JP2016078136A

JP2016078136A - 超硬工具

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Publication number: JP2016078136A
Application number: JP2014209446A
Authority: JP
Inventors: 修神田; Osamu Kanda; 松本　卓也; Takuya Matsumoto; 卓也松本; 賢志郎大家; Kenshiro Oya
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2014-10-10
Filing date: 2014-10-10
Publication date: 2016-05-16
Anticipated expiration: 2034-10-10
Also published as: JP6327102B2

Abstract

【課題】工具寿命を向上可能な超硬工具を提供する。【解決手段】超硬工具１は、焼結体２を備える。焼結体２は、超硬合金成分と、窒化物生成成分とを含有する。超硬合金成分は、ＷＣ、Ｃｏ、ＴｉＣ及びＴａＣからなる群から選択される２種以上からなり、少なくともＷＣ及びＣｏを含有する。窒化物生成成分は、下記の第１〜第３群から選択される２種以上からなり、少なくとも第１群から選択される１種及び第２群から選択される１種を含有する。超硬合金成分を１００質量％とした場合の窒化物生成成分の総含有量は０．７〜３．０質量％である。焼結体２は、上記窒化物生成成分の窒化物を含む窒化層３を表層に備える。第１群：Ａｌ、Ｔｉ及びＶ第２群：Ｃｒ及びＳｉ第３群：Ｂ、Ｎｂ及びＺｒ【選択図】図１

Description

本発明は、超硬工具に関し、さらに詳しくは、高硬度鋼材加工用の超硬工具に関する。

高硬度鋼材等の鋼材を加工するために、超硬工具が利用される。超硬工具はたとえば、ねじ切削工具、冷間引き抜きプラグ及びビレット穿孔工具等である。鋼材を加工する際、超硬工具と被加工鋼材との摩擦により、超硬工具に機械的摩耗が生じる。特に、高硬度鋼材を切削加工する際は、超硬工具の機械的摩耗が早く、刃先欠損が著しい。そのため工具寿命が短くなる傾向がある。

超硬工具の工具寿命を向上する技術が、たとえば、特許第４６３８３７３号公報（特許文献１）、及び、特許第３６２１９４３号公報（特許文献２）に提案されている。これらの文献では、物理蒸着法により、硬質の保護膜を超硬工具等の表面に形成する。

具体的には、特許文献１に開示された切削工具インサートは、超硬合金のボディの表面に、物理蒸着層を形成する。物理蒸着層は、正方晶又は立方晶のジルコニアと、ジルコニアを取り囲む結晶質又は非晶質のアルミナとからなる金属酸化物である。

特許文献２では、物理蒸着法を用いて、工具等の基材上に高硬度被膜を形成する。高硬度被膜は、Ａｌ、Ｃｒ及びＳｉを主成分とする金属窒化物からなり、１０００℃以上での耐摩耗性に優れる、と記載されている。

上述の硬質保護層を形成して、超硬工具の工具寿命を向上する技術は数多く提案されている。一方、特開２００２−２１０５２５号公報（特許文献３）は、上述の技術とは異なる技術を提案する。特許文献３に開示された超硬工具は、ＷＣ（炭化タングステン）の粉末をＣｏ（コバルト）で焼結成形した超硬合金に窒化又は軟窒化処理を施す。この場合、超硬合金のＣｏに微量ながら含まれる不純物（Ｆｅ、Ｍｏ等）が窒化され、表面の硬度が高くなる、と記載されている。

特開昭６２−２５０１３４号公報（特許文献４）では、炭化タングステンのほかに、（Ｗ、Ｍ）_XＣからなるイータ相（Ｍ：金属成分）が分散した組織を有する炭化タングステン基超硬合金に、液相出現温度以上の温度で浸炭、窒化、あるいは浸炭窒化処理する。これにより、耐クラック伝播性に優れた超硬合金が製造される、と記載されている。

特許第４６３８３７３号公報特許第３６２１９４３号公報特開２００２−２１０５２５号公報特開昭６２−２５０１３４号公報

しかしながら、上述の特許文献１〜４に開示された超硬工具であっても、十分な耐摩耗性及び潤滑性が得られない場合がある。この場合、工具寿命を向上しにくい。

本発明の目的は、工具寿命を向上可能な超硬工具を提供することである。

本実施形態による超硬工具は、焼結体を備える。焼結体は、超硬合金成分と、窒化物生成成分とを含有する。超硬合金成分は、ＷＣ、Ｃｏ、ＴｉＣ及びＴａＣからなる群から選択される２種以上からなり、少なくともＷＣ及びＣｏを含有する。窒化物生成成分は、下記の第１〜第３群から選択される２種以上からなり、少なくとも第１群から選択される１種及び第２群から選択される１種を含有する。超硬合金成分を１００質量％とした場合の窒化物生成成分の総含有量は０．７〜３．０質量％である。焼結体は、上記窒化物生成成分の窒化物を含有する窒化層を表層に備える。
第１群：Ａｌ、Ｔｉ及びＶ
第２群：Ｃｒ及びＳｉ
第３群：Ｂ、Ｎｂ及びＺｒ

