JP2005177981A - 超硬合金工具及びその製造方法 - Google Patents

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Abstract

【課題】 本発明は、焼結技術によって製造された金属切削または金属成形用の超硬合金工具に関する。
【解決手段】 本発明は、Ｃｏ及びＮｉの少なくとも１種のバインダ相、少なくとも一つの表面区域及び内位表面中に硬質成分を含み、表面区域において粒子径が内部区域より小さい金属切削または金属成形用の超硬合金工具である。超硬合金工具は微細な粒子径を有する前記表面区域が、前記内部区域より少ないバインダ相含有量である。
【選択図】 図５

Description

本発明は、焼結技術によって製造される金属切削用または金属成形用の超硬合金工具に関する。さらに具体的には、本発明は、補足的性質を有する二つの異なる微細構造を存在させる焼結技術によって製造される超硬合金工具に関係する。
超硬合金においては、粒子径並びにバインダ相（例えばコバルト）含有量のそれぞれが複合材料の性能に影響をもたらす。例えば、より小さな或いは微細なタングステン炭化物がさらに耐磨耗性を与える材料となる。コバルト含有量の増加が、典型的な靭性の増加をもたらす。
微細な粒子径を有する超硬合金は、初期の粉末混合物中に粒子精製剤を混合することによって製造される。このような超硬合金は、微細組織中の全体に渡って微細な粒子径を有する。粗い粒子径を有する超硬合金は、粒子精製剤を混合しない焼結方法により製造されので、ＷＣ−Ｃｏ複合材料のような超硬合金は、ＷＣ粒子によって焼結する際に粗くなる傾向がある。このような超硬合金は、その微細組織のいたるところで粗い粒子径を有する。評価しうるように、これらの硬質ボディはいたるところで均一な微細組織を有する。
超硬合金製品は、金属切削加工並びに鋼、銅合金、複合材料などのような材料の種々の冷間成形加工作業に多く使用される。後者の工具の例としては、線を引き抜くダイスであり、このダイスは鋼または金属のホルダに通常はめ込まれる超硬合金の先端(nib)である。このような工具は硬質で耐磨耗性の表面領域を備える必要がある、また次に示す付加的な性質、すなわち、良好な熱伝導性と、低摩擦係数すなわち自己潤滑性であって、冷却剤と共に潤滑性を補助し、良好な耐食性、微細割れに対する抵抗力、及び高い靭性を備える必要がある。
少なくとも二つの異なった微細組織を有する超硬合金のボディが既知である。例えば、靭性のある超硬合金等級のコアーとさらに耐摩耗性等級のカバー部分とを有するドリルが欧州特許第９５１５７６Ａに開示される。
欧州特許第１９４０１８Ａは、粗い粒子のタングステン炭化物粒子の中心部層と、微細な粒子のタングステン炭化物粒子の周辺層と、から形成された線を引き抜くダイスに関する。初めはこれらの相は、同じ含有量のコバルトを有する。その後焼結することによって、中心部の粗い粒子の層がコバルト含有量を減少する。
欧州特許第２５７８６９Ａは、耐磨耗性のチップ部分と靭性のあるコアーとを有するロックビットのボタンを開示する。このチップ部分は、低Ｃｏ含有量であり微細なＷＣ粒子径の粉末から作られ、且つこのコアー部分は、高Ｃｏ含有量であり粗いＷＣ粒子の粉末から作られる。焼結した後の二つの部分のＣｏ含有量については開示していない。しかしながら、この場合も、粗い粒子部分のＣｏ含有量は、微細な粒子層のＣｏ含有量のために減少する。同様な開示が米国特許第４，３５９，３３５号開示される。
