JP2004315943A - 被覆超硬合金部材 - Google Patents
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Abstract
【課題】結合相と硬質相の耐熱・耐塑性変形性と耐摩耗性の両特性を格段に高めることにより、耐熱・耐塑性変形と耐摩耗性の両者が優れた被覆超硬合金部材を提供する。
【解決手段】超硬合金部材内部が、鉄族金属の１種以上とＣｒとからなる結合相と、周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属から選択される少なくとも１種以上とＺｒとの炭化物固溶体、窒化物固溶体、炭窒化物固溶体の少なくとも１種以上を含有する硬質相、残ＷＣと不可避不純物とから成り、該超硬合金部材表面に硬質皮膜を単層又は多重層を被覆し、該被覆層直下に硬質相貧化表面帯域が存在し、該硬質相貧化表面帯域に隣接して硬質相富化中間帯域が存在し、硬質相を構成する金属成分含有量を、硬質相富化中間帯域内をＩ、超硬合金部材内部をＪとした時、両者の比率Ｉ／Ｊが、Ｉ／Ｊ＞１である硬質相富化中間帯域が存在していることを特徴とする被覆超硬合金部材である。
【選択図】なし
【解決手段】超硬合金部材内部が、鉄族金属の１種以上とＣｒとからなる結合相と、周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属から選択される少なくとも１種以上とＺｒとの炭化物固溶体、窒化物固溶体、炭窒化物固溶体の少なくとも１種以上を含有する硬質相、残ＷＣと不可避不純物とから成り、該超硬合金部材表面に硬質皮膜を単層又は多重層を被覆し、該被覆層直下に硬質相貧化表面帯域が存在し、該硬質相貧化表面帯域に隣接して硬質相富化中間帯域が存在し、硬質相を構成する金属成分含有量を、硬質相富化中間帯域内をＩ、超硬合金部材内部をＪとした時、両者の比率Ｉ／Ｊが、Ｉ／Ｊ＞１である硬質相富化中間帯域が存在していることを特徴とする被覆超硬合金部材である。
【選択図】なし
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、切削工具などに使用される被覆超硬合金部材に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
超硬合金製部材の表面に炭窒化チタンや酸化アルミニウムなどの皮膜を被覆した被覆超硬合金工具は、部材の靭性と皮膜の耐摩耗性とが兼備されているため、鋼、鋳物などの切削加工用高能率切削工具として広く用いられている。近年、切削加工の高効率化が進み、切削速度の高速化が進んでいる。特に、切削液を用いることなく高硬度材を高速で切削する場合は、刃先温度は１０００℃近くにまで上昇することがある。このため、切削工具には耐熱性と高温での耐摩耗性が要求されている。一方、部品の軽量化に伴い、被削材の複雑形状化が進んでおり、切削工具には耐欠損性が要求されている。このように、耐摩耗性と耐欠損性という相反する特性を両立させるため、従来からいくつかの提案がなされている。その例として、超硬合金の最表面に鉄族金属の量が合金内部に比べて多い層（結合相富化層）を有するもの、超硬合金の最表面にＷＣと結合金属のみからなる層（脱β層）を有するもの、あるいは合金内部に比べて硬度が低下した領域（硬度低下層）を有するものを部材とすることにより、耐摩耗性と耐欠損性の向上を図ることが提案されている。これらの具体的な例として、以下の特許文献１、特許文献２が開示されている。
【特許文献１】特許第３２３５２５９号公報
【特許文献２】特許第３３３１９１６号公報
【０００３】
特許文献１は、被覆超硬合金部材の切刃稜線部を含めた部材最表面にＷＣ及び鉄族金属のみからなる表層領域を有し、これに隣接して５ａ族金属成分がそれよりも内側の領域に比べて多く含まれている被覆超硬合金部材が提案されている。特許文献２は、部材表面に軟質表面帯域が存在し、更にこれに隣接して硬質中間帯域が存在する被覆工具が提案されている。しかしながら、上記特許文献１、２に開示されている従来技術では、部材表面の高靭性層とその直下の高硬度層により、部材の靭性と耐摩耗性を確保しようとしているが、結合相の耐熱、耐塑性変形、耐摩耗性が考慮されておらず、また、硬質相の耐摩耗性が十分でなく、部材全体の耐塑性変形性と耐摩耗性が十分でないという欠点がある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明が解決しようとする課題は、結合相と硬質相の耐熱・耐塑性変形性と耐摩耗性の両特性を格段に高めることにより、耐熱・耐塑性変形と耐摩耗性の両者が優れた被覆超硬合金部材を実現し、工具寿命の長い被覆超硬合金工具を提供することである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明は、超硬合金部材内部が、鉄族金属の１種以上とＣｒとからなる結合相と、周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属から選択される少なくとも１種以上とＺｒとの炭化物固溶体、窒化物固溶体、炭窒化物固溶体の少なくとも１種以上を含有する硬質相、残ＷＣと不可避不純物とから成り、該超硬合金部材表面に硬質皮膜を単層又は多重層を被覆し、該被覆層直下の部材表面から深さ方向に１〜１００μｍの領域に亘って前記硬質相が消失又は減少している硬質相貧化表面帯域が存在し、該硬質相貧化表面帯域に隣接して更に深さ方向に１〜２００μｍの領域に亘って硬質相富化中間帯域が存在し、該硬質相富化中間帯域内の硬質相を構成する金属成分含有量をＩとし、該超硬合金部材内部の硬質相を構成する金属成分含有量をＪとした時、両者の比率Ｉ／Ｊが、Ｉ／Ｊ＞１である硬質相富化中間帯域が存在していることを特徴とする被覆超硬合金部材である。上記の構成を採用することによって、耐熱・耐塑性変形と耐摩耗性の両者が優れた被覆超硬合金部材を実現できることを見いだし、本発明に想到した。
【０００６】
本発明の被覆超硬合金部材は、質量％で該超硬合金部材内部における結合相のＣｒ含有量Ｐが、結合相を構成する鉄族金属含有量Ｑに対して、両者の比率Ｐ／Ｑが、０．０１≦Ｐ／Ｑ≦０．１であることにより、結合相の耐塑性変形と耐摩耗性が高まり好ましい。該超硬合金部材内部における硬質相を構成する金属成分含有量Ｊが、質量％で２≦Ｊ≦１５％であることが、部材全体に高い耐摩耗性と耐欠損性とが得られて好ましい。該硬質相貧化表面帯域内の硬質相を構成する金属成分含有量をＫとし、該Ｊとの両者の比率Ｋ／Ｊが、０．１≦Ｋ／Ｊ≦０．７であり、該硬質相貧化表面帯域内の結合相を構成する金属成分含有量をＬとし、該超硬合金部材内部の結合相を構成する金属成分含有量をＭとしとした時、両者の比率Ｌ／Ｍが、１．１≦Ｌ／Ｍ≦１．８であることにより、耐欠損性と耐摩耗性の両者がバランス良くなり、好ましい。部材内部におけるＴｉの含有量が０．３〜５質量％であり、硬質相に少なくともＴｉが含有されていることにより、硬質相自体の硬度と耐摩耗性が高まり、好ましい。
