JP2009035802A - 超硬合金 - Google Patents

Abstract

【課題】強度、耐熱亀裂性に優れる超硬合金、この超硬合金を基材とする被覆切削工具、及び被覆切削工具の製造方法を提供する。
【解決手段】Coを含む結合相でWC粒子を結合してなる超硬合金であり、その断面における結合相からなる領域について、100平方ミクロンあたりのΣ3結晶粒界長が0.3μm以上30μm以下、及び、100平方ミクロンあたりの全結晶粒界長に対するΣ3結晶粒界長の割合が0.03％以上3％以下の少なくとも一方を満たす。Σ3結晶粒界長が上記特定の範囲を満たすことで、結晶の不整合性による原子面のすべりが起こり難く、耐塑性変形性に優れ、かつ、粒界に歪みなどが導入することで、強度や靭性を向上することができる。
【選択図】なし

Description

本発明は、切削工具の素材に適した超硬合金、この超硬合金を基材に具える被覆切削工具、及びこの工具の製造方法に関する。特に、高強度で耐熱亀裂性に優れる超硬合金に関するものである。

従来、切削工具の基材材料として、WC(炭化タングステン)粒子をCo(コバルト)で結合したWC基超硬合金が利用されている。

切削工具に求められる特性には、強度(例えば、抗折力)、靭性(例えば、耐チッピング性)、耐塑性変形性、耐摩耗性(例えば、耐逃げ面摩耗性)などがある。例えば、強度や耐摩耗性の向上には、WC粒子の粒度を小さくすることが効果的であるが、粒度を小さくすると、靭性が低下し、熱亀裂が生じ易くなる。そこで、工具の用途に応じて粒度を適宜選択し、所望の特性を得ている。

近年、切削加工には、更なる高速化、高能率化(送りなどを大きくすること)が望まれており、上記粒度の選択による対応だけでは、要求を十分に満たすことが難しい。これに対し、特許文献1,2は、一旦焼結した超硬合金を再加熱して冷却することで、耐塑性変形性や耐熱亀裂性を向上することを開示している。

特開昭57-203731号公報 特開2007-119888号公報

しかし、焼結後に再加熱して冷却する方法でも、十分な特性を有しているとは言えず、特性の更なる向上が望まれる。

特許文献1では、冷却速度について何ら検討していない。しかし、本発明者らが調べたところ、十分な特性を得るには、特定の冷却速度にすることが好ましいとの知見を得た。また、特許文献1では、焼結と、再加熱及び冷却とを同じ炉内で行うと考えられ、この場合、上記特定の冷却速度を確保することが難しい。一方、特許文献2は、特定の再加熱冷却条件とすることで、高強度で耐熱亀裂性に優れる超硬合金を開示している。しかし、本発明者らが調べたところ、冷却速度の調整に加えて、特定の原料を用いることで、より高強度で耐熱亀裂性に優れる超硬合金が得られるとの知見を得た。

本発明は、上記知見に基づくものであり、その目的の一つは、高強度で耐熱亀裂性に優れる超硬合金を提供することにある。また、本発明の他の目的は、上記超硬合金を基材とする被覆切削工具、及びこの工具の製造方法を提供することにある。

特定の原料を用いて製造した焼結体に、特定の条件で再加熱冷却処理を施すことで、耐熱亀裂性に優れる超硬合金が得られた。これは、上記特定の条件で製造することで結合相が改質されて強度が向上し、なおかつ熱歪や熱衝撃による微細な亀裂によって、強度が低下することを抑制することができたためであると考えられる。この超硬合金の特性を調べたところ、結合相のΣ3結晶粒界長が特定の範囲を満たすことが分かった。そこで、本発明超硬合金は、上記特定の範囲を規定する。具体的には、本発明超硬合金は、WC粒子を含む硬質相がCoを含む結合相で結合されてなる超硬合金であり、超硬合金の断面における結合相からなる領域が、以下の(1)及び(2)の少なくとも一方を満たす。
(1) 100平方ミクロンあたりのΣ3結晶粒界長が0.3μm以上30μm以下である。
(2) 100平方ミクロンあたりの全結晶粒界長に対するΣ3結晶粒界長の割合が0.03％以上3％以下である。