代わりのアプローチが米国特許第４，８４３，０３９号開示され、それは好ましくは金属切削加工のための切削工具インサート用の超硬合金インサートを開示する。このボディは、エータ相のない超硬合金の表面領域で囲まれたエータ相を含む超硬合金コアーを含み、且つ表面に低含有量のコバルトと、エータ相領域のとなりに高含有量のコバルトと、を有する。米国特許第４，７４３，５１５号は類似するが、岩石の穿孔加工及び鉱物の切削加工に関する。
米国特許第５，６２３，７２３号は、耐摩耗性の表面領域を有する超硬合金のボディの製造方法を開示する。この工程は次の工程、すなわち、超硬合金を準備する工程；粒子精製剤の粉末を加圧成形品の露出された表面の少なくとも一部分に配置する工程；且つ粒子精製剤をグリーン加圧成形品の中心部分に拡散するように、それによって粒子精製剤が配置された露出表面から内部に向かって表面領域を形成し且つ内位領域を形成するために、加圧成形品を熱処理する工程;を含む。結果として、超硬合金のボディは同じ粒子径を有する表面領域を達成できるが、ボディの内部区域より高いＣｏ含有量を有する超硬合金のボディが得られる。これは、より小さなＷＣ粒子がＣｏ含有量の増加によって所定の広がりを失う結果として、耐摩耗性が増加することを意味する。
したがって、本発明は、低バインダ相含有量と微細ＷＣ粒子径すなわち高い耐磨耗性とを有する表面領域を有する超硬合金、及びその製造方法を提供することを目的とする。
タングステン炭化物とバインダ相の単一混合物から、内部区域より小さな粒子径と低コバルト含有量の表面区域を備えた超硬合金ボディを達成できることが驚くべきことが判明した。
金属切削または金属成形用の超硬合金工具は、Ｃｏ及びＮｉの少なくとも１種のバインダ相中に硬質成分を含み、少なくとも一つの表面区域及び内部区域を含み、表面区域において粒子径が内部区域より小さい金属切削または金属成形用の超硬合金工具であって、
超硬合金工具は微細な粒子径を有する前記表面区域が、前記内部区域より少ないバインダ相含有量であるであることを特徴とする。
超硬合金工具は前記表面区域のバインダ含有量が、前記内部区域の含有量を１としてそれ以下、好ましくは０．９２以下、さらに好ましくは０．８５以下であることを特徴とする。
超硬合金工具は前記表面区域のＷＣ粒子径が、前記内部区域のＷＣ粒子径を１としてそれ以下、好ましくは０．９以下、さらに好ましくは０．８以下であることを特徴とする。
表面区域の因子Ａ＝（ｗｔ％Ｃｒ／ｗｔ％バインダ相）＋０．０１と、最も低いＣｒ含有量により特徴付けられるボディの部分における内部区域の因子Ｂ＝（ｗｔ％Ｃｒ／ｗｔ％バインダ相）＋０．０１と、の比Ａ／Ｂが、１．５以上、好ましくは３．０以上であることを特徴とする。
超硬合金工具は表面区域が、０〜２０００μｍの厚み、好ましくは５〜１２００μｍの厚み、さらに好ましくは１０〜８００μｍの厚み、最も好ましくは１０〜３００μｍの厚みであることを特徴とする。
超硬合金工具は超硬合金の組成が、１．５ｗｔ％以上であるが〜２５ｗｔ％以下、好ましくは１５ｗｔ％以下のバインダ含有量を有するＷＣ＋Ｃｏであることを特徴とする。
超硬合金工具は超硬合金の組成が、１．５ｗｔ％以上、好ましくは５ｗｔ％以上であるが、２５ｗｔ％ｗｔ％以下、好ましくは１５ｗｔ％以下のバインダ含有量であり、且つ０〜３０ｖｏｌ％、好ましくは０．２〜１６ｖｏｌ％のγ相含有量を有するＷＣ＋Ｃｏであることを特徴とする。
