JP2005248265A - 被覆超硬合金部材 - Google Patents

Abstract

【課題】超硬合金基体の結合相と硬質相両者の耐熱・耐塑性変形性と耐摩耗性の両特性を高めることにより、優れた耐熱・耐塑性変形と耐摩耗性を有する被覆超硬合金部材を実現し、格段に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。
【解決手段】超硬合金部材内部が、鉄族金属の１種以上とＭｏとからなる結合相と、ＺｒとＴａ及び／又はＮｂの炭化物等を含有する硬質相、残ＷＣと不可避不純物から成り、被覆層直下の部材表面に該硬質相が消失又は減少している硬質相貧化表面帯域が１〜１００μｍの深さ方向の厚さで形成され、隣接して深さ方向に１〜２００μｍ厚さの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Ｗ以外の金属成分含有量を質量％でＩ、該超硬合金部材内部の硬質相を構成するＷ以外の金属成分含有量を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

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。

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おり、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、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）を有する超硬合金材や、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、或いは合金内部に比べて硬度が低下した領域（硬度低下層）を有するものを超硬合金材に用い、これに前記皮膜を形成することにより、耐摩耗性と耐欠損性の両者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、２が開示されている。
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とを確保しようとしているが、結合相の耐熱性や耐塑性変形性、耐摩耗性が考慮されておらず、また、硬質相の耐熱性も十分でなく、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。

特許第３２３５２５９号公報 特許第３３３１９１６号公報

本発明が解決しようとする課題は、結合相と硬質相両者の耐熱・耐塑性変形性と耐摩耗性の両特性を高めることにより、優れた耐熱・耐塑性変形と耐摩耗性を有する被覆超硬合金部材を実現し、格段に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。

本発明は、超硬合金部材内部が、少なくとも鉄族金属の１種以上とＭｏとからなる結合相と、少なくともＺｒを含みこれとＴａ及び／又はＮｂの炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物、炭酸化物、窒酸化物、炭窒酸化物の１種以上もしくはそれらの固溶体を含有する硬質相、残ＷＣと不可避不純物とから成り、該超硬合金部材の表面に単層又は多重層の硬質皮膜が被覆されており、該被覆層直下の部材表面に硬質相が消失又は減少している硬質相貧化表面帯域が１〜１００μｍの深さ方向の厚さで形成され、該硬質相貧化表面帯域に隣接して深さ方向に１〜２００μｍ厚さの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Ｗ以外の金属成分含有量を質量％でＩ、該超硬合金部材内部の硬質相を構成するＷ以外の金属成分含有量を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、結合相と硬質相両者の耐熱・耐塑性変形性と耐摩耗性の両特性が高まり、格段に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。
本発明の被覆超硬合金部材は、１．０５≦Ｉ／Ｊ≦１．３であることにより、耐摩耗性と耐欠損性のバランスが優れ、優れた工具耐久特性が得られる。該超硬合金部材内部における結合相のＭｏ含有量Ｐと、結合相を構成する鉄族金属含有量Ｑの比率Ｐ／Ｑが、０．００１≦Ｐ／Ｑ≦０．０１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る。該超硬合金部材内部における硬質相を構成するＷ以外の金属成分含有量Ｊが、２≦Ｊ≦１２であることにより、部材全体に高い耐摩耗性と耐欠損性が得られる。部材内部における（Ｔａ＋Ｎｂ）／Ｚｒの原子比率が、０．２≦（Ｔａ＋Ｎｂ）／Ｚｒ≦２であることにより、部材全体に高い耐熱特性と耐欠損性とが得られる。該硬質相貧化表面帯域内の硬質相を構成するＷ以外の金属成分含有量Ｋと、該Ｊとの比率Ｋ／Ｊが０．１≦Ｋ／Ｊ≦０．３であり、かつ、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Ｌと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Ｍとの比率Ｌ／Ｍが１．１≦Ｌ／Ｍ≦１．４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。

本発明の被覆超硬合金部材を適用することによって、結合相と硬質相両者の耐熱・耐塑性変形性と耐摩耗性の両特性が格段に高まり、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、工具寿命が格段に長い被覆超硬合金工具が実現できる。