上記構成を具える本発明超硬合金は、高強度であり、耐熱亀裂性にも優れ、変形や熱応力、熱亀裂による強度の低下が少ない。また、本発明超硬合金は、耐塑性変形性にも優れる。このような本発明超硬合金を基材に利用することで、高強度で耐塑性変形性や耐熱亀裂性に優れる切削工具が得られる。以下、本発明を詳細に説明する。

＜超硬合金＞
本発明超硬合金は、WC粒子を主成分とする硬質相と、Coといった鉄族金属を主成分とする結合相とからなるWC基超硬合金である。
《硬質相 組成》
硬質相は、WC粒子のみ、或いは、WC粒子及びWCを除く1種以上の化合物からなる粒子(化合物粒子)から構成される。硬質相がWC粒子のみである場合、耐熱亀裂性、耐衝撃性といった靭性に優れる。化合物粒子は、周期律表4a,5a,6a族元素から選ばれる少なくとも1種の金属と、炭素及び窒素の少なくとも1種の元素との化合物、つまり、上記金属の炭化物(但し、WCを除く)、上記金属の窒化物、上記金属の炭窒化物、及びこれらの固溶体から選択される1種の化合物からなるものが挙げられる。具体的には、(Ta,Nb)C,VC,Cr₃C₂,NbC,TiCNなどが挙げられる。化合物粒子は、1種でも2種以上でもよい。硬質相がWC粒子に加えて上記化合物粒子を含む場合、耐摩耗性を向上することができる。

WC粒子は、上記化合物粒子や結合相を除く残部を構成する。硬質相が上記化合物粒子を含む場合、化合物粒子の含有量は、超硬合金を100体積％とするとき、合計で0.1体積％以上15体積％以下が好ましい。0.1体積％未満では、耐摩耗性の向上効果が得られ難く、15体積％超では、WC粒子の含有量が低下して、耐熱亀裂性の低下を招く。0.5体積％以上10体積％以下がより好ましい。

《硬質相 大きさ》
硬質相を構成する粒子は、平均粒径が0.1μm以上10μm以下、特に0.1μm以上5μm以下、更に1μm以下が好ましい。0.1μm未満では、粒子間に存在する結合相の厚みが小さくなり、後述する結合相の粒界による影響よりも、結合相と硬質相との界面の影響が大きくなって、結合相の改質による効果が期待できない。10μm超では、靭性が向上するものの、強度、耐摩耗性が低下する。上記範囲において平均粒径が小さいほど、強度が高く、高硬度で、耐摩耗性が向上する傾向にあるが、靭性が低下し易い。しかし、本発明超硬合金は、5μm以下、特に1μm以下であっても、結合相のΣ3結晶粒界長が上記(1)や(2)を満たすことで、強度が向上し、耐熱亀裂性に優れる。

硬質相の構成粒子が上記範囲を満たすようにするには、原料に、10μm以下の微細なものを利用することが挙げられる。原料は、市販のものでも、市販のものを粉砕して所定の大きさとしたものを利用してもよい。また、VC,Cr₃C₂といった粒成長抑制剤を含有する原料を利用すると、焼結時などでの粒成長を抑制して、硬質相の構成粒子を微粒に維持することができる。

《結合相 組成》
結合相は、Coを主成分とする。Coの一部をNiなどの他の鉄族元素に置換してもよいが、Coのみの方が好ましい。結合相の含有量は、5質量％以上20質量％以下が好ましい。20質量％超であると、靭性が高くなる反面、強度や耐摩耗性が低下し、5質量％未満であると、靭性が低下する。