前記超硬合金工具が、切削工具インサートであることを特徴とする。または、前記超硬合金工具が、冷間成形をする工具であることを特徴とする。さらに、前記超硬合金が、従来既知の耐摩耗性の被膜を含むことを特徴とする。
耐摩耗性被膜を有する超硬合金のボディを製造する方法は、
単一粉末の超硬合金の成形体を準備する工程、
必要なら、前記成形体を予備焼結して、且つ所望の形状と大きさに研磨加工する工程、
Ｃｒを含む成形−予備焼結した半加工品の露出面の少なくとも一部分に、炭素及び窒素の少なくとも１種を含有する粒子精製剤の粉末を配置する工程、
前記ボディ中心に向かって前記粒子精製剤を拡散するように、前記成形−予備焼結した半加工品及び前記粒子精製剤を焼結することによって、前記粒子精製剤が配置された前記露出面から内側に向かって表面領域を形成する工程、且つ内位領域を形成する工程、
必要なら、焼結工程の最終段階に、緻密な前記ボディを得るために、等圧ガス圧力を付加する工程、
必要なら、焼結温度より低い温度であって、且つ１〜１００Ｍｐａの圧力で、熱間等圧圧縮成形を付加する工程、
必要なら、最終の形状に研削加工する工程、及び
必要なら、耐磨耗性被膜を堆積する工程、
を含む耐摩耗性被膜を有する超硬合金のボディを製造する方法であって、
前記焼結工程が、内部区域より小さな粒子径であり、且つ低いコバルト含有量である表面区域を有する緻密なボディを得られるような時間実施することを特徴とする。
本発明にしたがう金属切削または金属成形用の超硬合金工具は、Ｃｏ及びＮｉの少なくとも１種のバインダ相中に硬質成分を含み、０〜２０００μｍの厚み好ましくは５〜１２００μｍの厚みさらに好ましくは１０〜８００μｍの厚み最も好ましくは１０〜３００μｍの厚みの少なくとも一つの表面区域及び表面区域内に内部区域を含み、且つ表面区域は、粒子径が内部区域より小さくて、バインダ相の含有量が内部区域より少なくて、Ｃｒ含有量が内部区域より大きい。さらに具体的には、表面区域のバインダ相の含有量は、内部区域におけるバインダ相含有量を１としてそれ以下、好ましくは０．９２以下、さらに好ましくは０．８５以下であり、且つ表面区域のＷＣの粒子径は、内部区域におけるＷＣ粒子径の１としてそれ以下、このましくは０．９さらに好ましくは０．８以下である。好ましくは表面区域が、表面区域の因子Ａ＝（ｗｔ％Ｃｒ／ｗｔ％。バインダ相）＋０．０１と、内部区域の因子Ｂ＝（ｗｔ％Ｃｒ／ｗｔ％。バインダ相）＋０．０１と、の比Ａ／Ｂが、１．５以上、好ましくは３．０以上であるようなＣｒを含む。
第１の実施態様において、表面区域のＷＣ粒子径はサブμｍである。
第２の実施例において、内部区域のＷＣ粒子径は１〜３μｍである。
第３の実施例において、超硬合金の組成が、１．５ｗｔ％以上好ましくは５ｗｔ％以上であるが、２５ｗｔ％以下、好ましくは１５ｗｔ％以下のバインダ含有量を有するＷＣ＋Ｃｏである。
第４の実施例において、超硬合金は、付加的に０〜３０ｖｏｌ％好ましくは０．２〜１６ｖｏｌ％最も好ましくは０．４〜９Ｖｏｌ％のγ相を含有する。
第５の実施態様において、超硬合金工具は、金属切削加工用の切削インサート工具である。本発明はエンドミル及びドリルのような他の超硬合金切削工具に適用できることは、当業者には明らかである。
第６の実施態様において、超硬合金工具は冷間加工用の工具である。成形加工適用への超硬合金の使用例は、当業者に既知である飲料用の缶、ボトル、釘及びその他の適用例を成形加工するような種々の分野である。