本発明は、超硬合金部材の内部が、少なくとも鉄族金属の１種以上とＭｏとからなる結合相と、少なくともＺｒを含みこれとＴａ及び／又はＮｂを含む炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物、炭酸化物、窒酸化物、炭窒酸化物の少なくとも１種以上もしくはそれらの固溶体を含有する硬質相、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Ｍｏとにより形成されていることにより、結合相の耐熱・耐塑性変形が高まる。また、硬質相が少なくともＺｒを含みこれと少なくともＴａ及び／又はＮｂのいずれかを含む炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物、炭酸化物、窒酸化物、炭窒酸化物の１種以上もしくはそれらの固溶体を含有することにより、超硬合金部材全体の耐熱・耐塑性変形性と耐摩耗性の両特性が高まる。これと同時に、ＷＣ及び結合相を形成する鉄族金属とＭｏとにより実質的に構成されている硬質相貧化表面帯域にも優れた耐熱・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熱性が実現でき、超硬合金部材全体として耐熱・耐塑性変形性の優れる被覆超硬合金部材が実現できる。

ここで、結合相形成金属が少なくとも鉄族金属とＭｏ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型電子顕微鏡（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結晶粒等の回りに鉄族金属とＭｏとがほぼ同じ分布状態で存在することからわかる。また、該超硬合金部材を微細に粉砕した粉をクエン酸アンモニウム５０ｇ／Ｌと塩化ナトリウム５ｇ／Ｌの混合液を用いて電気分解することにより結合相成分を溶解させ、誘導結合高周波プラズマ分光分析（以下、ＩＣＰ分析と記す。）した時、鉄族金属ととともにＭｏが検出されることからもわかる。硬質相が少なくともＺｒを含みこれとＴａ及び／又はＮｂを含む炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物、炭酸化物、窒酸化物、炭窒酸化物の少なくとも１種以上もしくはそれらの固溶体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、Ｔａ及び／又はＮｂ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を分析するためにオージェ電子分析装置を用いた時に、Ｔａ及び／又はＮｂ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も判別できる。

本発明は、超硬合金部材の表面に単層又は多重層の硬質皮膜を被覆し、該被覆層直下の部材表面から深さ方向に厚さ１〜１００μｍの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厚さ１〜２００μｍの硬質相富化中間帯域が存在するとともに、該硬質相富化中間帯域内の硬質相を構成するＷ以外の金属成分含有量Ｉと、該超硬合金部材内部の硬質相を構成するＷ以外の金属成分含有量Ｊの、両者の比率Ｉ／ＪがＩ／Ｊ＞１であることを特徴とする被覆超硬合金部材である。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、更に優れた工具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以下になると硬質相富化中間帯域の耐摩耗性と耐熱・耐塑性変形性が著しく低下する。また、本発明の被覆超硬合金部材は１．０５≦Ｉ／Ｊ≦１．３であることが好ましい。こうすることにより、更に優れた耐摩耗性と耐熱・耐塑性変形性が得られる。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若干クラック出来やすくなり、工具耐久特性が低下する欠点が現れるようになる。

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結合相のＭｏ含有量Ｐと、結合相を構成する鉄族金属含有量Ｑの、両者の比率Ｐ／Ｑが、０．００１≦Ｐ／Ｑ≦０．０１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更に高まり、更に優れた工具耐久特性を有する被覆超硬合金工具が得られる。Ｐ／Ｑが、０．００１未満の時は結合相の耐塑性変形と耐摩耗性が低下し、０．０１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。
本発明の被覆超硬合金部材は、超硬合金部材内部における硬質相を構成するＷ以外の金属成分含有量Ｊが２≦Ｊ≦１２であることが好ましい。これにより、部材全体に高い耐塑性変形・耐摩耗性とともに高い耐欠損性も得られ、更に優れた工具耐久特性が得られる。Ｊが２未満では部材全体の耐摩耗性と耐塑性変形性が低下し、１２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、少なくともＺｒを含みこれとＴａ及び／又はＮｂを含む炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物、炭酸化物、窒酸化物、炭窒酸化物の少なくとも１種以上もしくはそれらの固溶体を含有する硬質相以外も含めた硬質相全てを言う。