原料に用いるCoは、X線回折におけるhcp-Coの(101)ピーク強度;I(hcp(101))とfcc-Coの(200)ピーク強度;I(fcc(200))との比;I(hcp(101))/I(fcc(200))が4.5以下、好ましくは0.5以上2.5以下のものを用いる。本発明者らが調べたところ、理由は定かではないが、原料のCoとしてhcp構造が少ないものを用いた場合、Σ3結晶粒界長が所定の範囲を満たすことができるとの知見を得た。市販のCoは、通常、上記ピーク強度比が種々のものが存在する。本発明超硬合金の作製には、4.5以下、特に、0.5〜2.5のものを選別して利用する。選別は、通常の粉末X線回折により行うことができる。

《結合相 Σ3結晶粒界長》
本発明超硬合金は、結合相の結晶粒界のうち、対応粒界Σ3の結晶粒界長が特定の範囲にあることを最大の特徴とする。具体的には、本発明超硬合金の断面における結合相からなる領域について、単位面積(100μm²)あたりのΣ3結晶粒界長(以下、単位面積あたりの粒界長と呼ぶ)が小さく、0.3μm以上30μm以下である。好ましくは、0.5μm以上10μm以下である。或いは、本発明超硬合金の断面における結合相からなる領域について、単位面積(100μm²)あたりの全結晶粒界長に対するΣ3結晶粒界長の割合(以下、粒界長割合と呼ぶ)が小さく、0.03％以上3％以下である。好ましくは、0.1％以上2％以下である。

通常、再加熱冷却処理が施されていない超硬合金は、単位面積あたりの粒界長が30μm超、概ね100μm以上であり、上記粒界長割合は3％超、概ね10％以上である。また、再加熱処理を施しても、特定の条件で冷却しないと、30μm超及び3％超となる。30μm超及び3％超では、極端に結晶性が悪く、熱応力、熱クラックなどの悪影響による強度の低下が発生する。一方、0.3μm未満、或いは0.03％未満であると、Σ3結晶粒界長が存在しない状態と比較して、結晶の不整合性により原子面のすべりが起こり易くなり、耐塑性変形性の劣化を招く。また、Σ3結晶粒界は粒界エネルギーが低いため、通常の欠陥(歪み)などが導入されることによる強度や靭性の向上が得られ難いが、0.3μm未満、或いは0.03％未満であると、同強度や靭性の向上がほとんど得られない。

上記単位面積あたりの粒界長や粒界長割合が上記範囲を満たすようにするには、上述のように特定の原料を用いると共に、後述する特定の条件で製造することが挙げられる。また、上記単位面積あたりの粒界長が0.3〜30μm、上記粒界長割合が0.03〜3％の少なくとも一方を満たす超硬合金は、強度や靭性、耐塑性変形性に優れるが、双方を満たすことがより好ましい。

対応粒界Σ3の結晶粒界長の測定方法は、例えば、FESEM(Field Emission Scanning Electron Microscope)によるEBSD(Electron Back-Scatter Diffraction)法が利用できる。通常、市販のEBSD装置は、Σ3やその他の結晶粒界長を同定するモードを具えており、そのようなモードを適宜用いることで、所望の結晶粒界長を簡単に測定できる。

具体的な測定は、以下のように行う。超硬合金の任意の一断面において、任意の複数の視野から、結合相からなる領域を選別する。例えば、EBSD法により結晶系(回折パターン)のマッピングを行うことで、WCといった硬質相とCoといった結合相とを選別できる。超硬合金中に、Co(fcc)と同じ結晶系(回折パターン)のもの、例えば、TaC,TiCなどの立方晶炭化物が存在する場合は、例えば、EDS(Energy-Dispersive-Spectroscopy)を同時に測定することで、結合相の選別が可能である。そして、各視野における上記結合相からなる領域全体について、上述のようにEBSD法などで、全結晶粒界長やΣ3結晶粒界長を測定する。複数視野のΣ3結晶粒界長の合計値と、結合相からなる領域の面積の合計とから、100平方ミクロンあたりのΣ3結晶粒界長を求める。また、複数視野の全結晶粒界長の合計値と、Σ3結晶粒界長の合計値とから、100平方ミクロンあたりの全結晶粒界長に対するΣ3結晶粒界長の割合を求める。超硬合金の断面は任意に選択することができる。複数の断面(例えば、2〜5個)について複数の視野(例えば、一視野:60〜500μm²、視野数:2〜10個)に亘って上記粒界長の測定を行い、その平均値を単位面積あたりの粒界長や粒界長割合に利用することができる。

