を構成する金属のうち、Ｗを除く金属元素が母材内部領域よりも表面領域において減少しているとともに、この表面領域において周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属の化合物を構成する金属元素をほぼ均一に分布させることを特徴とする被覆超硬合金部材が開示されている（特許文献１）。
【０００４】
また、ＷＣ相と周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭化物、炭窒化物よりなるＮａＣｌ型結晶構造相と鉄族金属とから構成される０．５〜５μｍの厚みを有する第１層と、その内側のＷＣ相と基材内部よりも鉄族金属が富む層とから構成される５〜３０μｍの厚みを有する軟質な第２層と、ＷＣ相とＮａＣｌ型結晶構造相と基材内部よりも鉄族金属が乏しい層とから構成される１０〜５０μｍの厚みを有する第３層とを有する３層構造で構成した超硬合金基材を特徴とする高強度被覆合金が開示されている（特許文献２）。
【０００５】
しかしながら、これらの超硬合金基材又は被覆超硬合金部材は、被覆層直下の表面領域に、ＷＣ相に比べて靭性が低下するＮａＣｌ型結晶構造相が存在するため、耐摩耗性の向上効果は得られるものの、耐欠損性が低下するという問題がある。
【０００６】
【特許文献１】
特開２００２−１６７６４０号公報
【特許文献２】
特開平７−１８００７１号公報
【非特許文献１】
金層学会誌、４５（１９８１）Ｐ９５
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
このように、従来の超硬合金基材又は被覆超硬合金部材は、高能率切削加工において切削条件がますます厳しくなっている最近の要求に対して、必ずしも満足いくものではない。そこで、本発明は、このような状況に鑑み、鋼、鋳鉄、耐熱合金、非鉄金属など各種の被削材の切削工具に使用される、優れた耐摩耗性と耐欠損性を併せ持つ超硬合金及びこの超硬合金の表面に硬質皮膜を被覆した被覆超硬合金部材を提供することを目的する。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、被覆超硬合金製の切削工具における耐欠損性及び耐摩耗性の向上について鋭意検討した結果、被覆超硬合金部材に使用される、ＷＣ相と鉄族金属相とで構成される表面領域、及び表面領域の内部に存在するＷＣ相と鉄族金属相と周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属の化合物からなるＮａＣｌ型結晶構造を有する相とから構成される内部領域によって形成される超硬合金において、焼結条件を制御することにより、表面領域中のＷＣ相の粒成長を抑制すること、及び表面領域における結合相の量を増加させることにより、表面領域の高温での耐塑性変形性が向上するとともに、表面領域と内部領域の境界近傍の靭性が向上し、その結果、被覆超硬合金製の切削工具としての耐欠損性と耐摩耗性がともに向上するという知見を得て、本発明を完成するに至ったものである。
【０００９】
すなわち本発明は、鉄族金属を主成分とする結合相と、ＷＣを主成分とする六方晶型結晶構造を有する第１硬質相と、周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属の化合物からなるＮａＣｌ型結晶構造を有する第２硬質相とからなる超硬合金であって、超硬合金は、結合相と第１硬質相とから構成される厚さ２〜５０μｍの表面領域、及び表面領域の内部に存在する結合相と第１硬質相と第２硬質相とから構成される内部領域によって形成され、内部領域における第１硬質相の平均粒径に対する表面領域における第１硬質相の平均粒径の比が１以下であり、かつ内部領域における結合相の面積率に対する表面領域における結合相の面積率の比が１を越える超硬合金である。
【００１０】
【発明の実施の形態】
本発明における被覆超硬合金製切削工具に使用される超硬合金は、鉄族金属を主成分とする結合相と、ＷＣを主成分とする六方晶型結晶構造を有する第１硬質相と、周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金層の化合物、すなわち炭化物、窒化物、炭窒化物からなるＮａＣｌ型結晶構造を有する第２硬質相とからなる。この超硬合金は、結合相と第１硬質相とから構成される厚さ２〜５０μｍの表面領域、及び表面領域の内部に存在する結合相と第１硬質相と第２硬質相とから構成される内部領域によって形成されている。なお、表面領域の厚さは、後述するように、真空中若しくは低圧窒素雰囲気中での脱窒工程と、加圧窒素雰囲気中での窒化工程とを繰り返すことによって制御することができる。