本発明の被覆超硬合金部材は、部材内部における（Ｔａ＋Ｎｂ）／Ｚｒの原子比率が、０．２≦（Ｔａ＋Ｎｂ）／Ｚｒ≦２であることが好ましい。こうすることにより、部材全体の耐熱特性と靭性とがバランス良くなることにより両特性が高まり、工具耐久特性のれた被覆超硬合金部材が得られる。（Ｔａ＋Ｎｂ）／Ｚｒの原子比率が２を超えて大きくなると部材全体の耐塑性変形性が低下する欠点が現れ、０．２未満では耐欠損性が低下する欠点が現れる。
本発明の被覆超硬合金部材は、また、硬質相貧化表面帯域内と超硬合金部材内部の各硬質相を構成するＷ以外の金属成分含有量ＫとＪの比Ｋ／Ｊが、０．１≦Ｋ／Ｊ≦０．３であり、かつ、硬質相貧化表面帯域内と超硬合金部材内部の各結合相を構成する金属成分含有量ＬとＭとの比Ｌ／Ｍが、１．１≦Ｌ／Ｍ≦１．４であることが好ましい。こうすることにより、部材表面の耐欠損性と耐摩耗性の両者がバランス良くなることにより両特性が高まり、工具耐久特性の優れた被覆超硬合金部材が得られる。Ｋ／Ｊ値が、０．１未満では部材表面の耐摩耗性が低下し、０．３を超えて大きいと部材表面の靭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、１．４を超えて大きいと部材表面の耐摩耗性が低下し、工具耐久特性が低下する欠点が現れる。
本発明の被覆超硬合金部材は、硬質相中にＺｒ、Ｔａ、Ｎｂの他に周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属から選択される成分や希土類成分が含有されていても良い。Ｔｉを含有させることにより耐摩耗性が更に高まり、Ｍｏを含有させることにより強度が更に高まる。また、Ｙや希土類元素を含有させることにより耐熱性が更に高まり、Ｍｏを含有させることにより強度が更に高まる。また、Ｙや希土類元素を含有させることにより耐熱性が更に高まり、Ｃｒを含有させることにより化学安定性が更に高まる。本発明は、面積比で５０％以上の硬質相がＴａ及び／又はＮｂとＺｒの炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物、炭酸化物、窒酸化物、炭窒酸化物の少なくとも１種以上もしくはそれらの固溶体により形成されていることが好ましい。他の硬質相として、Ｚｒ或いはＴａとＮｂの両者を含まない硬質相や、金属成分がＺｒやＴａ、Ｎｂ単独からなる硬質相等が存在していても良い。
本発明の被覆超硬合金部材は、結合相形成金属中にＷやＣｒ、希土類元素が含有されていることが好ましい。Ｗが含有されていると耐塑性変形性が高まり、Ｃｒや希土類元素が含有されていると硬度や耐熱性が高まり、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。
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。本発明の被覆超硬合金部材の適用分野は切削工具に限らず、部材全体に耐塑性変形と耐熱特性を必要とし、かつ、その表面に耐摩耗性と靭性を必要とする部材全般に適用することができる。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。

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２．５μｍのＴａＣ粉末、同２μｍのＮｂＣ粉末。同２．５μｍのＺｒ（Ｃ、Ｎ）粉末（ＺｒＣ／ＺｒＮの質量％比は５０／５０）。同２．５μｍのＺｒＣ粉末、同１．５μｍのＭｏ_２Ｃ粉末及び平均粒径が１．２μｍのＣｏ粉末を用意し、これらの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、下記の諸条件下で焼結した。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のインサート形状をもった超硬合金部材を製造した。作製した焼結体の分析結果を表１にまとめて記した。