《結合相 格子定数》
結合相のfcc(311)面の格子定数は、3.570Å以上であることが好ましい。3.570Å未満であると、結合相中にWなどの元素が十分に固溶されていないことを示す。本発明超硬合金は、結合相中にWやCrなどが固溶することで、Σ3以外の結晶粒界を安定化させることができる。即ち、格子定数が3.570以上であることは、Σ5以上の結晶粒界が安定して存在していることの一つの証拠となる。Σ5以上の結晶粒界もEBSD法などの測定で、その存在や長さなどを確認することができる。また、Wなどが結合相に固溶することで、Σ3結晶粒界が過剰に存在せず、このことによる強度、靭性の向上という相乗効果を奏する。より好ましい格子定数は、3.575Å以上である。fcc(311)面の格子定数が上記範囲を満たすようにするには、再加熱処理時の冷却速度を所定の範囲にすることの他、WC(第一炭化物)、β相(第二炭化物)、結合相以外の相が出現しない範囲で炭素量を低く抑えること、などが挙げられる。

《その他の含有物》
本発明超硬合金は、Cr,Taなどの元素を含有していてもよい。特に、Crを含むと、結合相のΣ3以外の結晶粒界長を安定させる効果がある。この効果を得るには、Coを100質量％とするとき、1質量％以上20質量％以下のCrを含有していることが好ましい。1質量％未満では、上記安定効果が十分に得られず、20質量％超では、結合相の強度が低下する。2質量％以上10質量％以下がより好ましい。

上記Crといった元素を含有させるには、原料に元素単体(例えば、Cr)、或いは化合物(例えば、Cr₃C₂などのCrの化合物)を添加することが挙げられる。原料とした上記化合物などのうち、ほとんどが結合相に含有(固溶)されて存在する。

＜製造方法＞
《焼結》
本発明超硬合金は、WC粒子と、ピーク強度比:(I(hcp(101))/I(fcc(200)))が4.5以下のCoと、適宜化合物粒子とを焼結した焼結体に、再度加熱した後、冷却する再加熱冷却処理を施すことで得られる。焼結は、一般的な条件を利用することができ、例えば、真空雰囲気で1320〜1500℃に1〜2時間保持することで行う。

《再加熱冷却処理》
一旦焼結された上記焼結体を再度、液相出現温度に加熱して所定時間保持する。具体的には、1100℃以上1280℃以下の範囲から所定の温度を選択し、焼結体全体が所定の温度に達した後、その温度に5秒以上保持する。好ましくは、10秒以上1200秒(20分)以下保持する。そして、この保持温度から800℃までの温度域(以下、高温域と呼ぶ)を冷却速度:2000℃/分以上30000℃/分以下で冷却し、800℃から100℃までの温度域(以下、低温域と呼ぶ)を冷却速度:300℃/分以下で冷却する。このように高温域を比較的急冷とし、低温域を比較的緩やかな冷却とすることで、Σ3結晶粒界長が上記特定の範囲を満たす本発明超硬合金が得られる。

高温域の冷却速度が2000℃/分未満と遅過ぎると、Σ3結晶粒界長が大きくなる傾向にある。高温域の冷却速度が30000℃/分超と速過ぎると、Σ3結晶粒界長が小さくなる傾向にあり、熱応力や熱クラックが生じる場合が多くなる。高温域の冷却速度は、6000℃/分以上20000℃/分以下がより好ましい。また、高温域の冷却速度は、保持温度から800℃に向かって連続的或いは段階的に減少するように変化することが好ましく、局部的な温度上昇を含まないことが望ましい。この点は、後述する低温域の冷却速度も同様である。