【０００７】
【発明の実施の形態】
本発明は、超硬合金部材内部が、鉄族金属の１種以上とＣｒとからなる結合相と、周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属から選択される少なくとも１種以上とＺｒとの炭化物固溶体、窒化物固溶体、炭窒化物固溶体の少なくとも１種以上を含有する硬質相、および残ＷＣと不可避不純物とから成る超硬合金部材である。結合相が鉄族金属の１種又はそれ以上とＣｒとにより形成されていることにより、結合相の耐熱・耐塑性変形が高まり、硬質相は周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属から選択される少なくとも１種以上とＺｒとの炭化物固溶体、窒化物固溶体、炭窒化物固溶体の少なくとも１種以上より形成されていることにより、硬質相の耐熱・耐塑性変形性と耐摩耗性の両特性が高まる。これにより、実質的に結合相を形成する鉄族金属とＣｒとにより構成されている硬質相貧化表面帯域に優れた耐熱・耐塑性変形が得られるとともに、硬質相富化中間帯域にも優れた耐摩耗性が実現でき、耐熱・耐塑性変形性と耐摩耗性の両者が優れる被覆超硬合金部材が実現できる。ここで、結合相形成金属が鉄族金属とＣｒとにより形成されていることは、例えば、超硬合金部材の断面を研磨した後、硬質相貧化表面帯域の断面を走査電子顕微鏡（以下、ＳＥＭと記す。）−エネルギー分散型Ｘ線分析装置（以下、ＥＤＸと記す。）により観察し、面分析した時、ＷＣ結晶粒の回りに鉄族金属とＣｒとがほぼ同じ分布状態で存在することからわかる。
【０００８】
また、本発明の被覆超硬合金部材は結合相形成金属中にＷが含有されていることが好ましい。こうすることにより、結合相の耐熱・耐塑性変形が更に高まり、更に優れた耐熱・耐塑性変形性と耐摩耗性を有する被覆超硬合金部材が実現できる。また、硬質相が周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属から選択される少なくとも１種以上とＺｒとの炭化物固溶体、窒化物固溶体、炭窒化物固溶体の少なくとも１種以上を含有していることは、部材断面を研磨した後、ＳＥＭ−ＥＤＸにより研磨面を分析したとき、当該金属がＺｒとほぼ同じ分布状態で存在していることからわかる。また、深さ方向の分解能を高め、研磨面の極表面のみの分析を行うために、オージェ電子分析装置を用いた時に、周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属から選択される少なくとも１種以上とＺｒとが同時に検出される硬質相が存在していることからわかる。ここで、全ての硬質相が周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属から選択される少なくとも１種以上とＺｒとからなる固溶体により形成されている必要はなく、面積比で５０％以上からなる主要な硬質相を形成していることが好ましい。他には、Ｚｒを含まない硬質相や金属成分がＺｒ単独からなる硬質相等が存在していても良い。
【０００９】
本発明は、超硬合金部材表面に硬質皮膜を単層又は多重層を被覆し、該被覆層直下の部材表面から深さ方向に１〜１００μｍの領域に亘って、前記硬質相が消失又は減少している硬質相貧化表面帯域が存在し、該硬質相貧化表面帯域に隣接して、更に深さ方向に１〜２００μｍの領域に亘って、硬質相富化中間帯域が存在し、該硬質相富化中間帯域内の硬質相を構成する金属成分含有量をＩとし、該超硬合金部材内部の硬質相を構成する金属成分含有量をＪとした時、両者の比率Ｉ／Ｊが、Ｉ／Ｊ≧１である硬質相富化中間帯域が存在している超硬合金部材である。より好ましくは、１．０５≦Ｉ／Ｊ≦１．３である。こうすることにより、硬質相富化中間帯域の耐摩耗性と耐熱・耐塑性変形性が高まり、更に優れた切削耐久特性を有する被覆超硬合金工具が得られる。Ｉ／Ｊが１以下では硬質相富化中間帯域の耐摩耗性と耐熱・耐塑性変形性が低下する。一方、Ｉ／Ｊが１．３を超えて大きくなると、硬質相富化中間帯域と硬質相貧化表面帯域との界面付近にクラックが出来やすくなり、超硬合金部材を用いた被覆超硬合金工具の切削耐久特性が低下する欠点が現れるため、好ましくない。
【００１０】
本発明の被覆超硬合金部材は、質量％で該超硬合金部材内部における結合相のＣｒ含有量Ｐが、結合相を構成する鉄族金属含有量Ｑに対して、両者の比率Ｐ／Ｑが、０．０１≦Ｐ／Ｑ≦０．１であることが好ましい。これにより、結合相の耐塑性変形と耐摩耗性が高まり、更に優れた切削耐久特性を有する被覆超硬合金工具が得られる。結合相のＰ／Ｑが、０．０１未満の時は結合相の耐塑性変形と耐摩耗性が低下し、０．１を超えて大きいと部材全体の抗折力が低下し、工具寿命が短くなる欠点が現れるため、好ましくない。
【００１１】
本発明の被覆超硬合金部材は、該超硬合金部材内部における硬質相を構成する金属成分含有量Ｊが、質量％で２≦Ｊ≦１５％であることが好ましい。これにより、部材全体に高い耐摩耗性と耐欠損性とが得られ、更に優れた切削耐久特性が得られる。２質量％未満では部材全体の耐摩耗性と耐塑性変形性が低下し、１５質量％を超えて大きいと耐欠損性が低下する欠点が現れる。ここにいう硬質相とは全ての硬質相をいい、周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属から選択される少なくとも１種以上とＺｒとの炭化物固溶体、窒化物固溶体、炭窒化物固溶体の少なくとも１種以上を含有している硬質相以外も含めた硬質相の全てを言う。以下、単に硬質相という場合は周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属から選択される少なくとも１種以上とＺｒとの炭化物固溶体、窒化物固溶体、炭窒化物固溶体の少なくとも１種以上を含有している硬質相以外も含めた全ての硬質相を言う。
【００１２】
本発明の被覆超硬合金部材は、Ｋ／Ｊが、０．１≦Ｋ／Ｊ≦０．７であり、Ｌ／Ｍが、１．１≦Ｌ／Ｍ≦１．８であることが好ましい。これらにより、部材表面の耐欠損性が更に高まり、耐欠損性と耐摩耗性の両者がバランス良く優れた、更に切削耐久特性の優れた被覆超硬合金部材が得られる。Ｋ／Ｊの値が、０．１未満では部材表面の耐摩耗性が低下し、０．７を超えて大きいと部材表面の靭性が低下し、被覆超硬合金部材を用いた被覆超硬合金工具の切削耐久特性が低下する欠点が現れる。Ｌ／Ｍの値が、１．１未満であると部材表面の靭性が低下し、１．８を超えて大きいと部材表面の耐摩耗性が低下し、被覆超硬合金部材を用いた被覆超硬合金工具の切削耐久特性が低下する欠点が現れる。
【００１３】