表１において、本発明例６の配合組成は、Ｃｏ：７質量％、Ｍｏ_２Ｃ：０．０５質量％、Ｚｒ（ＣＮ）：２．８質量％、ＴａＣ：３．５質量％、ＮｂＣ：０．２質量％、残ＷＣ及び不可避不純物である。焼結は、５００〜１４２５℃までを真空雰囲気にし、１４２５℃における保持時間の最初の３０分間を０．１５ｋＰａの窒素雰囲気に保ち、１４２５℃における保持時間の最後の３０分間を再び真空に保った。これを基準にして、本発明例１〜１０はＺｒ、Ｔａ、Ｎｂ間の比率を変えることなく、これらの全配合量とＷＣとの比を増減させる事によりＪ値の異なる試料を作製した。本発明例１１〜１６は、配合粉のＪ値とＴａ／Ｎｂ比を変えることなく、（Ｔａ＋Ｎｂ）／Ｚｒの比率を変化させることにより作製した。本発明例１７〜２２は、本発明例６と同じ組成を用いるもののＺｒ（ＣＮ）粉とＺｒＣ粉の配合比を変化させるとともに、１４２５℃での焼結時に最初の３０分間の窒素雰囲気圧を０．０５〜０．３ｋＰａに調整することによりＫ／ＪとＬ／Ｍ値の異なる試料を作製した。本発明例２３〜２７は、窒素雰囲気の圧力と真空雰囲気での保持時間とを変化させることによりＩ／Ｊ値の異なる試料を作製した。本発明例２８〜３３は、Ｃｏ量を固定して、Ｍｏ_２Ｃ量のみを変化させることによりＰ／Ｑ値の異なる試料を作製した。本発明例３４と３５とはそれぞれＮｂＣ又はＴａＣ原料を添加することなく作製した。
また、比較の目的で、本発明例と同じ原料粉末を用い、本発明例と同じ製造工程でプレス成形体を形成し、同じ焼成条件で焼結することにより、上記と同一形状のインサート形状を持つ比較例３６〜３９を作製した。比較例３６はＺｒを用いる効果を比較する目的で作製したものでありＺｒが含有されていない。比較例３７はＴａ或いはＮｂを用いる効果を比較する目的で作製したものであり、硬質相成分としてＴａとＮｂのいずれもが含有されていない。比較例３８は、結合相成分としてＭｏが含有されている効果を比較する目的で、結合相成分としてＭｏを含有していない。硬質相貧化表面帯域と硬質相富化中間帯域の効果を比較する目的で、本発明例６と同じ組成に配合し、同じ製造工程でプレスした成形体を作製し、焼結条件を、５００〜１１５０℃までは真空とし、１１５０〜１４２５℃に到達して１４２５℃に保持している間は、１．３ｋＰａの窒素雰囲気に保って焼結した比較例３９を作製した。

上記のようにして作製した本発明例１〜３５、比較例３６〜３９の超硬合金部材をＩＳＯ規格ＣＮＭＧ１２０４０８形状に加工した後、化学蒸着装置内にセットし、Ｈ_２キヤリヤーガスとＴｉＣｌ_４ガスとＮ_２ガスとを原料ガスに用いて０．５μｍ厚さのＴｉＮ膜を９００℃で形成した後、その表面にＨ_２キャリヤーガスとＴｉＣｌ_４ガス、Ｎ_２ガス、ＣＨ_３ＣＮ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Ｈ_２キヤリヤーガスとＴｉＣｌ_４ガス、ＣＨ_４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ＣＯ_２ガスとＣＯガスとを追加し１５分間成膜することによりＴｉ（ＣＯ）膜を形成した。更に、連続してＨ_２キャリヤーガス、ＡｌＣｌ_３ガス、ＣＯ_２ガスを原料ガスに用いて厚さ４μｍのα型Ａｌ_２Ｏ_３膜を１０２０℃で形成し、Ｈ_２キヤリヤーガスとＴｉＣｌ_４ガスとＮ_２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１〜３５と比較例３６〜３９の被覆超硬合金工具を作製した。

本発明例１〜３５、比較例３６〜３９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１〜３５は部材の結合相がＣｏとＭｏとからなっており、硬質相はＺｒ、Ｔａ及び／又はＮｂ、Ｗが検出された。更に硬質相の５０％以上がＺｒとともにＴａ及び／又はＮｂを含有していること、また、部材表面は主にＷとＣｏ及びＭｏとからなっており、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の厚さ存在し、これに更に深さ方向に隣接して、Ｉ／Ｊ＞１である硬質相富化中間帯域が１〜２００μｍの厚さ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。また、微小部Ｘ線分析装置（島津製作所製ＥＰＭ−８１０。以下、ＥＰＭＡと記す。）で２０ｋＶ、２０ｎＡ、直径１μｍの電子線を用いて、本発明例６の超硬合金部材内部の研磨面を測定した。測定方法は、研磨面上の任意の領域において１６μｍの距離を８００ポイントに分け、各ポイント当たり０．５秒間計測してＣｏ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔａの分布状況を測定した。その結果、ＣｏとＭｏとが同一パターンで偏在しており、両者が共存して結合相を形成していること、ＺｒとＴａとがともに同じパターンで偏在しており、両者が硬質相内に共存していることがわかった。これに対して、比較例３６〜３８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、比較例３６は部材中にＺｒが検出されず、比較例３７はＴａとＮｂ両者のいずれもが検出されず、比較例３８は結合相中にＭｏが検出されなかった。また、比較例３９は硬質相貧化表面帯域と硬質相富化中間帯域とが形成されていなかった。