これらの実施態様の全てはＶＣ及びＣｒ3Ｃ2のような粒子精製剤を有することができる。
さらに、超硬合金工具は、当業者に既知である好ましくは１〜４０μｍの厚みさらに好ましくは１〜１５μｍの厚みを有する耐摩耗性の被膜を備える。
本発明は、チップ成形加工用の切削工具インサートまたは冷間加工工具のような、金属切削加工または金属成形加工用の耐摩耗性を有する超硬合金のボディを製造する方法に関し、次の工程
硬質構成剤と、必要ならＶＣ及びＣｒ3Ｃ2のような粒子精製剤と、Ｃｏ及び／またはＮｉのバインダ相を含んでなる単一粉末から作られる超硬合金の成形体を準備する工程、
浸漬法、吹き付け法、塗付法、薄いテープを被覆するほうまたは他のいずれの方法によって、成形体の露出面の少なくとも一部分粒子精製剤の粉末を配置する工程、この粒子精製剤は、好ましくはいずれかのクロム炭化物（Ｃｒ3Ｃ2、Ｃｒ23Ｃ6およびＣｒ7Ｃ3、またはこれらの混合物）或いはクロムと炭素、またはクロムと炭素及び／または窒素を含むその他の組成の混合物であり、
粒子精製剤を粒子適用表面から拡散させることにより、内部区域と比較して低コバルト含有量と、高クロム含有量と、低ＷＣ粒子径を特徴とする勾配領域を形成するように、成形体と粒子精製剤粉末を焼結する工程、
必要なら、緻密ボディを得るために焼結の最終段階の際に、等圧ガス圧力を付加する工程、
必要なら、研削加工または他の機械加工法を用いて表面区域の厚みを減少させる工程、
必要なら、望ましくない炭化物及びグラファイトを研削加工または他の機械加工法を用いて表面区域から削除する工程、
必要なら、既知の技術で耐摩耗性被膜を堆積する工程、及び
工具を切削インサートとして使用するときは、必要なら、既知の技術で切刃処理を実施する工程、
を含む。
超硬合金成形体の炭素含有量は、適用したクロム炭化物からの炭素の分布を考慮しないで決定する必要がある。γ相を含む超硬合金の場合、このγ相中へのクロム溶解度は、補償する必要がある。また、エータ相を含む微細組織が生じる成形体を使用することができる。この焼結方法は最適な時間実施して、所望の組織及び閉鎖されたと硬質のボディ好ましくは緻密なボディを達成する。この時間は、ＷＣの粒子径と超硬合金の組成に依存するので、さらに綿密に決定することができない。要求する組織が得られるかどうかを決定すること及び本明細書に従って焼結条件を改良することは当業者の範囲内である。必要であるならば、このボディは、１〜１００ＭＰａでの焼結温度と比較して低い温度での後工程−ＨＩＰ処理をすることができる。
代わりに、粒子精製剤粉末が焼結されるボディの上に配置され、このボディは前工程−焼結の温度より高い温度で所望の組織を得るために、その後熱処理される。
実施例１
形式Ｂ−ＳＮＧＮ１２０４０８の超硬合金の加圧成形体が、次にしたがって作られた。グリーン成形体は、９０ｗｔ％ＷＣと１０ｗｔ％Ｃｏとの組成粉末を加圧成形した。このＷＣ原材料は、０．２５μｍの平均結晶粒径を有する微細粒子であった（ＦＳＳＳ）。すくい面はＣｒ3Ｃ2を含む薄い層（０．０２ｇＣｒ3Ｃ2／ｃｍ2）で覆われた。その後成形体は１３７０℃で３０分間焼結され、さらにその後外側１ｍｍ深さの部分が研削加工によって除去された。焼結され且つ研削された半加工品の横断面を検査した。図１は、硬さとコバルト含有量に対する切刃からの距離の図を示す。