本発明の被覆超硬合金部材は、部材内部におけるＴｉの含有量が０．３〜５質量％であり、硬質相に少なくともＴｉが含有されていることが好ましい。これにより、硬質相自体の硬度と耐摩耗性が高まり、更に優れた切削耐久特性を有する被覆超硬合金工具が得られる。０．３質量％未満である場合は硬質相自体の硬度と耐摩耗性が低くなり、工具寿命が短くなる欠点が現れ、５質量％を超えて大きいとＴｉＮの未反応粒子が残り、耐欠損性が低下し工具寿命が短くなる欠点が現れる。
【００１４】
本発明の被覆超硬合金部材の表面に被覆する皮膜としては周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭素、窒素、酸素、硼素との化合物からなる皮膜や酸化アルミニウム膜等の単層や多層膜を用いることができる。これらの皮膜を本発明の被覆超硬合金部材に被覆することにより、表面の耐摩耗性や耐酸化性、摺動性等を高めることが出来る。次に、本発明の被覆工具を実施例により具体的に説明するが、それら実施例により本発明が限定されるものではない。
【００１５】
【実施例】
原料粉末として以下のものを用いた。平均粒径が３．４μｍの中粒ＷＣ粉末、同６．３μｍの粗粒ＷＣ粉末、同１．５μｍの（ＴｉＷ）（ＣＮ）粉末。質量比は、ＴｉＣ／ＴｉＮ／ＷＣが３０／２５／４５である。平均粒径が２．５μｍのＺｒ（ＣＮ）粉末。質量比は、ＺｒＣ／ＺｒＮが５０／５０。（ＷＴｉＺｒ）Ｃ粉末。質量比は、ＷＣ／ＴｉＣ／ＺｒＣが４０／４０／２０。平均粒径が１．５μｍの（ＴａＮｂ）Ｃ粉末。質量比は、ＴａＣ／ＮｂＣが９０／１０。平均粒径が２．０μｍのＣｒ３Ｃ２粉末、及び平均粒径が１．２μｍのＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末を所定量に配合し、ボールミルで７２時間湿式混合して乾燥し、所定形状の圧粉体にプレス成形し、１４５０℃で１時間保持することにより焼結した。このようにして作製した焼結体に仕上げ、加工及びホーニング加工を施すことにより、いずれもＩＳＯ規格ＣＮＭＧ１２０４０８のスローアウエイインサート形状をもった超硬合金部材を製造し、表１にまとめて記した。
【００１６】
【表１】
【００１７】
本発明例５の配合組成は、Ｃｏ：６質量％、Ｃｒ３Ｃ２：０．３質量％、（ＷＴｉＺｒ）Ｃ：４質量％、Ｚｒ（ＣＮ）：１．５質量％、（ＴａＮｂ）Ｃ：１．０質量％、（ＴｉＷ）（ＣＮ）：２．０質量％、残ＷＣ及び不可避不純物である。焼結は、５００〜１４００℃まで真空とし、１４００〜１４５０℃までは１．３ｋＰａの窒素雰囲気に保った後、１４５０℃の最後の３０分間を再び真空に保った。また、これを基準にして、本発明例１〜１０は（ＷＴｉＺｒ）Ｃ、Ｚｒ（ＣＮ）、（ＴａＮｂ）Ｃ、（ＴｉＷ）（ＣＮ）間の比率を変えることなく、これらの全配合量を増減する事により作製した。本発明例１１〜１６はＺｒ／（Ｔａ＋Ｎｂ＋Ｔｉ）の比率を変化させるとともに、真空雰囲気での保持時間を変化させることにより作製した。本発明例１７〜２１は窒素雰囲気の圧力を変化させることにより作製した。本発明例２２〜２７はＴｉ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｎｂの全配合量を変えることなくＴｉ量のみを増減する事により作製した。本発明例２８〜３３はＣｏ量を固定して、Ｃｒ３Ｃ２量のみを変化させることにより作製した。また、比較の目的で、原料粉末として、平均粒径が３．４μｍの中粒ＷＣ粉末、同６．３μｍの粗粒ＷＣ粉末、同２μｍのＺｒＣＮ粉末、同１．５μｍの（ＴａＮｂ）Ｃ粉末、及び同１．２μｍのＣｏ粉末を用意し、上記発明例と同じ製造工程でプレス成形体を形成し、１４５０℃で１時間保持し焼結することにより、上記と同一形状のスローアウエイインサート形状をもち、本発明例５或いは本発明例１０とほぼ同じ組成でＣｒを含有していない比較例３４、３５を作製した。このときの焼成条件は、昇温パターンは上記と同じで、焼結炉内雰囲気を５００〜１４００℃までは２．６６ｋＰａの窒素雰囲気にし、１４００℃以降は真空雰囲気に保つようにした。
【００１８】
本発明例１〜３３、比較例３４、３５をＪＩＳ規格ＣＮＭＧ１２０４０８形状に加工した後、化学蒸着装置内にセットし、Ｈ２キヤリヤーガスとＴｉＣｌ４ガスとＮ２ガスとを原料ガスに用いて０．５μｍ厚さのＴｉＮ膜を９００℃で形成し、Ｈ２キャリヤーガスとＴｉＣｌ４ガス、Ｎ２ガス、ＣＨ３ＣＮガスを原料ガスに用いて厚さ６μｍのＴｉ（ＣＮ）膜を８９０℃で形成した。そして、１０００℃でＨ２キヤリヤーガスとＴｉＣｌ４ガス、ＣＨ４ガスとを原料ガスに用いてＴｉＣ膜を１５分間成膜し、そのまま連続して本構成ガスにＣＯ２ガスとＣＯガスとを追加し１５分間成膜することのよりＴｉ（ＣＯ）膜を形成した。そして、Ｈ２キャリヤーガス、ＡｌＣｌ３ガス、ＣＯ２ガスを原料ガスに用いて厚さ４μｍのα型Ａｌ２Ｏ３膜を１０２０℃で形成し、更に、Ｈ２キヤリヤーガスとＴｉＣｌ４ガスとＮ２ガスとを原料ガスに用いて０．５μｍ厚さのＴｉＮ膜を１０１０℃で形成し、その後室温まで冷却することにより本発明例１〜３３、比較例３４、３５の被覆超硬合金工具を作製した。
【００１９】
本発明例１〜３３と比較例３４、３５の断面を研磨し、光学顕微鏡で硬質相の分布状況を観察し、ＳＥＭ（日立製作所製、Ｓ−４２００）−ＥＤＸ（堀場製作所製Ｓ−７９２Ｘ１）で分析した結果、本発明例１〜３３は部材の結合相がＣｏとＣｒとからなっており、硬質相はＺｒ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｗがともに検出された。更に硬質相の５０％以上がＺｒとともにＴｉを含有していること、また、部材表面は主にＷとＣｏ及びＣｒとからなり、硬質相が消失又は減少した硬質相貧化表面帯域が深さ方向に１〜１００μｍの領域に亘って存在し、これに隣接して、更に深さ方向に１〜２００μｍの領域に亘って、硬質相富化中間帯域が存在し、Ｉ／Ｊが、Ｉ／Ｊ≧１である硬質相富化中間帯域が存在していることが確認された。本発明例の超硬合金部材の研磨面をＳＥＭで観察したとき、ＷＣ粒子は灰色に、硬質相はＷＣ粒子よりも黒い粒子として観察され、結合相はこれらの粒子間を埋める形で観察された。図１、図２は本発明例５の超硬合金部材内部の研磨済み断面を１６μｍ幅に亘ってＣｏ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒの分布を分析したときのプロファイルを示したものである。分析は微小部Ｘ線分析装置（ＥＰＭＡ、島津製作所製ＥＰＭ−８１０）を用い、２０ｋＶ、２０ｎＡで直径１μｍの電子線により、１６μｍの距離を８００ポイントに分け、各ポイント当たり０．５秒間計測することにより測定したものである。図１はＣｏとＣｒを同時に走査し、図２はＺｒとＴｉとを同時に走査した。図１より、ＣｏとＣｒとが同一パターンで偏在しており、両者が結合相を形成していることがわかる。また、図２より、ＺｒとＴｉとが同一パターンで偏在しており、両者が同一硬質相内に含有されていることがわかる。これに対して、比較例３４、３５は硬質相貧化表面帯域と硬質相富化中間帯域とが存在しているものの、結合相がＣｏにより形成されておりＣｒが検出されないこと、また、硬質相はＴａからなる硬質相１とＺｒからなる硬質相２との２種類に分離されており、硬質相１にはＺｒが検出されず、硬質相２にはＴａが検出されなかった。ＷはＷＣ粒子からの信号と分離出来ず硬質相中に存在するかどうか明確には出来なかった。表１にこれら試料の分析結果をまとめて記す。