800℃を境界として、冷却速度の範囲を変化させる理由は、800℃までの温度でΣ3結晶粒界長が決定される傾向にあると考えられるからである。従って、800℃未満の温度域の冷却速度も、上記高温域と同様に速くすることができる。しかし、本発明者らが調べたところ、800℃未満の温度域で冷却速度を大きくすると、熱歪みや熱衝撃による微細な亀裂が生じて、強度や耐熱亀裂性を低下させるとの知見を得た。そこで、低温域の冷却速度を高温域の冷却速度よりも遅く、特に300℃/分以下とする。より好ましい低温域の冷却速度は、200℃/分以下である。

再加熱後の冷却の冷媒は、高圧ガスを用いることが好ましい。ガスの種類は、アルゴンといった不活性ガスや、窒素ガスなどが好適に利用できる。ガスの圧力は、0.2MPa(2bar)以上、更に0.3MPa(3bar)以上、特に0.3〜0.8MPa(3〜8bar)が好ましい。ガスの圧力を適宜調整することで、上記冷却速度を変化させることができ、圧力が高いほど、冷却速度が速くなる傾向にある。従って、例えば、高温域の圧力を高くし、低温域の圧力を高温域よりも低く調整したり、冷却開始時のガスの圧力を高くし、以降の圧力調整を行わない(この場合、焼結体の冷却に伴って、自動的に圧力が低下する)ことで、冷却速度を変化させることができる。

上記冷却速度は、各温度域における開始温度(保持温度又は800℃)と到達温度(800℃又は100℃)との温度差を、開始温度から到達温度に至るまでの時間で除した平均速度である。

＜用途＞
上記特定の原料を用いて、特定の製造条件により得られた本発明超硬合金は、高強度で、耐熱亀裂性といった靭性に優れ、かつ耐塑性変形性にも優れる。従って、高強度、高靭性が望まれる部材の材料に好適に利用することができる。例えば、旋削用工具、フライス切削用工具やドリルといった切削工具の基材材料に好適である。

本発明超硬合金からなる基材表面に被覆膜を具えた被覆切削工具としてもよい。被覆膜は、周期律表4a,5a,6a族元素,Al及びSiから選ばれる少なくとも1種の元素の金属と、炭素(C),窒素(N),酸素(O),及び硼素(B)から選ばれる少なくとも1種の元素とからなる化合物、ダイヤモンド、ダイヤモンドライクカーボン(DLC)、及び立方晶窒化硼素(cBN)から選択される少なくとも1種からなるものが挙げられる。即ち、上記金属の炭化物、窒化物、酸化物、硼化物及びこれらの固溶体からなるもの、例えば、TiCN,Al₂O₃,TiAlN,TiN,AlCrN,TiAlON、ダイヤモンド、DLC、及びcBNのうち、1種以上が挙げられる。上記の候補から選択される膜を1層以上具える被覆切削工具は、被覆がない状態と比較して、耐摩耗性をより向上することができる。また、これらの膜は断熱効果を有するものが多く、このような膜を具えると共に、耐熱亀裂性に優れる本発明超硬合金を基材とすることで、被覆切削工具の耐熱亀裂性をより向上することができる。被覆膜は、単層でも複数層でもよい。

上記被覆切削工具は、上記本発明超硬合金からなる基材を用意し、この基材表面に被覆膜を形成することで得られる。上記被覆膜の形成は、PVD法,CVD法のいずれも利用することができる。特に、成膜の際、基材表面は、750℃以下に保持することが好ましい。基材が750℃超に加熱されると、この熱により、Σ3以外の結晶粒界が安定し難くなり、結晶粒界の安定状態が緩和される傾向にある。但し、低過ぎると基材と被覆膜との密着性が低下するため、好ましくは、400℃以上700℃以下に保持する。