コバルト含有量は切刃近くで最も低くて、距離の増加と共に増加する。一方硬さは、切刃の近くで最も高くて距離と共に減少する。図２は、クロム含有量に対する切刃からの距離の図を示す。クロムの含有量は切刃の近くで最も高くて、距離と共に減少する。コバルトとクロムの含有量は、電子プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて測定した。図３は、切刃から１００μｍの距離での微細組織を示す図である（ＦＥＧ−ＳＥＭ、２００００倍、ＢＳＥモード）。図４は、切刃からの３ｍｍの距離の微細組織を示す図である（ＦＥＧ−ＳＥＭ、２００００倍、ＢＳＥモード）。切刃から１００μｍと切刃から３ｍｍのＷＣ粒子径は、それぞれ０．２８μｍ及び０．３６μｍと測定された（線形切片値の計算）。
実施例２
形式Ｂ−ＳＮＧＮ１２０４０８の超硬合金の加圧成形体が、次にしたがって作られた。グリーン成形体は、９４ｗｔ％ＷＣと６ｗｔ％Ｃｏとの組成粉末を加圧成形した。このＷＣ原材料は、０．２５μｍの平均結晶粒径を有する比較的微細な粒子であった（ＦＳＳＳ）。すくい面は０．００７ｇ／ｃｍ2のＣｒ3Ｃ2で覆われた。
Ｃｒ3Ｃ2の層を備える加圧成形体は、１３５０℃で３０分間焼結され、且つ１３５０℃及び６Ｍｐａで３０分間の後工程−ＨＩＰ処理を行った。焼結した半加工品の横断面を検査した。表面にＣｒ3Ｃ2が観察されなかった。次の表はこの実施例のＨＶ３、コバルト含有量、クロム含有量及びＷＣ粒子径を示す。
切刃から１００μｍのＨＶ３ １２７０
切刃から３ｍｍのＨＶ３ １５２０
切刃から１００μｍのＣｏ含有量、ｗｔ％ ４．０
切刃から３ｍｍのＣｏ含有量、ｗｔ％ ６．５
切刃から１００μｍのＣｒ含有量、ｗｔ％ ０．７
切刃から３ｍｍのＣｒ含有量、ｗｔ％ ０．０５以下
切刃から１００μｍのＷＣ粒子径、μｍ ０．７
切刃から３ｍｍのＷＣ粒子径、μｍ ０．９
実施例３
形式Ｂ−ＳＮＧＮ１２０４０８の超硬合金の加圧成形体が、次にしたがって作られた。グリーン成形体は、９０ｗｔ％ＷＣと１０ｗｔ％Ｃｏとの組成粉末を加圧成形した。すくい面はＣｒ3Ｃ2を含む薄い層（０．０１ｇＣｒ3Ｃ2／ｃｍ2）で覆われた。その後成形体は１３７０℃で３０分間焼結された。焼結された半加工品の横断面を検査した。表面にＣｒ3Ｃ2が観察されなかった。次の表はこの実施例のＨＶ３、コバルト含有量、クロム含有量及びＷＣ粒子径を示す。
切刃から１００μｍのＨＶ３ １４５０
切刃から３ｍｍのＨＶ３ １２８０
切刃から１００μｍのＣｏ含有量、ｗｔ％ ７．５
切刃から３ｍｍのＣｏ含有量、ｗｔ％ １１
切刃から１００μｍのＣｒ含有量、ｗｔ％ ０．４
切刃から３ｍｍのＣｒ含有量、ｗｔ％ ０．０５以下
切刃から１００μｍのＷＣ粒子径、μｍ １．１
切刃から３ｍｍのＷＣ粒子径、μｍ １．４
実施例４
形式Ｂ−ＳＮＧＮ１２０４０８の超硬合金の加圧成形体が、次にしたがって作られた。グリーン成形体は、９０ｗｔ％ＷＣと１０ｗｔ％Ｃｏとの組成粉末を加圧成形した。このＷＣ原材料は、０．２５μｍの平均結晶粒径を有する微細粒子であった（ＦＳＳＳ）。すくい面はＣｒ3Ｃ2を含む薄い層（０．０１８ｇＣｒ3Ｃ2／ｃｍ2）で覆われた。その後成形体は１４１０℃で６０分間焼結された。焼結された半加工品の横断面を検査した。表面にＣｒ3Ｃ2が観察されなかった。次の表はこの実施例のＨＶ３、コバルト含有量、クロム含有量及びＷＣ粒子径を示す。
切刃から１００μｍのＨＶ３ １７５０