本発明例１〜３５、比較例３６〜３９との差異を評価するため、連続切削時の寿命を以下の切削条件１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。
（切削条件１）
被削材：Ｓ５３Ｃ
切削速度：３２０ｍ／分
送り：０．２０ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：２．０ｍｍ
切削油：使用せず（乾式切削）
また、本発明例１〜３５、比較例３６〜３９各５個を以下の切削条件２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。
（切削条件２）
被削材：Ｓ５３Ｃ、４溝入材（ＨＳ３８）
切削条件：２８０ｍ／ｍｉｎ
送り：０．２０ｍｍ／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に併記する。

表１より、Ｊ値が同じ５．７質量％である本発明例６、３４、３５と比較例３６、３７とを比較する。硬質相にＺｒが含有されていない比較例３６と硬質相にＴａとＮｂのいずれもが含有されていない比較例３７とは、それぞれの連続切削寿命が１５、１９分であり、断続切削寿命が３１３０、１９００回であるのに対して、硬質相がＺｒと、Ｔａ及び／又はＮｂとからなっている本発明例６、３４、３５の連続切削寿命は４２、４４、４１分であり、断続切削寿命は３１３０、３１４０、３０４０回である。この結果、本発明例は比較例３６に比べて断続切削寿命が同等であり連続切削寿命が２．６倍以上長く、比較例３７に対しては連続切削寿命と断続切削寿命もとそれぞれ２．１倍以上と１．６倍長く、本発明例の工具寿命が格段に優れている。
Ｊ値が同じ１２．６質量％である本発明例１０と比較例３８とを比較すると、比較例３８は、硬質相中にＺｒ及びＴａとＮｂが含有されているものの、結合相中にＭｏが含有されておらず、連続切削寿命が２３分、断続切削寿命が１０４０回と短いのに対して、本発明例１０は連続切削寿命が４６分と２倍長く、断続切削寿命も１５７０回と１．５倍長く格段に優れている。Ｊ値が同じ６．５質量％である本発明例６及び２３〜２７と、比較例３９とを比較する。これらは、組成及び部材内部の硬質相の構成が同じであるにも拘わらず、比較例３９は硬質相貧化表面帯域と硬質相富化中間帯域の両者が形成されておらず、Ｉ／Ｊ値が１であるのに対して、本発明例６及び２３〜２７は硬質相貧化表面帯域と硬質相富化中間帯域の両者が形成されており、Ｉ／Ｊ値が１を超えて大きい。そして、比較例３９の工具寿命は、連続切削寿命が２６分、断続切削寿命が９０回であるのに対して、Ｉ／Ｊ＞１である本発明例６及び２３〜２７は、連続切削寿命が３１分以上、断続切削寿命が２１９０回以上と格段に優れていることがわかる。以上の結果から、結合相が鉄族金属とＭｏとから成り、Ｚｒとともに少なくともＴａとＮｂのいずれかが含有されている硬質相を有し、しかも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の厚さで存在し、これに隣接して、深さ方向に１〜２００μｍの厚さの硬質相富化中間帯域とが形成されており、かつ、Ｉ／Ｊ＞１である本発明例が格段に優れた工具耐久特性を有していることがわかる。
本発明例２３と２４とを比較すると、Ｉ／Ｊが１．０５である本発明例２４は、Ｉ／Ｊが１．０２である本発明例２３に対して断続切削寿命は同等であるが連続切削寿命が１．３倍優れている。また、本発明例２６と２７を比較すると、Ｉ／Ｊが１．３である本発明例２６は、Ｉ／Ｊが１．４である本発明例２７に対して連続切削寿命は同等であるが断続切削寿命が１．３倍優れている。従って本発明例は、１．０５≦Ｉ／Ｊ≦１．３であることが好ましい。
本発明例２９は、部材内部におけるＰ／Ｑが０．００１であるのに対し、本発明例２８はＰ／Ｑが０．０００５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ともに１．３倍以上優れている。また、本発明例３２はＰ／Ｑが０．０１であるのに対し、本発明例３３は、Ｐ／Ｑが０．０１２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でありながら断続切削寿命が１．３倍以上優れている。従って、本発明例の中でも０．００１≦Ｐ／Ｑ≦０．０１であることが好ましい。
本発明例３は、Ｊ値が２であるのに対し、本発明例２はＪ値が１．５であり、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値が１２であるのに対し、本発明例１０はＪ値が１２．６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１．３倍優れている。従って、本発明例の中でも、２≦Ｊ≦１２であることが好ましい。
本発明例１１と１２とを比較すると、本発明例１２は（Ｔａ＋Ｎｂ）／Ｚｒの原子比率が２であるのに対し、本発明例１１は２．３であり、両者共同等の断続切削寿命でありながら、本発明例１２の連続切削寿命は本発明例１１よりも１．３倍以上優れている。本発明例１５と１６とを比較すると、本発明例１５は（Ｔａ＋Ｎｂ）／Ｚｒの原子比率が０．２であるのに対し、本発明例１６は０．１であり、両者共ほぼ同じ連続切削寿命でありながら、本発明例１５の方が本発明例１６よりも断続切削寿命が１．３倍優れている。従って、本発明例の中でも（Ｔａ＋Ｎｂ）／Ｚｒの原子比率が０．２〜２であることが好ましい。
本発明例１７と１８を比較すると、本発明例１８はＫ／Ｊが０．１、Ｌ／Ｍが１．４であるのに対し、本発明例１７はＫ／Ｊが０．０５、Ｌ／Ｍが１．５であり、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。また、本発明例２１と２２を比較すると、本発明例２１はＫ／Ｊが０．３、Ｌ／Ｍが１．１であるのに対し、本発明例２２はＫ／Ｊが０．３５、Ｌ／Ｍが１．１であり、両者共ほぼ同じ連続切削寿命でありながら、本発明例２１の方は本発明例２２よりも断続切削寿命が１．３倍優れている。従って、本発明例の中でも０．１≦Ｋ／Ｊ≦０．３、１．１≦Ｌ／Ｍ≦１．４であることが好ましい。