【００１１】
超硬合金に含有される鉄族金属を主成分とする結合相は、内部領域において、超硬合金中に２〜２０重量％であることが好ましい。結合相がこの範囲にあると、被覆超硬合金製の切削工具に、耐欠損性と耐摩耗性とを同時に付与することができる。なお、結合相の量は、超硬合金に含有される鉄族金属の量で制御することができる。
【００１２】
表面領域は、実質的にＷＣ相と鉄族金属とから構成されている。ここで、鉄族金属とは、鉄、コバルト及びニッケルを意味する。超硬合金基材の結合相としては、耐熱性、靭性及び硬質皮膜との密着性の点から、コバルトを主成分とした結合相が好ましい。なお、結合相には、ＷＣを主成分とする第１硬質相及び周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金層の化合物からなる第２硬質相の成分、すなわち金属元素及びＣ、Ｎが微量固溶することができる。結合相中への固溶量は、元素によって異なるが、１〜２０重量％である。したがって、本明細書において結合相とは、鉄族金属の相及び第１硬質相並びに／又は第２硬質相の金属元素及びＣ、Ｎが固溶した鉄族金属の相のいずれをも意味する。
【００１３】
ＷＣを主成分とする第１硬質相は、内部領域において、超硬合金中に７５〜９５重量％であることが好ましい。第１硬質相は、六方晶型結晶構造を有し、周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属が、例えば０．１重量％以下の極微量が固溶される場合がある。
【００１４】
周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属の化合物、すなわち炭化物、窒化物、炭窒化物の１種以上からなるＮａＣｌ型結晶構造を有する第２硬質相は、内部領域において、超硬合金中に３〜１０重量％であることが好ましい。第２硬質相としては、具体的にＴｉＮ、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ）（Ｃ，Ｎ）、ＴａＣ、Ｔａ（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）、ＮｂＣ、ＮｂＮ、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）、ＶＣ、ＶＮ、Ｖ（Ｃ，Ｎ）、ＺｒＣ、ＺｒＮ、Ｚｒ（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｚｒ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｍｏ）（Ｃ，Ｎ）などが挙げられる。
【００１５】
本発明の超硬合金の表面に形成される、鉄族金属を主成分とする結合相とＷＣを主成分とする第１硬質相とから構成される表面領域の厚さは、２〜５０μｍである。表面領域の厚さがこの範囲にあると、靭性と耐欠損性との向上効果が大きく、また切削工具の最表面に発生したクラックの進展を防止する効果が飽和することなく、常に進展抑制効果を発揮することができる。このため、切削工具として使用した場合、硬さが低い表面領域内で生じ易い塑性変形に伴う耐摩耗性の低下を防止することができる。より好ましくは、表面領域層の厚さは８〜３０μｍである。
【００１６】
本発明において、内部領域における第１硬質相の平均粒径に対する表面領域における第１硬質相の平均粒径の比が１以下である。すなわち、第１硬質相であるＷＣを主成分とする相の平均粒径は、内部領域よりも表面領域において、細粒化されている。特に、内部領域における第１硬質相の平均粒径に対する表面領域における第１硬質相の平均粒径の比は、０．８〜１．０であることが好ましい。第１硬質相の平均粒径の比が０．８以上であると、表面領域の硬さが上昇することがなく、このため硬さと相反する関係にある靭性の低下を防止できるので、耐欠損性の向上効果が認められるようになる。また第１硬質相の平均粒径の比が１．０以下であると、超硬合金の最表面の凹凸を抑制できるので、切削工具として用いた場合、局部的な応力集中を回避して耐欠損性の向上効果が得られる。また、表面領域の結合相の分散性の低下を防止し、さらには分散粒子の粗大化による硬さの低下をも防止できるので、耐摩耗性を高い水準に維持することができる。より好ましくは、第１硬質相の平均粒径の比は０．９〜１．０である。