切刃から４ｍｍのＨＶ３ １４８０
切刃から１００μｍのＣｏ含有量、ｗｔ％ ９．０
切刃から４ｍｍのＣｏ含有量、ｗｔ％ １０．５
切刃から１００μｍのＣｒ含有量、ｗｔ％ ０．５
切刃から４ｍｍのＣｒ含有量、ｗｔ％ ０．１
切刃から１００μｍのＷＣ粒子径、μｍ ０．３２
切刃から４ｍｍのＷＣ粒子径、μｍ ０．５８
実施例５
形式Ｂ−ＳＮＧＮ１２０４０８の超硬合金の加圧成形体が、次にしたがって作られた。グリーン成形体は、９４ｗｔ％ＷＣと６ｗｔ％Ｃｏとの組成粉末を加圧成形した。このＷＣ原材料は、サブミクロンであった。加圧成形した成形体は１３７０℃で焼結された。焼結された半加工品は、形式ＳＮＫＮ１２０４ＥＮに研削され、且つ逃げ面をＣｒ3Ｃ2を含有する薄いテープ（０．０１ｇ／ｃｍ2）で覆い、焼結温度１３９０℃で１５分間の再焼結を行った。焼結された半加工品の横断面を検査した。表面にＣｒ3Ｃ2が観察されなかった。次の表はこの実施例のＨＶ３、コバルト含有量、クロム含有量及びＷＣ粒子径を示す。
切刃から１００μｍのＨＶ３ １８２０
切刃から３ｍｍのＨＶ３ １７００
切刃から１００μｍのＣｏ含有量、ｗｔ％ ５．０
切刃から３ｍｍのＣｏ含有量、ｗｔ％ ６．５
切刃から１００μｍのＣｒ含有量、ｗｔ％ ０．２２
切刃から３ｍｍのＣｒ含有量、ｗｔ％ ０．０５以下
切刃から１００μｍのＷＣ粒子径、μｍ ０．４
切刃から３ｍｍのＷＣ粒子径、μｍ ０．６
実施例６
形式Ｂ−ＳＮＧＮ１２０４０８の超硬合金の加圧成形体が、次にしたがって作られた。グリーン成形体は、７７ｗｔ％ＷＣと、６ｗｔ％ＴａＣと、２ｗｔ％ＮｂＣと、４ｗｔ％Ｔｉｃと、１１ｗｔ％Ｃｏとの組成粉末を加圧成形した。この成形体はＣｒ3Ｃ2を含む薄いテープ（０．０２ｇ／ｃｍ2）で覆って、１３７０℃の焼結温度で３０分間焼結して、その後１２００℃と１００Ｍｐａで６０分間のＨＩＰ処理を行った。焼結した半加工品の横断面を検査した。Ｃｏ含有量とＷＣ粒子径は、次のＨＶ３値のように変化するように、内位と比較して切刃近くで著しく低くい。
切刃から１００μｍのＨＶ３ １４７０
切刃から３ｍｍのＨＶ３ １３００
実施例７
インサートは次にしたがって作られた。
組成：９１．６ｗｔ％ＷＣ＋０．２３ｗｔ％ＴａＣ＋０．１６ｗｔ％ＮｂＣ
＋８．０ｗｔ％Ｃｏ
形式：ＣＮＭＧ１２０４０８−ＱＭ
焼結温度:１３７０℃
インサートは、丸み付けした切刃が付けられて、２種に分けられた。変種Ａは、塗布技術を用いる本発明にしたがってすくい面上をＣｒ3Ｃ2（０．０１ｇ／ｃｍ2）で覆われた。変種Ｂは、Ｃｒ3Ｃ2で覆わなかった。
製造工程のその他の点に関しては、二つの変種は、１３９０℃で１５分の再焼結工程、ブラスト工程、洗浄工程、及び４μｍ厚みのＴｉＡｌＮ−ＰＶＤ層を備える被覆工程を含む互いに同じ方法で処理された。各変種の断面を検査した。Ｃｒ3Ｃ2が、変種ＡのＴｉＡｌＮ層と超硬合金材料との間に観察されなかった。次の表はこの実施例のＨＶ３、コバルト含有量、クロム含有量及びＷＣ粒子径を示す。
変種Ａ 変種Ｂ
切刃から１００μｍのＣｏ含有量、ｗｔ％ ７．０ ８．０
切刃から３ｍｍのＣｏ含有量、ｗｔ％ ８．５ ８．０
切刃から１００μｍのＣｒ含有量、ｗｔ％ ０．２ ０．０５以下
切刃から３ｍｍのＣｒ含有量、ｗｔ％ ０．０５以下 ０．０５以下
切刃から１００μｍのＷＣ粒子径、μｍ ０．５５ ０．７
切刃から３ｍｍのＷＣ粒子径、μｍ ０．７ ０．７