【００２０】
本発明例１〜３３と比較例３４、３５との差異を評価するため、連続切削寿命特性を以下の切削条件で評価した。各切削時間における摩耗量を倍率５０倍の工具顕微鏡で観察し、平均逃げ面摩耗量が０．４ｍｍ、クレーター摩耗が０．０５ｍｍのどちらかに達した時間を連続切削寿命時間と判断した。
（加工条件）
被削材：Ｓ５３Ｃ
切削速度：２８０ｍ／分
送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：２．０ｍｍ
切削油：使用せず（乾式切削）
また、同一ロットの切削工具各５個を以下の条件で断続切削し、欠損に至るまでの断続切削可能回数を評価した。刃先先端の欠け状況は倍率５０倍の実体顕微鏡で観察した。
（加工条件）
被削材：Ｓ５３Ｃ、４溝入材（ＨＳ３８）
切削条件：２２０ｍ／ｍｉｎ
送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：１．５ｍｍ
切削液：使用せず（乾式切削）
上記の条件で切削評価した結果を表１中に併記する。
【００２１】
表１において、略同じ組成を持つ本発明例５と比較例３４とを比較する。比較例３４は、結合相がＣｏのみから成りしかも硬質相がＴａからなる硬質相１とＺｒからなる硬質相２との２種類に分離していおり、連続切削寿命が１７分、断続切削寿命が２０００回であるのに対して、本発明例５は、結合相がＣｏとＣｒとから成りしかもＺｒとともにＴｉも含有している硬質相を有しており、連続切削寿命が３５分と２倍長く、しかも断続切削寿命も３２００回と１．６倍長いことがわかる。また、本発明例１０と比較例３５とを比較したとき、比較例３５は連続切削寿命が２０分、断続切削寿命が８００回であるのに対して、本発明例１０は連続切削寿命が４０分と２倍長く、断続切削寿命も１２００回と１．５倍長いことがわかる。これらの比較から、本発明例は結合相がＣｏとＣｒとから成り、しかもＺｒとともにＴｉも含有している硬質相を有しており、比較例に比べて連続切削寿命が２倍以上優れていると同時に断続切削寿命も１．５倍以上優れていることがわかる。本発明例１７〜２１を比較する。まず、本発明例１７と１８を比較すると、本発明例１８はＩ／Ｊが１．０５であるのに対し、本発明例１７はＩ／Ｊが１．０２であるので、両者共同じ断続切削寿命でありながら、本発明例１８の方は本発明例１７よりも連続切削寿命が１．３倍優れている。本発明例２０と２１を比較すると、本発明例２０はＩ／Ｊが１．３であるのに対し、本発明例２１はＩ／Ｊが１．４であるので、両者共同じ連続切削寿命でありながら、本発明例２０の方は本発明例２１よりも断続切削寿命が１．３倍優れている。即ち、本発明例はＩ／Ｊ≧１であり、更にＩ／Ｊは、１．０５≦Ｉ／Ｊ≦１．３であることが好ましい。
【００２２】
本発明例２８〜３３を比較する。本発明例２９は部材内部におけるＰ／Ｑが０．０１％であるのに対し、本発明例２８はＰ／Ｑが０．００５である。本発明例２９は本発明例２８に比べて断続切削寿命と連続切削寿命の両者が１．３倍優れている。また、本発明例３２はＰ／Ｑが０．１であるのに対し、本発明例３３は、Ｐ／Ｑ０．１２である。本発明例３２は、本発明例３３に比べて同じ連続切削寿命ありながら断続切削寿命が１．３倍優れている。即ち、本発明例の中でも０．０１≦Ｐ／Ｑ≦０．１であることが好ましい。本発明例１〜１０を比較する。本発明例３はＪが２質量％であるのに対し、本発明例２はＪが１．５質量％である。本発明例３は本発明例２に比べて同じ断続切削寿命でありながら連続切削寿命が１．３倍優れている。本発明例９はＪが１５質量％であるのに対し、本発明例１０はＪが１７質量％である。本発明例９は本発明例１０に比べてほぼ同じ連続切削寿命でありながら断続切削寿命が１．７倍優れていることがわかる。即ち、本発明例の中でも、２≦Ｊ≦１５％であることが好ましい。本発明例１１〜１６を比較する。まず、本発明例１１と１２を比較すると、本発明例１２はＫ／Ｊが０．１、Ｌ／Ｍが１．８であるのに対し、本発明例１１はＫ／Ｊが０、Ｌ／Ｍが１．９であるので、両者共同じ断続切削寿命でありながら、本発明例１２の方は本発明例１１よりも連続切削寿命が１．３倍優れている。
【００２３】
本発明例１５と１６を比較すると、本発明例１５はＫ／Ｊが０．７、Ｌ／Ｍが１．１であるのに対し、本発明例１６はＫ／Ｊが０．９、Ｌ／Ｍが１．０５であるので、両者共同じ連続切削寿命でありながら、本発明例１５の方は本発明例１６よりも断続切削寿命が１．３倍優れている。即ち、本発明例の中でも０．１≦Ｋ／Ｊ≦０．７、１．１≦Ｌ／Ｍ≦１．８であることが好ましい。本発明例２２〜２７を比較する。本発明例２３〜２６は、部材内部におけるＴｉの含有量が０．３〜５質量％である。一方、本発明例２２は、Ｔｉ含有量が０質量％である。本発明例２３〜２６は本発明例２２比べてほぼ同じ断続切削寿命でありながら連続切削寿命が１．３倍以上優れている。また、本発明例２７はＴｉ含有量が６質量％である。本発明例２３〜２６は本発明例２７と比べてほぼ同じ連続切削寿命でありながら、本発明例２３〜２６の方が断続切削寿命で１．３倍以上優れている。本発明例の中でも部材内部におけるＴｉの含有量は、０．３〜５質量％であることが好ましい。
【００２４】
【発明の効果】
本発明の被覆超硬合金部材を適用することによって、結合相と硬質相の耐熱・耐塑性変形性と耐摩耗性の両特性が格段に高まることにより、耐熱・耐塑性変形と耐摩耗性の両者が優れた被覆超硬合金部材が実現され、工具寿命の長い被覆超硬合金工具が実現できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は、本発明に係わる被覆超硬合金部材の組成分布状況を示す図である。
【図２】図２は、本発明に係わる被覆超硬合金部材の組成分布状況を示す図である。
【産業上の利用分野】
本発明は、切削工具などに使用される被覆超硬合金部材に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