Claims (5)

1. 超硬合金部材内部が、少なくとも鉄族金属の１種以上とＭｏとからなる結合相と、少なくともＺｒを含みこれとＴａ及び／又はＮｂの炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物、炭酸化物、窒酸化物、炭窒酸化物の１種以上もしくはそれらの固溶体を含有する硬質相、残ＷＣと不可避不純物とから成り、該超硬合金部材の表面に単層又は多重層の硬質皮膜が被覆されており、該被覆層直下の該部材表面に硬質相が消失又は減少している硬質相貧化表面帯域が１〜１００μｍの深さ方向の厚さで形成され、該硬質相貧化表面帯域に隣接して深さ方向に１〜２００μｍ厚さの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Ｗ以外の金属成分含有量を質量％でＩ、該超硬合金部材内部の硬質相を構成するＷ以外の金属成分含有量をＪとした時、両者の比率Ｉ／Ｊが、Ｉ／Ｊ＞１であることを特徴とする被覆超硬合金部材。
2. 請求項１記載の被覆超硬合金部材において、該超硬合金部材内部における結合相のＭｏ含有量を質量％でＰ、結合相を構成する鉄族金属含有量をＱとした時、比率Ｐ／Ｑが、０．００１≦Ｐ／Ｑ≦０．０１であることを特徴とする被覆超硬合金部材。
3. 請求項１又は２記載の被覆超硬合金部材において、該Ｊ値が２≦Ｊ≦１２であることを特徴とする被覆超硬合金部材。
4. 請求項１乃至３いずれかに記載の被覆超硬合金部材において、該部材内部における（Ｔａ＋Ｎｂ）／Ｚｒの原子比率が、０．２≦（Ｔａ＋Ｎｂ）／Ｚｒ≦２であることを特徴とする被覆超硬合金部材。
5. 請求項１乃至４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Ｗ以外の金属成分含有量を質量％でＫとし、該Ｊとの両者の比率Ｋ／Ｊが、０．１≦Ｋ／Ｊ≦０．３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質量％で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とした時、両者の比率Ｌ／Ｍが、１．１≦Ｌ／Ｍ≦１．４であることを特徴とする被覆超硬合金部材。