インサートは、次の記載にしたがう塑性変形の抵抗を比較するために、特別に設計した面切削作業において試験された。
工作物：インコネル７１８
切り込み深さ：１ｍｍ
送り：０．２５ｍｍ／回転
切削速度:８０〜１４０ｍ／分
結果（０．２５ｍｍ以下の塑性変形を維持するための最大切削速度）
変種Ａ：１２０ｍ／分
変種Ｂ：１００ｍ／分
これらの結果は、本発明にしたがう変種Ａの処理方法が塑性変形に対して最良の抵抗を有することを示す。
実施例８
超硬合金を加圧成形した成形体は、次にしたがって作られた。環状のグリーン成形体は、９６．７ｗｔ％ＷＣと、３．３ｗｔ％Ｃｏと、０．２ｗｔ％ＶＣとの組成粉末を加圧成形した。このＷＣ原材料は、０．８μｍの平均結晶粒径を有する比較的微細な粒子であった（ＦＳＳＳ）。一方の面がＣｒ3Ｃ2を含有する薄い層（０．０２ｇＣｒ3Ｃ2／ｃｍ2）で覆われた。その後成形体は１３７０℃で３０分間焼結された。焼結された半加工品の横断面を検査した。ＣｏとＣｒとの含有量は、電子プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて測定した。図５は、クロム含有量に対するＣｒ3Ｃ2で予め覆った表面からの距離を示す図である。クロム含有量は表面近傍で最も高くて、距離と共に減少する。図６は、Ｃｒ3Ｃ2粉末が配置されている表面から１００μｍの距離での微細組織（ＦＥＧ−ＳＥＭ、１５０００倍、ＢＳＥモード）を示す図である。図７は、Ｃｒ3Ｃ2粉末が配置されている表面から３ｍｍの距離での微細組織（ＦＥＧ−ＳＥＭ、１５０００倍、ＢＳＥモード）を示す図である。コバルト含有量、クロム含有量及びＷＣ粒子径は次の値を示す。ＷＣ粒子径は、線形切片値の計算として測定された。
表面から１００μｍのＣｏ含有量、ｗｔ％ ２．６
表面から３ｍｍのＣｏ含有量、ｗｔ％ ３．３
表面から１００μｍのＣｒ含有量、ｗｔ％ ０．６
表面から３ｍｍのＣｒ含有量、ｗｔ％ ０．０５以下
表面から１００μｍのＷＣ粒子径、μｍ ０．３５
表面から３ｍｍのＷＣ粒子径、μｍ ０．４４
図１は、本発明にしたがうインサートの硬さとコバルト含有量に対する切刃からの距離とを示す図である。 図２は、本発明にしたがうインサートのクロム含有量に対する切刃からの距離を示す図である。 図３は、本発明にしたがうインサートの切刃からの１００μｍの距離の微細組織（ＦＥＧ−ＳＥＭ、２００００倍、ＢＳＥモード）を示す図である。 図４は、本発明にしたがうインサートの切刃からの３ｍｍの距離の微細組織（ＦＥＧ−ＳＥＭ、２００００倍、ＢＳＥモード）を示す図である。 図５は、本発明の他の実施例における、前もってＣｒ3Ｃ2で覆った表面に対するコバルト含有量に対する距離、及びＣｒ3Ｃ2で覆われた表面に対するクロム含有量に対する距離を示す図である。 図６は、Ｃｒ3Ｃ2粉末が配置された表面から１００μｍの距離の微細組織（ＦＥＧ−ＳＥＭ、１５０００倍、ＢＳＥモード）を示す図である。 図７は、Ｃｒ3Ｃ2粉末が配置された表面から３ｍｍの距離の微細組織（ＦＥＧ−ＳＥＭ、１５０００倍、ＢＳＥモード）を示す図である。

Claims (11)

  1. Ｃｏ及びＮｉの少なくとも１種のバインダ相中に硬質成分を含み、少なくとも一つの表面区域及び内部区域を含み、表面区域において粒子径が内部区域より小さい金属切削用または金属成形用の超硬合金工具であって、
    微細な粒子径を有する前記表面区域が、前記内部区域より少ないバインダ相含有量であるである、