超硬合金製部材の表面に炭窒化チタンや酸化アルミニウムなどの皮膜を被覆した被覆超硬合金工具は、部材の靭性と皮膜の耐摩耗性とが兼備されているため、鋼、鋳物などの切削加工用高能率切削工具として広く用いられている。近年、切削加工の高効率化が進み、切削速度の高速化が進んでいる。特に、切削液を用いることなく高硬度材を高速で切削する場合は、刃先温度は１０００℃近くにまで上昇することがある。このため、切削工具には耐熱性と高温での耐摩耗性が要求されている。一方、部品の軽量化に伴い、被削材の複雑形状化が進んでおり、切削工具には耐欠損性が要求されている。このように、耐摩耗性と耐欠損性という相反する特性を両立させるため、従来からいくつかの提案がなされている。その例として、超硬合金の最表面に鉄族金属の量が合金内部に比べて多い層（結合相富化層）を有するもの、超硬合金の最表面にＷＣと結合金属のみからなる層（脱β層）を有するもの、あるいは合金内部に比べて硬度が低下した領域（硬度低下層）を有するものを部材とすることにより、耐摩耗性と耐欠損性の向上を図ることが提案されている。これらの具体的な例として、以下の特許文献１、特許文献２が開示されている。
【特許文献１】特許第３２３５２５９号公報
【特許文献２】特許第３３３１９１６号公報
【０００３】
特許文献１は、被覆超硬合金部材の切刃稜線部を含めた部材最表面にＷＣ及び鉄族金属のみからなる表層領域を有し、これに隣接して５ａ族金属成分がそれよりも内側の領域に比べて多く含まれている被覆超硬合金部材が提案されている。特許文献２は、部材表面に軟質表面帯域が存在し、更にこれに隣接して硬質中間帯域が存在する被覆工具が提案されている。しかしながら、上記特許文献１、２に開示されている従来技術では、部材表面の高靭性層とその直下の高硬度層により、部材の靭性と耐摩耗性を確保しようとしているが、結合相の耐熱、耐塑性変形、耐摩耗性が考慮されておらず、また、硬質相の耐摩耗性が十分でなく、部材全体の耐塑性変形性と耐摩耗性が十分でないという欠点がある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明が解決しようとする課題は、結合相と硬質相の耐熱・耐塑性変形性と耐摩耗性の両特性を格段に高めることにより、耐熱・耐塑性変形と耐摩耗性の両者が優れた被覆超硬合金部材を実現し、工具寿命の長い被覆超硬合金工具を提供することである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明は、超硬合金部材内部が、鉄族金属の１種以上とＣｒとからなる結合相と、周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属から選択される少なくとも１種以上とＺｒとの炭化物固溶体、窒化物固溶体、炭窒化物固溶体の少なくとも１種以上を含有する硬質相、残ＷＣと不可避不純物とから成り、該超硬合金部材表面に硬質皮膜を単層又は多重層を被覆し、該被覆層直下の部材表面から深さ方向に１〜１００μｍの領域に亘って前記硬質相が消失又は減少している硬質相貧化表面帯域が存在し、該硬質相貧化表面帯域に隣接して更に深さ方向に１〜２００μｍの領域に亘って硬質相富化中間帯域が存在し、該硬質相富化中間帯域内の硬質相を構成する金属成分含有量をＩとし、該超硬合金部材内部の硬質相を構成する金属成分含有量をＪとした時、両者の比率Ｉ／Ｊが、Ｉ／Ｊ＞１である硬質相富化中間帯域が存在していることを特徴とする被覆超硬合金部材である。上記の構成を採用することによって、耐熱・耐塑性変形と耐摩耗性の両者が優れた被覆超硬合金部材を実現できることを見いだし、本発明に想到した。
【０００６】
本発明の被覆超硬合金部材は、質量％で該超硬合金部材内部における結合相のＣｒ含有量Ｐが、結合相を構成する鉄族金属含有量Ｑに対して、両者の比率Ｐ／Ｑが、０．０１≦Ｐ／Ｑ≦０．１であることにより、結合相の耐塑性変形と耐摩耗性が高まり好ましい。該超硬合金部材内部における硬質相を構成する金属成分含有量Ｊが、質量％で２≦Ｊ≦１５％であることが、部材全体に高い耐摩耗性と耐欠損性とが得られて好ましい。該硬質相貧化表面帯域内の硬質相を構成する金属成分含有量をＫとし、該Ｊとの両者の比率Ｋ／Ｊが、０．１≦Ｋ／Ｊ≦０．７であり、該硬質相貧化表面帯域内の結合相を構成する金属成分含有量をＬとし、該超硬合金部材内部の結合相を構成する金属成分含有量をＭとしとした時、両者の比率Ｌ／Ｍが、１．１≦Ｌ／Ｍ≦１．８であることにより、耐欠損性と耐摩耗性の両者がバランス良くなり、好ましい。部材内部におけるＴｉの含有量が０．３〜５質量％であり、硬質相に少なくともＴｉが含有されていることにより、硬質相自体の硬度と耐摩耗性が高まり、好ましい。
【０００７】
【発明の実施の形態】
本発明は、超硬合金部材内部が、鉄族金属の１種以上とＣｒとからなる結合相と、周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属から選択される少なくとも１種以上とＺｒとの炭化物固溶体、窒化物固溶体、炭窒化物固溶体の少なくとも１種以上を含有する硬質相、および残ＷＣと不可避不純物とから成る超硬合金部材である。結合相が鉄族金属の１種又はそれ以上とＣｒとにより形成されていることにより、結合相の耐熱・耐塑性変形が高まり、硬質相は周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属から選択される少なくとも１種以上とＺｒとの炭化物固溶体、窒化物固溶体、炭窒化物固溶体の少なくとも１種以上より形成されていることにより、硬質相の耐熱・耐塑性変形性と耐摩耗性の両特性が高まる。これにより、実質的に結合相を形成する鉄族金属とＣｒとにより構成されている硬質相貧化表面帯域に優れた耐熱・耐塑性変形が得られるとともに、硬質相富化中間帯域にも優れた耐摩耗性が実現でき、耐熱・耐塑性変形性と耐摩耗性の両者が優れる被覆超硬合金部材が実現できる。ここで、結合相形成金属が鉄族金属とＣｒとにより形成されていることは、例えば、超硬合金部材の断面を研磨した後、硬質相貧化表面帯域の断面を走査電子顕微鏡（以下、ＳＥＭと記す。）−エネルギー分散型Ｘ線分析装置（以下、ＥＤＸと記す。）により観察し、面分析した時、ＷＣ結晶粒の回りに鉄族金属とＣｒとがほぼ同じ分布状態で存在することからわかる。
【０００８】
また、本発明の被覆超硬合金部材は結合相形成金属中にＷが含有されていることが好ましい。こうすることにより、結合相の耐熱・耐塑性変形が更に高まり、更に優れた耐熱・耐塑性変形性と耐摩耗性を有する被覆超硬合金部材が実現できる。また、硬質相が周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属から選択される少なくとも１種以上とＺｒとの炭化物固溶体、窒化物固溶体、炭窒化物固溶体の少なくとも１種以上を含有していることは、部材断面を研磨した後、ＳＥＭ−ＥＤＸにより研磨面を分析したとき、当該金属がＺｒとほぼ同じ分布状態で存在していることからわかる。また、深さ方向の分解能を高め、研磨面の極表面のみの分析を行うために、オージェ電子分析装置を用いた時に、周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属から選択される少なくとも１種以上とＺｒとが同時に検出される硬質相が存在していることからわかる。ここで、全ての硬質相が周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属から選択される少なくとも１種以上とＺｒとからなる固溶体により形成されている必要はなく、面積比で５０％以上からなる主要な硬質相を形成していることが好ましい。他には、Ｚｒを含まない硬質相や金属成分がＺｒ単独からなる硬質相等が存在していても良い。