本発明超硬合金は、強度、靭性(特に、耐熱亀裂性)、耐塑性変形性に優れる。このような本発明超硬合金を基材とする本発明被覆切削工具も、強度、靭性(特に、耐熱亀裂性)、耐塑性変形性に優れる。本発明被覆切削工具の製造方法は、上記本発明被覆切削工具を製造することができる。

(試験例1)
焼結後、再加熱冷却処理を施して作製した超硬合金と、焼結したままの超硬合金について、結合相のΣ3結晶粒界長、結合相の格子定数、抗折力を調べた。

超硬合金は、以下のように作製する。平均粒径が異なる3種のWC粉末(種別A:平均粒径0.4μm,種別B:2.4μm,種別C:6.6μm)、Cr₃C₂粉末(平均粒径2μm)、TaC粉末(平均粒径3μm)、NbC粉末(平均粒径3μm)、Co粉末(平均粒径1.2μm)をそれぞれ用意し、表1に示す組成(質量％)となるように配合する。

原料の粉末は、市販のものを利用した。Co粉末は、通常の粉末X線回折により、ピーク強度を測定してピーク強度比;I(hcp(101))/I(fcc(200))を調べ、異なるものを用意した。

配合した粉末をアトライターで12時間湿式混合した後、乾燥させてからプレス成形体を作製する。得られたプレス成形体を1400℃×1時間、真空雰囲気中で焼結を行って焼結体を作製する。得られた焼結体、即ち再加熱冷却処理を施していないものを焼結したままの超硬合金とする(試料No.1-14〜1-16)。また、得られた焼結体に再加熱冷却処理を施して作製した超硬合金を試料No.1-1〜1-13とする。

再加熱冷却処理は、焼結体を表2に示す加熱温度に加熱し、焼結体全体が同加熱温度に達したら、600秒(10分間)保持した後、冷却を開始する。試料No.1-10は、冷媒を水とした。その他の試料は、ガス(N₂)を冷媒とし、冷却開始時の圧力を変化させることで、冷却速度を異ならせた。上記圧力は、0.3〜0.8MPa(3〜8bar)の範囲で適宜選択し(試料No.1-7:0.1MPa(1bar),試料No.1-9:0.003MPa(0.03bar))、冷却中、特に変化させていない。表2中、高温域は、加熱温度から800℃までの温度域、低温域は、800℃から100℃までの温度域であり、表2中の各温度域の冷却速度は、その温度域内の平均である。

得られた各超硬合金について、任意の断面をとり(ここでは、断面数:2個)、その断面における複数の視野(ここでは、1視野:500μm²で2視野)について、結合相からなる領域をEBSD法による結晶系のマッピングを行って選別する。そして、各視野における結合相からなる領域全体について、Σ3結晶粒界長及び全結晶粒界長をEBSD法で測定し、100平方ミクロンあたりのΣ3結晶粒界長(Σ3粒界長/(100μm²))、100平方ミクロンあたりの全結晶粒界長に対するΣ3結晶粒界長の割合([Σ3粒界長/全粒界長]/(100μm²))を求めた。その結果を表3に示す。

Σ3結晶粒界長の測定条件は、加速電圧:15kV、照射電流:1.0nA、スキャンステップ:75nmとし、EBSD法で結晶粒界と認識できる粒界のうち、隣り合う結晶粒の方位関係が<111>軸回り60°(±8.7°)の関係にあるもの(但し、<110>軸回り70.5°など、それと等価なものを含むもの)をΣ3結晶粒界とする。

また、得られた超硬合金中の結合相のfcc(311)面の格子定数(Coの格子定数)を測定した。その結果を表3に示す。格子定数は、X線回折により行った。

上記焼結合金と同様の製造方法により、抗折力試験用試験片(縦:8mm,横:24mm,厚み:4mm)を作製し、抗折力を測定した。その結果を表3に示す。

上記焼結合金と同様の製造方法により、切削試験用チップ(形状:SNGN120408(JIS B 4121)を作製し、その表面に被覆膜(試料No.1-1,1-16はTiCN膜(4μm)、残りの試料は、TiAlN膜(4μm))を形成した被覆切削工具を作製し、切削性能を評価した。その結果を表3に示す。