    ことを特徴とする金属切削または金属成形用の超硬合金工具。
  2. 前記表面区域のバインダ含有量が、前記内部区域の含有量を１としてそれ以下であることを特徴とする請求項１記載の超硬合金工具。
  3. 前記表面区域のＷＣ粒子径が、前記内部区域のＷＣ粒子径を１としてそれ以下であることを特徴とする請求項１または２記載の超硬合金工具。
  4. 表面区域の因子Ａ＝（ｗｔ％Ｃｒ／ｗｔ％バインダ相）＋０．０１と、最も低いＣｒ含有量により特徴付けられるボディの部分における内部区域の因子Ｂ＝（ｗｔ％Ｃｒ／ｗｔ％バインダ相）＋０．０１と、の比Ａ／Ｂが、１．５以上であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の超硬合金工具。
  5. 表面区域が５〜２０００μｍの厚みであることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の超硬合金工具。
  6. 超硬合金の組成が、１．５ｗｔ％〜２５ｗｔ％のバインダ含有量を有するＷＣ＋Ｃｏであることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の超硬合金工具。
  7. 超硬合金の組成が、１．５ｗｔ％〜２５ｗｔ％のバインダ含有量を有し、且つ０．２〜３０ｖｏｌ％γ相含有量を有するＷＣ＋Ｃｏであることを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の超硬合金工具。
  8. 前記超硬合金工具が、切削工具インサートであることを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の超硬合金工具。
  9. 前記超硬合金工具が、冷間成形をする工具であることを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の超硬合金工具。
  10. 従来既知の耐摩耗性の被膜を含むことを特徴とする請求項１〜９のいずれか１項に記載の超硬合金工具。
  11. 単一粉末の超硬合金の成形体を準備する工程、
    前記成形体を予備焼結して、且つ所望の形状と大きさに研磨加工する工程、
    Ｃｒを含む成形−予備焼結した半加工品の露出面の少なくとも一部分に、炭素及び窒素の少なくとも１種を含有する粒子精製剤の粉末を配置する工程、
    前記ボディ中心に向かって前記粒子精製剤を拡散するように、前記成形−予備焼結した半加工品及び前記粒子精製剤を焼結することによって、前記粒子精製剤が配置された前記露出面から内側に向かって表面領域を形成する工程、且つ内位領域を形成する工程、
    焼結工程の最終段階に、緻密な前記ボディを得るために、等圧ガス圧力を付加する工程、
    焼結温度より低い温度であって、且つ１〜１００Ｍｐａの圧力で、熱間等圧圧縮成形を付加する工程、
    最終の形状に研削加工する工程、及び
    耐磨耗性被膜を堆積する工程、
    を含む耐摩耗性被膜を有する超硬合金のボディを製造する方法であって、
    前記焼結工程が、内部区域より小さな粒子径であり、且つ低いコバルト含有量である表面区域を有する緻密なボディを得られるような時間実施することを特徴とする耐摩耗性被膜を有する超硬合金のボディを製造する方法。
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