【０００９】
本発明は、超硬合金部材表面に硬質皮膜を単層又は多重層を被覆し、該被覆層直下の部材表面から深さ方向に１〜１００μｍの領域に亘って、前記硬質相が消失又は減少している硬質相貧化表面帯域が存在し、該硬質相貧化表面帯域に隣接して、更に深さ方向に１〜２００μｍの領域に亘って、硬質相富化中間帯域が存在し、該硬質相富化中間帯域内の硬質相を構成する金属成分含有量をＩとし、該超硬合金部材内部の硬質相を構成する金属成分含有量をＪとした時、両者の比率Ｉ／Ｊが、Ｉ／Ｊ≧１である硬質相富化中間帯域が存在している超硬合金部材である。より好ましくは、１．０５≦Ｉ／Ｊ≦１．３である。こうすることにより、硬質相富化中間帯域の耐摩耗性と耐熱・耐塑性変形性が高まり、更に優れた切削耐久特性を有する被覆超硬合金工具が得られる。Ｉ／Ｊが１以下では硬質相富化中間帯域の耐摩耗性と耐熱・耐塑性変形性が低下する。一方、Ｉ／Ｊが１．３を超えて大きくなると、硬質相富化中間帯域と硬質相貧化表面帯域との界面付近にクラックが出来やすくなり、超硬合金部材を用いた被覆超硬合金工具の切削耐久特性が低下する欠点が現れるため、好ましくない。
【００１０】
本発明の被覆超硬合金部材は、質量％で該超硬合金部材内部における結合相のＣｒ含有量Ｐが、結合相を構成する鉄族金属含有量Ｑに対して、両者の比率Ｐ／Ｑが、０．０１≦Ｐ／Ｑ≦０．１であることが好ましい。これにより、結合相の耐塑性変形と耐摩耗性が高まり、更に優れた切削耐久特性を有する被覆超硬合金工具が得られる。結合相のＰ／Ｑが、０．０１未満の時は結合相の耐塑性変形と耐摩耗性が低下し、０．１を超えて大きいと部材全体の抗折力が低下し、工具寿命が短くなる欠点が現れるため、好ましくない。
【００１１】
本発明の被覆超硬合金部材は、該超硬合金部材内部における硬質相を構成する金属成分含有量Ｊが、質量％で２≦Ｊ≦１５％であることが好ましい。これにより、部材全体に高い耐摩耗性と耐欠損性とが得られ、更に優れた切削耐久特性が得られる。２質量％未満では部材全体の耐摩耗性と耐塑性変形性が低下し、１５質量％を超えて大きいと耐欠損性が低下する欠点が現れる。ここにいう硬質相とは全ての硬質相をいい、周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属から選択される少なくとも１種以上とＺｒとの炭化物固溶体、窒化物固溶体、炭窒化物固溶体の少なくとも１種以上を含有している硬質相以外も含めた硬質相の全てを言う。以下、単に硬質相という場合は周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属から選択される少なくとも１種以上とＺｒとの炭化物固溶体、窒化物固溶体、炭窒化物固溶体の少なくとも１種以上を含有している硬質相以外も含めた全ての硬質相を言う。
【００１２】
本発明の被覆超硬合金部材は、Ｋ／Ｊが、０．１≦Ｋ／Ｊ≦０．７であり、Ｌ／Ｍが、１．１≦Ｌ／Ｍ≦１．８であることが好ましい。これらにより、部材表面の耐欠損性が更に高まり、耐欠損性と耐摩耗性の両者がバランス良く優れた、更に切削耐久特性の優れた被覆超硬合金部材が得られる。Ｋ／Ｊの値が、０．１未満では部材表面の耐摩耗性が低下し、０．７を超えて大きいと部材表面の靭性が低下し、被覆超硬合金部材を用いた被覆超硬合金工具の切削耐久特性が低下する欠点が現れる。Ｌ／Ｍの値が、１．１未満であると部材表面の靭性が低下し、１．８を超えて大きいと部材表面の耐摩耗性が低下し、被覆超硬合金部材を用いた被覆超硬合金工具の切削耐久特性が低下する欠点が現れる。
【００１３】
本発明の被覆超硬合金部材は、部材内部におけるＴｉの含有量が０．３〜５質量％であり、硬質相に少なくともＴｉが含有されていることが好ましい。これにより、硬質相自体の硬度と耐摩耗性が高まり、更に優れた切削耐久特性を有する被覆超硬合金工具が得られる。０．３質量％未満である場合は硬質相自体の硬度と耐摩耗性が低くなり、工具寿命が短くなる欠点が現れ、５質量％を超えて大きいとＴｉＮの未反応粒子が残り、耐欠損性が低下し工具寿命が短くなる欠点が現れる。
【００１４】
本発明の被覆超硬合金部材の表面に被覆する皮膜としては周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭素、窒素、酸素、硼素との化合物からなる皮膜や酸化アルミニウム膜等の単層や多層膜を用いることができる。これらの皮膜を本発明の被覆超硬合金部材に被覆することにより、表面の耐摩耗性や耐酸化性、摺動性等を高めることが出来る。次に、本発明の被覆工具を実施例により具体的に説明するが、それら実施例により本発明が限定されるものではない。
【００１５】
【実施例】
原料粉末として以下のものを用いた。平均粒径が３．４μｍの中粒ＷＣ粉末、同６．３μｍの粗粒ＷＣ粉末、同１．５μｍの（ＴｉＷ）（ＣＮ）粉末。質量比は、ＴｉＣ／ＴｉＮ／ＷＣが３０／２５／４５である。平均粒径が２．５μｍのＺｒ（ＣＮ）粉末。質量比は、ＺｒＣ／ＺｒＮが５０／５０。（ＷＴｉＺｒ）Ｃ粉末。質量比は、ＷＣ／ＴｉＣ／ＺｒＣが４０／４０／２０。平均粒径が１．５μｍの（ＴａＮｂ）Ｃ粉末。質量比は、ＴａＣ／ＮｂＣが９０／１０。平均粒径が２．０μｍのＣｒ３Ｃ２粉末、及び平均粒径が１．２μｍのＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末を所定量に配合し、ボールミルで７２時間湿式混合して乾燥し、所定形状の圧粉体にプレス成形し、１４５０℃で１時間保持することにより焼結した。このようにして作製した焼結体に仕上げ、加工及びホーニング加工を施すことにより、いずれもＩＳＯ規格ＣＮＭＧ１２０４０８のスローアウエイインサート形状をもった超硬合金部材を製造し、表１にまとめて記した。
【００１６】
【表１】