被覆膜は、アークイオンプレーティング法により形成した。成膜は、基材温度を400℃にして行った。切削試験は、切削速度:100m/min、送り:0.5mm/rev.、切込み:2mm、被削材:SK5、乾式の旋削加工を行い、3分後の塑性変形量(mm)を測定した。塑性変形量は、被覆切削工具のすくい面と逃げ面とがつくる切刃稜線において塑性変形している箇所に対し、すくい面に平行な直線を引き、この直線とすくい面との間の距離とする。

表3に示すようにΣ3粒界長/(100μm²)が0.3μm以上30μm以下、及び[Σ3粒界長/全粒界長]/(100μm²)が0.03％以上3％以下の少なくとも一方を満たす超硬合金は、抗折力が高く、かつこのような超硬合金からなる基材を具える切削工具は、塑性変形し難いことが分かる。このように高強度になったのは、Σ5以上の結晶粒界が適度に導入されることによって、結合相中に適度な歪が導入され、結合相が強化されたためであると考えられる。特に、低温域の冷却速度を比較的緩やかにすることで、上述のように優れた特性が得られたと考えられる。なお、低温域の冷却速度が100℃/分の試料は、800〜400℃までの冷却速度が150℃/分であり、低温域の冷却速度が200℃/分の試料は、800〜400℃までの冷却速度が250℃/分である。また、Σ3粒界長/(100μm²)が0.3〜30μm、及び[Σ3粒界長/全粒界長]/(100μm²)が0.03〜3％の少なくとも一方を満たす超硬合金は、結合相の格子定数が3.570以上であり、Σ5以上の結晶粒界が安定して存在していると考えられる。

得られた超硬合金について、WC粒子の平均粒径を測定したところ、原料に用いたWC粉末の平均粒径の概ね2/3〜1/4であった。また、超硬合金中のWC粒子が微粒であるほど、抗折力が高い傾向にあった。そのため、WC粒子は、より微粒であることが好ましい。但し、特に、Σ3粒界長/(100μm²)が0.3〜30μm、及び[Σ3粒界長/全粒界長]/(100μm²)が0.03〜3％の少なくとも一方を満たす超硬合金は、WC粒子が比較的大きくても、抗折力が高かった。この理由は、上述のように結合相が強化されたためであると考えられる。

得られた超硬合金の組成をEDX(Energy Dispersiven X-ray Spectroscopy)分析により測定したところ、Cr₃C₂粉末を原料に用いた超硬合金は、Crを含有していた。Crを含有していた試料No.1-2,1-3,1-12について、Crの含有量を測定したところ、Coを100質量％とするとき、14.2,9.5,14.1質量％であった。これらの試料No.1-2,1-3,1-12は、Crを含有していない試料No.1-1を比較すると、Σ3以外の粒界長が安定していると考えられる。なお、組成は、XPS(X-ray Photoelectron Spectroscopy)や、SIMS(secondary ion mass spectrometry)によっても測定できる。

また、TaC及びNbCを添加した試料No.1-13と、添加していない試料No.1-1について、耐摩耗試験(切削速度:250m/min、送り:0.2mm/刃、切込み:2mm、被削材:SCM435(幅:100mm)、乾式のフライス加工)を行い、10分後の逃げ面摩耗量を比較した。ここでは、上記と同様の成膜条件で成膜を行ったものを用いた(共にTiCN膜(4μm))。その結果、試料No.1-13の方が摩耗量が少なく、耐摩耗性に優れていることが分かった。なお、超硬合金中のTaC,NbCの含有量は、超硬合金を100体積％とするとき、それぞれ1.7体積％、1.5体積％であった。