【００１７】
なお、内部領域の第１硬質相（ＷＣ相）の平均粒径自体は、耐摩耗性及び超硬合金の強度の点から、０．５〜１０μｍであることが好ましく、０．６〜５μｍであることがより好ましい。
【００１８】
本発明において、内部領域における結合相の面積率に対する表面領域における結合相の面積率の比が１を越える。すなわち、結合相の面積率は、内部領域よりも表面領域で増加している。特に、結合相の面積率の比は１．１〜２．０であることが好ましい。結合相の面積率の比が１．１以上であると、表面領域のクラックの進展抑制効果が大きく、高強度を維持することができる。また結合相の面積率の比が２．０以下であると、表面領域の硬さが低下することなく、切削工具として用いた場合にも耐欠損性が向上する。より好ましくは、この比が１．３〜１．７である。なお、結合相の面積率は、断面観察により測定した数値である。
【００１９】
超硬合金の結合相が表面領域と内部領域との境界近傍で最小になると、すなわち境界近傍の結合相の面積率が内部領域及び表面領域の結合相の面積率よりも少ないと、被覆超硬合金製の切削工具表面から発生したクラックが、この境界近傍で容易に進展するので、耐欠損性が低下する。また、切削工具の刃先稜線部に一般に施されるホーニング処理（刃先を丸める処理）により、表面領域が除去される場合がある。表面領域と内部領域との境界近傍で結合相が最小になると、この境界領域が硬質皮膜の直下近傍に位置するため、皮膜表面から進展したクラックの進展抑制効果が著しく低下し、耐欠損性が低下することがある。したがって、表面領域と内部領域との境界部近傍で超硬合金の結合相の面積率が最小になることを抑え、境界近傍から表面領域の最表面に向けて、結合相が漸増することが好ましい。
【００２０】
表面領域における結合相の面積率は、断面観察面の全体面積に対して８〜４０％であることが好ましい。面積率が８％以上であると強度低下が起こらず、４０％以下であると耐摩耗性の低下が起こらない。より好ましくは１０〜３５面積％である。また、内部領域における結合相の面積率は、断面観察面の全体面積に対して５〜３０％であることが好ましい。面積率が５％以上であると強度低下が起こらず、３０％以下であると容易に塑性変形することが抑えられる。より好ましくは８〜２５％である。
【００２１】
本発明の表面領域と内部領域とから形成される超硬合金は、内部領域における第１硬質相の平均粒径に対する表面領域における第１硬質相の平均粒径の比が１以下であり、内部領域における結合相の面積率に対する表面領域における結合相の面積率の比が１を越えることを特徴とする。
【００２２】
この特徴は、超硬合金の焼結工程において、結合相中に微量固溶する周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金層の化合物からなる第２硬質相の成分及び量によって達成することができる。すなわち、表面領域のＷＣ相の粒成長は、焼結工程で結合相中に固溶するＴｉ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎなどの粒成長を抑制する元素の存在により抑制される。ＷＣ相の粒成長は、焼結工程における約１３００℃以上の高温で鉄族金属が溶解し液相となった後、その液相を介してＷＣの溶解／析出により進行する。このとき、Ｎとの親和性が低いＷは、液相中に窒素が存在すると溶解しにくくなり、ＷＣの粒成長が抑制される。また、鉄族金属の液相中に、Ｔｉ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎなどが存在すると、Ｗが液相中に固溶できなくなるので、ＷＣの粒成長が抑制される。
【００２３】