本発明例５の配合組成は、Ｃｏ：６質量％、Ｃｒ３Ｃ２：０．３質量％、（ＷＴｉＺｒ）Ｃ：４質量％、Ｚｒ（ＣＮ）：１．５質量％、（ＴａＮｂ）Ｃ：１．０質量％、（ＴｉＷ）（ＣＮ）：２．０質量％、残ＷＣ及び不可避不純物である。焼結は、５００〜１４００℃まで真空とし、１４００〜１４５０℃までは１．３ｋＰａの窒素雰囲気に保った後、１４５０℃の最後の３０分間を再び真空に保った。また、これを基準にして、本発明例１〜１０は（ＷＴｉＺｒ）Ｃ、Ｚｒ（ＣＮ）、（ＴａＮｂ）Ｃ、（ＴｉＷ）（ＣＮ）間の比率を変えることなく、これらの全配合量を増減する事により作製した。本発明例１１〜１６はＺｒ／（Ｔａ＋Ｎｂ＋Ｔｉ）の比率を変化させるとともに、真空雰囲気での保持時間を変化させることにより作製した。本発明例１７〜２１は窒素雰囲気の圧力を変化させることにより作製した。本発明例２２〜２７はＴｉ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｎｂの全配合量を変えることなくＴｉ量のみを増減する事により作製した。本発明例２８〜３３はＣｏ量を固定して、Ｃｒ３Ｃ２量のみを変化させることにより作製した。また、比較の目的で、原料粉末として、平均粒径が３．４μｍの中粒ＷＣ粉末、同６．３μｍの粗粒ＷＣ粉末、同２μｍのＺｒＣＮ粉末、同１．５μｍの（ＴａＮｂ）Ｃ粉末、及び同１．２μｍのＣｏ粉末を用意し、上記発明例と同じ製造工程でプレス成形体を形成し、１４５０℃で１時間保持し焼結することにより、上記と同一形状のスローアウエイインサート形状をもち、本発明例５或いは本発明例１０とほぼ同じ組成でＣｒを含有していない比較例３４、３５を作製した。このときの焼成条件は、昇温パターンは上記と同じで、焼結炉内雰囲気を５００〜１４００℃までは２．６６ｋＰａの窒素雰囲気にし、１４００℃以降は真空雰囲気に保つようにした。
【００１８】
本発明例１〜３３、比較例３４、３５をＪＩＳ規格ＣＮＭＧ１２０４０８形状に加工した後、化学蒸着装置内にセットし、Ｈ２キヤリヤーガスとＴｉＣｌ４ガスとＮ２ガスとを原料ガスに用いて０．５μｍ厚さのＴｉＮ膜を９００℃で形成し、Ｈ２キャリヤーガスとＴｉＣｌ４ガス、Ｎ２ガス、ＣＨ３ＣＮガスを原料ガスに用いて厚さ６μｍのＴｉ（ＣＮ）膜を８９０℃で形成した。そして、１０００℃でＨ２キヤリヤーガスとＴｉＣｌ４ガス、ＣＨ４ガスとを原料ガスに用いてＴｉＣ膜を１５分間成膜し、そのまま連続して本構成ガスにＣＯ２ガスとＣＯガスとを追加し１５分間成膜することのよりＴｉ（ＣＯ）膜を形成した。そして、Ｈ２キャリヤーガス、ＡｌＣｌ３ガス、ＣＯ２ガスを原料ガスに用いて厚さ４μｍのα型Ａｌ２Ｏ３膜を１０２０℃で形成し、更に、Ｈ２キヤリヤーガスとＴｉＣｌ４ガスとＮ２ガスとを原料ガスに用いて０．５μｍ厚さのＴｉＮ膜を１０１０℃で形成し、その後室温まで冷却することにより本発明例１〜３３、比較例３４、３５の被覆超硬合金工具を作製した。
【００１９】
本発明例１〜３３と比較例３４、３５の断面を研磨し、光学顕微鏡で硬質相の分布状況を観察し、ＳＥＭ（日立製作所製、Ｓ−４２００）−ＥＤＸ（堀場製作所製Ｓ−７９２Ｘ１）で分析した結果、本発明例１〜３３は部材の結合相がＣｏとＣｒとからなっており、硬質相はＺｒ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｗがともに検出された。更に硬質相の５０％以上がＺｒとともにＴｉを含有していること、また、部材表面は主にＷとＣｏ及びＣｒとからなり、硬質相が消失又は減少した硬質相貧化表面帯域が深さ方向に１〜１００μｍの領域に亘って存在し、これに隣接して、更に深さ方向に１〜２００μｍの領域に亘って、硬質相富化中間帯域が存在し、Ｉ／Ｊが、Ｉ／Ｊ≧１である硬質相富化中間帯域が存在していることが確認された。本発明例の超硬合金部材の研磨面をＳＥＭで観察したとき、ＷＣ粒子は灰色に、硬質相はＷＣ粒子よりも黒い粒子として観察され、結合相はこれらの粒子間を埋める形で観察された。図１、図２は本発明例５の超硬合金部材内部の研磨済み断面を１６μｍ幅に亘ってＣｏ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒの分布を分析したときのプロファイルを示したものである。分析は微小部Ｘ線分析装置（ＥＰＭＡ、島津製作所製ＥＰＭ−８１０）を用い、２０ｋＶ、２０ｎＡで直径１μｍの電子線により、１６μｍの距離を８００ポイントに分け、各ポイント当たり０．５秒間計測することにより測定したものである。図１はＣｏとＣｒを同時に走査し、図２はＺｒとＴｉとを同時に走査した。図１より、ＣｏとＣｒとが同一パターンで偏在しており、両者が結合相を形成していることがわかる。また、図２より、ＺｒとＴｉとが同一パターンで偏在しており、両者が同一硬質相内に含有されていることがわかる。これに対して、比較例３４、３５は硬質相貧化表面帯域と硬質相富化中間帯域とが存在しているものの、結合相がＣｏにより形成されておりＣｒが検出されないこと、また、硬質相はＴａからなる硬質相１とＺｒからなる硬質相２との２種類に分離されており、硬質相１にはＺｒが検出されず、硬質相２にはＴａが検出されなかった。ＷはＷＣ粒子からの信号と分離出来ず硬質相中に存在するかどうか明確には出来なかった。表１にこれら試料の分析結果をまとめて記す。
【００２０】
本発明例１〜３３と比較例３４、３５との差異を評価するため、連続切削寿命特性を以下の切削条件で評価した。各切削時間における摩耗量を倍率５０倍の工具顕微鏡で観察し、平均逃げ面摩耗量が０．４ｍｍ、クレーター摩耗が０．０５ｍｍのどちらかに達した時間を連続切削寿命時間と判断した。
（加工条件）
被削材：Ｓ５３Ｃ
切削速度：２８０ｍ／分
送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：２．０ｍｍ
切削油：使用せず（乾式切削）
また、同一ロットの切削工具各５個を以下の条件で断続切削し、欠損に至るまでの断続切削可能回数を評価した。刃先先端の欠け状況は倍率５０倍の実体顕微鏡で観察した。
（加工条件）
被削材：Ｓ５３Ｃ、４溝入材（ＨＳ３８）
切削条件：２２０ｍ／ｍｉｎ
送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：１．５ｍｍ
切削液：使用せず（乾式切削）
上記の条件で切削評価した結果を表１中に併記する。
【００２１】
表１において、略同じ組成を持つ本発明例５と比較例３４とを比較する。比較例３４は、結合相がＣｏのみから成りしかも硬質相がＴａからなる硬質相１とＺｒからなる硬質相２との２種類に分離していおり、連続切削寿命が１７分、断続切削寿命が２０００回であるのに対して、本発明例５は、結合相がＣｏとＣｒとから成りしかもＺｒとともにＴｉも含有している硬質相を有しており、連続切削寿命が３５分と２倍長く、しかも断続切削寿命も３２００回と１．６倍長いことがわかる。また、本発明例１０と比較例３５とを比較したとき、比較例３５は連続切削寿命が２０分、断続切削寿命が８００回であるのに対して、本発明例１０は連続切削寿命が４０分と２倍長く、断続切削寿命も１２００回と１．５倍長いことがわかる。これらの比較から、本発明例は結合相がＣｏとＣｒとから成り、しかもＺｒとともにＴｉも含有している硬質相を有しており、比較例に比べて連続切削寿命が２倍以上優れていると同時に断続切削寿命も１．５倍以上優れていることがわかる。本発明例１７〜２１を比較する。まず、本発明例１７と１８を比較すると、本発明例１８はＩ／Ｊが１．０５であるのに対し、本発明例１７はＩ／Ｊが１．０２であるので、両者共同じ断続切削寿命でありながら、本発明例１８の方は本発明例１７よりも連続切削寿命が１．３倍優れている。本発明例２０と２１を比較すると、本発明例２０はＩ／Ｊが１．３であるのに対し、本発明例２１はＩ／Ｊが１．４であるので、両者共同じ連続切削寿命でありながら、本発明例２０の方は本発明例２１よりも断続切削寿命が１．３倍優れている。即ち、本発明例はＩ／Ｊ≧１であり、更にＩ／Ｊは、１．０５≦Ｉ／Ｊ≦１．３であることが好ましい。