(試験例2)
被覆膜の成膜時の基材温度を変化させて、被覆切削工具を作製し、切削試験を行い、切削性能を評価した。

成膜温度を表4に示す温度とした以外は、上記試験例1と同様の条件で超硬合金からなる切削試験用チップを作製し(試験例1における超硬試料No.1-1,1-7,1-16を基材に利用、表4中「超硬試料No.」と示す)、同様の方法で被覆膜を形成した(被覆膜の厚さはいずれも4μm)。また、切削試験の条件及び切削性能(塑性変形量)の評価も上記試験例1と同様とした。試験結果を表4に示す。

表4に示すように、Σ3結晶粒界長が所定の範囲を満たす超硬合金を基材としていても、成膜時の温度を高めにすることで、塑性変形量が増加することが分かる。この試験結果から、成膜時の温度は、800℃未満、特に700℃以下が好ましいと思われる。

なお、上述した実施の形態は、本発明の要旨を逸脱することなく、適宜変更することが可能であり、上述した構成に限定されるものではない。例えば、超硬合金の組成や、原料粉末の平均粒径、成膜の種類などを変更することができる。

本発明超硬合金は、切削工具の基材材料に好適に利用することができる。本発明被覆切削工具は、フライス加工や旋削加工などの切削加工に好適に利用することができる。本発明被覆切削工具の製造方法は、上記本発明被覆切削工具の製造に好適に利用することができる。

Claims (7)

1. WC粒子を含む硬質相がCoを含む結合相で結合されてなる超硬合金であって、
   前記超硬合金の断面における結合相からなる領域について、
   100平方ミクロンあたりのΣ3結晶粒界長が0.3μm以上30μm以下、及び、
   100平方ミクロンあたりの全結晶粒界長に対するΣ3結晶粒界長の割合が0.03％以上3％以下の少なくとも一方を満たすことを特徴とする超硬合金。
2. 前記結合相は、fcc(311)面の格子定数が3.570Å以上であることを特徴とする請求項1に記載の超硬合金。
3. 前記硬質相を構成する粒子の平均粒径が0.1μm以上10μm以下であることを特徴とする請求項1又は2に記載の超硬合金。
4. 前記硬質相は、WC粒子と、WCを除く1種以上の化合物粒子とから構成され、
   前記化合物粒子は、周期律表4a,5a,6a族元素から選ばれる少なくとも1種の金属の炭化物(但し、WCを除く)、窒化物、及び炭窒化物から選択される化合物からなり、
   前記超硬合金は、前記化合物粒子を合計で0.1体積％以上15体積％以下含む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。
5. 前記超硬合金は、Coを100質量％とするとき、1質量％以上20質量％以下のCrを含有してい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。
6. 請求項1〜5のいずれか1項に記載の超硬合金からなる基材と、基材表面に形成された被覆膜とを具える被覆切削工具であり、
   前記被覆膜は、周期律表4a,5a,6a族元素,Al及びSiから選ばれる少なくとも1種の金属と、炭素、窒素、酸素、及び硼素から選ばれる少なくとも1種の元素とからなる化合物、ダイヤモンド、ダイヤモンドライクカーボン、及び立方晶窒化硼素から選択される少なくとも1種からなることを特徴とする被覆切削工具。
7. 請求項1〜5のいずれかに1項に記載の超硬合金からなる基材を用意する工程と、
   前記基材の表面に被覆膜を形成する工程とを具え、
   前記被覆膜は、周期律表4a,5a,6a族元素,Al及びSiから選ばれる少なくとも1種の金属と、炭素、窒素、酸素、及び硼素から選ばれる少なくとも1種の元素とからなる化合物、ダイヤモンド、ダイヤモンドライクカーボン、及び立方晶窒化硼素から選択される少なくとも1種からなるものであり、
   前記被覆膜を形成する工程は、前記基材表面を750℃以下に保持して成膜することを特徴とする被覆切削工具の製造方法。