一方、内部領域及び表面領域における鉄族金属を主成分とする結合相の量及び分布は、周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属のＮａＣｌ型結晶構造粒子の量及び結合相中に固溶する周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属及びＣ、Ｎの固溶量により制御することができる。さらに、鉄族金属の結合相の面積率が内部領域から表面領域の最表面に向けての漸増することは、鉄族金属の液相中への周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属及びＣ、Ｎの固溶量の増加に伴い、焼結過程の冷却工程で生じる液相の凝固温度が上昇するために起こる。
【００２４】
したがって、本発明の超硬合金は、液相中のＣ、Ｎ及び周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属の固溶量を、表面領域でコントロールしたものである。このため、鉄族金属と第１硬質相とから構成される厚さ２〜５０μｍの表面領域と、鉄族金属と第１硬質相と第２硬質相とから構成される内部領域とを有し、内部領域と表面領域における第１硬質相の平均粒径の比及び結合相の面積率の比を、いずれも本発明の範囲に制御した超硬合金を作製するためには、焼結工程において、表面領域の液相中の周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属及びＣ、Ｎの固溶量を、内部領域のそれよりも低下させる。
【００２５】
これは、以下の方法で実現することができる。約１３００℃以上の温度における焼結工程において、鉄族金属の液相中の周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属及びＣ、Ｎの固溶量を、表面領域において、内部領域よりも増加／減少させることを繰り返し、最終的に減少させる。具体的には、表面領域の周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属及びＣ、Ｎの拡散速度が大きい１３５０〜１５００℃、好ましくは１３８０〜１４５０℃において、真空中での脱窒雰囲気と、加圧下、例えば窒素分圧２００〜５０００Ｐａでの窒化雰囲気、とを交互に繰り返す。また、真空雰囲気に代えて例えば窒素分圧５０Ｐａ以下の低圧窒素雰囲気中での脱窒工程と、加圧窒素雰囲気での窒化工程とを繰り返すことによっても制御することができる。
【００２６】
このとき、脱窒雰囲気における保持時間が長いほど、表面領域の厚さは、保持時間の０．５乗に比例して成長する。また、焼結体表面からの脱窒量が多いほど、すなわち真空雰囲気、窒素分圧が低い条件あるいは圧紛体中の窒素量が多いほど、又は第２硬質相の量が少ないほど、表面領域の成長速度が速くなる。しかしながら、保持時間の長時間化は、表面領域のＷＣ相が粗粒化して、内部領域のＷＣ相よりも平均粒径が大きくなる。したがって、脱窒雰囲気における保持時間は、脱窒の程度によって調節するが、１分以上１０分以下であることが、表面領域の厚さの増加とＷＣ相の粗粒化防止の点から好ましい。
【００２７】
一方、窒化雰囲気における保持は、その間表面領域の成長が停止するとともに、ＷＣ相の粗粒化も抑制される。しかしながら、保持時間の増加は、表面領域の最表面にＮａＣｌ型結晶構造を有する第２硬質相が生成し始める。したがって、窒化雰囲気における保持時間は、窒化の程度によって調節するが、ＷＣ相の粗粒化の抑制とＮａＣｌ型結晶構造を有する第２硬質相が生成の抑制から、１分以上１０分以下であることが好ましい。
【００２８】
内部領域と表面領域における第１硬質相の平均粒径の比及び結合相の面積率の比を最終的に本発明の範囲に制御するためには、脱窒雰囲気と窒化雰囲気を繰り返すことによって行う。このとき、表面領域の厚さは、全脱窒工程時間と全窒化工程時間との差、すなわち脱窒工程時間と窒化工程時間の差ｘ繰り返し数で制御できる。このとき、脱窒工程と窒化工程の繰り返し数は、脱窒の度合い及び窒化の度合いによって変化するが、各工程を交互に、３〜１５回づつ行うのが好ましい。
【００２９】
さらに、本発明の超硬合金の表面に硬質皮膜を被覆して、耐摩耗性及び表面潤滑性を向上させた被覆超硬合金部材を得ることができる。硬質皮膜は、金属又は金属合金の化合物、ダイヤモンド及びセラミックスからなる群から選択される１種以上の材料の単層又は多層の皮膜であることができる。
【００３０】