【００２２】
本発明例２８〜３３を比較する。本発明例２９は部材内部におけるＰ／Ｑが０．０１％であるのに対し、本発明例２８はＰ／Ｑが０．００５である。本発明例２９は本発明例２８に比べて断続切削寿命と連続切削寿命の両者が１．３倍優れている。また、本発明例３２はＰ／Ｑが０．１であるのに対し、本発明例３３は、Ｐ／Ｑ０．１２である。本発明例３２は、本発明例３３に比べて同じ連続切削寿命ありながら断続切削寿命が１．３倍優れている。即ち、本発明例の中でも０．０１≦Ｐ／Ｑ≦０．１であることが好ましい。本発明例１〜１０を比較する。本発明例３はＪが２質量％であるのに対し、本発明例２はＪが１．５質量％である。本発明例３は本発明例２に比べて同じ断続切削寿命でありながら連続切削寿命が１．３倍優れている。本発明例９はＪが１５質量％であるのに対し、本発明例１０はＪが１７質量％である。本発明例９は本発明例１０に比べてほぼ同じ連続切削寿命でありながら断続切削寿命が１．７倍優れていることがわかる。即ち、本発明例の中でも、２≦Ｊ≦１５％であることが好ましい。本発明例１１〜１６を比較する。まず、本発明例１１と１２を比較すると、本発明例１２はＫ／Ｊが０．１、Ｌ／Ｍが１．８であるのに対し、本発明例１１はＫ／Ｊが０、Ｌ／Ｍが１．９であるので、両者共同じ断続切削寿命でありながら、本発明例１２の方は本発明例１１よりも連続切削寿命が１．３倍優れている。
【００２３】
本発明例１５と１６を比較すると、本発明例１５はＫ／Ｊが０．７、Ｌ／Ｍが１．１であるのに対し、本発明例１６はＫ／Ｊが０．９、Ｌ／Ｍが１．０５であるので、両者共同じ連続切削寿命でありながら、本発明例１５の方は本発明例１６よりも断続切削寿命が１．３倍優れている。即ち、本発明例の中でも０．１≦Ｋ／Ｊ≦０．７、１．１≦Ｌ／Ｍ≦１．８であることが好ましい。本発明例２２〜２７を比較する。本発明例２３〜２６は、部材内部におけるＴｉの含有量が０．３〜５質量％である。一方、本発明例２２は、Ｔｉ含有量が０質量％である。本発明例２３〜２６は本発明例２２比べてほぼ同じ断続切削寿命でありながら連続切削寿命が１．３倍以上優れている。また、本発明例２７はＴｉ含有量が６質量％である。本発明例２３〜２６は本発明例２７と比べてほぼ同じ連続切削寿命でありながら、本発明例２３〜２６の方が断続切削寿命で１．３倍以上優れている。本発明例の中でも部材内部におけるＴｉの含有量は、０．３〜５質量％であることが好ましい。
【００２４】
【発明の効果】
本発明の被覆超硬合金部材を適用することによって、結合相と硬質相の耐熱・耐塑性変形性と耐摩耗性の両特性が格段に高まることにより、耐熱・耐塑性変形と耐摩耗性の両者が優れた被覆超硬合金部材が実現され、工具寿命の長い被覆超硬合金工具が実現できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は、本発明に係わる被覆超硬合金部材の組成分布状況を示す図である。
【図２】図２は、本発明に係わる被覆超硬合金部材の組成分布状況を示す図である。
Claims (5)
- 超硬合金部材内部が、鉄族金属の１種以上とＣｒとからなる結合相と、周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属から選択される少なくとも１種以上とＺｒとの炭化物固溶体、窒化物固溶体、炭窒化物固溶体の少なくとも１種以上を含有する硬質相、残ＷＣと不可避不純物とから成り、該超硬合金部材表面に硬質皮膜を単層又は多重層を被覆し、該被覆層直下の部材表面から深さ方向に１〜１００μｍの領域に亘って前記硬質相が消失又は減少している硬質相貧化表面帯域が存在し、該硬質相貧化表面帯域に隣接して更に深さ方向に１〜２００μｍの領域に亘って硬質相富化中間帯域が存在し、該硬質相富化中間帯域内の硬質相を構成する金属成分含有量をＩとし、該超硬合金部材内部の硬質相を構成する金属成分含有量をＪとした時、両者の比率Ｉ／Ｊが、Ｉ／Ｊ＞１である硬質相富化中間帯域が存在していることを特徴とする被覆超硬合金部材。
- 請求項１記載の被覆超硬合金部材において、質量％で該超硬合金部材内部における結合相のＣｒ含有量Ｐが、結合相を構成する鉄族金属含有量Ｑに対して、両者の比率Ｐ／Ｑが、０．０１≦Ｐ／Ｑ≦０．１であることを特徴とする被覆超硬合金部材。
- 請求項１又は２記載の被覆超硬合金部材において、該Ｊが、質量％で２≦Ｊ≦１５％であることを特徴とする被覆超硬合金部材。
- 請求項１から３いずれかに記載の被覆超硬合金部材において、該硬質相貧化表面帯域内の硬質相を構成する金属成分含有量をＫとし、該Ｊとの両者の比率Ｋ／Ｊが、０．１≦Ｋ／Ｊ≦０．７であり、該硬質相貧化表面帯域内の結合相を構成する金属成分含有量をＬとし、該超硬合金部材内部の結合相を構成する金属成分含有量をＭとしとした時、両者の比率Ｌ／Ｍが、１．１≦Ｌ／Ｍ≦１．８であることを特徴とする被覆超硬合金部材。
- 請求項１から４いずれかに記載の被覆超硬合金部材において、部材内部におけるＴｉの含有量が０．３〜５質量％であり、硬質相に少なくともＴｉが含有されていることを特徴とする被覆超硬合金部材。
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| JP2003114776A JP2004315943A (ja) | 2003-04-18 | 2003-04-18 | 被覆超硬合金部材 |
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Family Applications (1)
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|---|---|---|---|
| JP2003114776A Pending JP2004315943A (ja) | 2003-04-18 | 2003-04-18 | 被覆超硬合金部材 |
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-
2003
- 2003-04-18 JP JP2003114776A patent/JP2004315943A/ja active Pending
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