本発明の被覆超硬合金部材は、鋼、鋳鉄、耐熱合金、非鉄金属など各種の被削材を切削加工する切削チップ、ドリル、リーマ、エンドミルなどの切削工具に適する。特に、切削加工時に皮膜表面に生じたクラックの進展を抑制する効果と高温に曝される工具表面の塑性変形を抑制する効果が得られるため、本発明の被覆超硬合金を切削工具として用いることは、特に好ましい。
【００３１】
なお、超硬合金中のＷＣを主成分とする六方晶型結晶構造を有する第１硬質相と、周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物の１種以上からなるＮａＣｌ型結晶構造を有する第２硬質相とは、超硬合金の断面の研磨組織を光学顕微鏡又はＳＥＭにより観察することにより、それぞれ分離して見分けることができる。また、表面領域の厚さは、試料を試料表面に対して９０度の角度の面を研磨し、第２硬質相の存在しない部分の厚さから測定することができる。
【００３２】
さらにＷＣ相の平均粒径は、ＳＥＭによる断面研磨組織を画像解析することにより測定することができる。ここで、平均粒径は、下記の式（１）：
ｄｍ＝（４／π）×（ＮＬ／ＮＳ） （１）
（式中、ｄｍは平均粒径、πは円周率、ＮＬは断面組織上の任意の直線によってヒットされる単位長さあたりのＷＣ数、ＮＳは任意の単位面積内に含まれるＷＣの数である）で測定される。
【００３３】
鉄族金属を主成分とする結合相の面積率は、超硬合金を試料表面に対して４度の角度となるように斜めに研磨して、傾斜した研磨面を５０００倍の倍率における視野のＳＥＭ組織を画像解析することにより、表面領域から内部領域にかけて、測定することができる。
【００３４】
【実施例】
市販の平均粒径０．１〜４μｍのＷＣ、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＶＣ、ＺｒＣ、Ｃｏの各粉末を用いて、表１に示す組成に配合し、この配合粉末とアセトンとボールとをステンレス製の混合容器に入れて、２０時間、湿式で混合粉砕を行った。こうして得られた混合粉末にパラフィンを少量添加した後、ＣＮＭＧ１２０４０８（ＪｌＳ規格の形状）が得られるようにプレス成形した。このプレス成形により得られた圧粉体を、４５０℃にて加熱してパラフィンを除去した後、１３Ｐａの真空中で１４００℃まで昇温した。次に、表２及び表３に示す条件に保持して焼結させることにより、実施例１〜５と比較例６〜１０の超硬合金を得た。次に、これらの実施例と比較例の超硬合金の表面に、ＣＶＤ法により、厚さ１２μｍのＴｉＮ、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、Ａｌ２Ｏ３皮膜を被覆して、実施例１〜５と比較例６〜１０の被覆超硬合金製の切削工具を得た。
【００３５】
実施例１〜５及び比較例６〜１０を、断面組織観察と断面及び傾斜面からの観察結果の画像解析により、表面領域の深さ、ＷＣ相の平均粒径、表面領域と内部領域のＣｏ占有面積率（結合相の面積率）、表面領域と内部領域の境界部近傍でのＣｏ結合相の面積率の最小値の有無を測定した。結果を表４に示す。
【００３６】
さらに、実施例１〜５及び比較例６〜１０の切削工具を用いて、下記（Ａ）及び（Ｂ）の条件により切削試験を行った。結果を表５に示す。
【００３７】
（Ａ）耐摩耗性試験
被削材：Ｓ５３Ｃ（ＨＢ＝２７０）
チップ形状：ＣＮＭＧ１２０４０８、チップブレーカ付き
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ
切り込み量：２ｍｍ
送り量：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ
工具寿命基準：コーナー摩耗が０．３ｍｍとなるまでの時間
【００３８】
（Ｂ）耐欠損性試験
被削材：Ｓ４５Ｃ、４本溝入り
チップ形状：ＣＮＭＧ１２０４０８、チップブレーカ付き
切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ
切り込み量：２ｍｍ
送り量：０．３ｍｍ／ｒｅｖ
工具寿命基準：欠損が発生したとき（３回平均）
【００３９】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【表５】
表２及び３に示す焼結条件により製造した実施例１〜５の被覆超硬合金部材は、表４に示すように、内部領域に対する表面領域における、第１硬質相の平均粒径の比が０．８〜１．０の範囲にあり、また結合相の面積率の比が１．３〜１．８の範囲にある。そして、内部領域と表面領域との境界部において、結合相の量が最小となることはない。このため、切削工具のコーナー磨耗が０．３ｍｍに達する時間は２２分以上、３回平均による欠損までの衝撃回数は１５０００回を超える、優れた耐磨耗性と耐欠損性を有している。
【００４５】
一方、比較例６〜１０の被覆超硬合金部材においては、すべて真空中で焼結処理を行った比較例６及び１０は、第１硬質相の平均粒径の比が１．２、１．３とＷＣ相が粗粒化し、かつ境界部において結合相の量が最小となるので、耐欠損性が低下している。比較例７は、最表面に靭性が劣化するＮａＣｌ型結晶構造の相が表面領域の最表面に生成し、ＷＣ相が粗粒化し、かつ境界部において結合相の量が最小となるので、硬質皮膜が剥離し塑性変形が起こるとともに、耐欠損性はほとんど認められないレベルまで低下している。比較例８は、窒素分圧の低い条件での焼結処理であり、表面領域が生成せず、耐欠損性が低レベルである。比較例９は、真空中及び高圧窒素分圧中での焼結を２回繰り返しているが、脱窒工程、窒化工程での保持時間がいずれも長時間であり、ＷＣ相の粗粒化と結合相面積率の減少により、耐磨耗性、耐欠損性のいずれも、不十分である。
【００４６】
【発明の効果】
上述したように本発明の被覆超硬合金製の切削工具は、従来技術による被覆超硬合金製の切削工具に比べて、優れた耐磨耗性能及び耐欠損性能を併せて有する。したがって、本発明の被覆超硬合金製の切削工具は、切削工具として用いた場合、表面領域のクラックの進展を抑制する効果及び高温時の表面領域の塑性変形を抑制する効果を有する。
Claims (8)
- 鉄族金属を主成分とする結合相と、ＷＣを主成分とする六方晶型結晶構造を有する第１硬質相と、周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属の化合物からなるＮａＣｌ型結晶構造を有する第２硬質相とからなる超硬合金であって、
超硬合金は、結合相と第１硬質相とから構成される厚さ２〜５０μｍの表面領域、及び表面領域の内部に存在する結合相と第１硬質相と第２硬質相とから構成される内部領域によって形成され、
内部領域における第１硬質相の平均粒径に対する表面領域における第１硬質相の平均粒径の比が１以下であり、かつ
内部領域における結合相の面積率に対する表面領域における結合相の面積率の比が１を越えることを特徴とする超硬合金。 - 内部領域における第１硬質相の平均粒径に対する表面領域における第１硬質相の平均粒径の比が０．８〜１．０であり、内部領域における結合相の面積率に対する表面領域における結合相の面積率の比が１．１〜２．０である、請求項１記載の超硬合金。
- 表面領域における結合相の面積率が、内部領域と表面領域の境界から表面領域の最表面に向けて漸増する、請求項１又は２記載の超硬合金。
- 請求項１〜３のいずれか１項記載の超硬合金の表面に硬質皮膜を被覆した被覆超硬合金部材。
- 硬質皮膜が、金属又は金属合金の化合物、ダイヤモンド及びセラミックスからなる群から選択される１種以上の材料の単層又は多層の皮膜である、請求項４記載の被覆超硬合金部材。
- （Ａ）鉄族金属２〜２０重量％、ＷＣ７５〜９５重量％及び周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属の化合物３〜１０重量％からなり合計で１００重量％となる混合物を準備する工程と、
（Ｂ）混合物を真空中で１３５０〜１５００℃の範囲の所定の温度まで昇温する工程と、
（Ｃ）混合物を所定の温度にて、真空中又は５０Ｐａ以下の窒素分圧雰囲気中で１〜１０分間焼結処理し、次いで２００〜５，０００Ｐａの窒素分圧雰囲気中で１〜１０分間焼結するサイクルを、３〜１５回繰り返す工程と、
（Ｄ）（Ｃ）の工程を終えた混合物を常温に冷却する工程と、
を含むことを特徴とする、超硬合金の製造方法。 - 上記工程（Ｃ）の後に、混合物を所定の温度にて、真空中又は５０Ｐａ以下の窒素分圧雰囲気中で１〜１０分間焼結処理することをさらに含む、請求項６記載の超硬合金の製造方法。
- 請求項６又は７記載の方法で得られた超硬合金の表面に、硬質皮膜を表面に被覆する、被覆超硬合金部材の製造方法。
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