本実施形態による超硬工具は、耐摩耗性及び潤滑性に優れる。そのため、優れた工具寿命を有する。

図１は、本実施形態による超硬工具の断面図である。図２は、図１とは異なる、他の実施形態による超硬工具の断面図である。

以下、図面を参照して、本実施形態を詳しく説明する。図中同一又は相当部分には同一符号を付してその説明は繰り返さない。

[超硬工具]
図１は本実施形態による超硬工具の断面図である。図１を参照して、超硬工具１は焼結体２からなる。焼結体２は、表層に窒化層３を備える。窒化層３は、焼結体２に対して窒化処理を実施することにより形成される。

[焼結体]
焼結体２は、超硬合金成分と、窒化物生成成分とを含有する。

［超硬合金成分］
超硬合金成分は、ＷＣ、Ｃｏ、ＴｉＣ及びＴａＣからなる群から選択される２種以上からなり、少なくともＷＣ及びＣｏを含有する。

炭化タングステン（ＷＣ）は、高硬度及び高融点の炭化物であり、靱性及び抗折強度に優れる。そのため、ＷＣは、主に重切削の環境下で工具寿命を向上する。さらに、ＷＣの熱伝導率が高いため、切削等の加工時に、超硬工具１に発生する摩擦熱を外部へ逃がすことができる。コバルト（Ｃｏ）はＷＣの結晶粒の粒界に介在する。ＣｏはＷＣ結晶粒のバインダ（結合材）として機能し、ＷＣ結晶粒の粒界すべり強度を高める。

超硬合金成分はさらに、任意の成分として、炭化チタン（ＴｉＣ）又は炭化タンタル（ＴａＣ）を含有してもよい。ＴｉＣはＷＣと比較して硬度が高い。そのため、ＴｉＣを含有した場合、超硬工具の強度が向上する。タンタル（Ｔａ）はＷ及びＴｉと比較して、炭化物を生成し易い。Ｃが、ＷＣ及びＴｉＣの生成に必要な量よりも多く含有された場合、Ｔａは過剰分の炭素（Ｃ）と結合して化学的に安定なＴａＣを形成する。過剰分のＣが遊離した状態で残存すると、ＷＣの結晶粒界に存在して脆弱層となり、超硬工具の強度を低下させる可能性がある。Ｔａは、過剰分のＣと結合して遊離状態のＣを低減するため、遊離状態のＣによる超硬工具の強度の低下を抑制できる。したがって、超硬合金成分はＷＣ及びＣｏとともに、ＴｉＣ及びＴａＣのいずれか１種以上を含有するのが好ましい。

［窒化物生成成分］
窒化物生成成分は、下記第１〜第３群から選択される２種以上からなり、少なくとも第１群から選択される１種及び第２群から選択される１種を含有する。
第１群：Ａｌ、Ｔｉ及びＶ
第２群：Ｃｒ及びＳｉ
第３群：Ｂ、Ｎｂ及びＺｒ

［第１群］
第１群のアルミニウム（Ａｌ）、チタン（Ｔｉ）及びバナジウム（Ｖ）は、Ｎとの親和力が大きい。そのため、焼結体２を窒化処理した場合に、第１群の元素は安定な窒化物を形成する。第１群の元素の窒化物は優れた硬さを有するため、焼結体２を窒化処理すれば、表層に形成される窒化層の硬さが高まる。第１群の元素の窒化物は、焼結体２の最表層、具体的には、表面から数１０ｎｍ〜数μｍの厚みの範囲に特に生成する。

［第２群］
第２群のクロム（Ｃｒ）及びシリコン（Ｓｉ）も、Ｎと親和力が大きい。そのため、第２群の元素も、安定な窒化物を形成する。第２群の元素の窒化物は、第１群の元素の窒化物よりも、表面から深い範囲に生成しやすい。具体的には、第２群の元素の窒化物は、焼結体２の表面から１００μｍ深さの範囲に生成する。

窒化物生成成分は、少なくとも第１群から選択される１種及び第２群から選択される１種を含有する。そのため、窒化処理により形成される窒化層の全体に窒化物が形成される。具体的には、窒化層の表面に向かうにしたがって、第２群の元素の窒化物だけでなく、第１群の元素の窒化物が増加する。

［第３群］
第３群のボロン（Ｂ）、ニオブ（Ｎｂ）及びジルコニウム（Ｚｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。第３群の元素も窒化物を形成する。これらの元素の窒化物は、窒化層の最表層に形成されやすい。

［窒化物生成成分の総含有量］
超硬合金成分を１００質量％とした場合の窒化物生成成分の総含有量は、０．７〜３．０質量％である。窒化物生成成分の総含有量が低すぎれば、窒化処理により生成される窒化物が少なすぎる。この場合、窒化層の硬度が低い。一方、窒化物生成成分の総含有量が高すぎれば、窒化物が過剰に生成される。この場合、焼結体２に含まれる窒化物が過剰に表面に析出するため、表面粗さが粗くなる。表面粗さが粗ければ、摩擦係数が高くなり、潤滑性が低下する。したがって、窒化物生成成分の総含有量は０．７〜３．０質量％である。窒化物生成成分の総含有量の好ましい下限は１．０質量％である。

［窒化層］
焼結体２は、窒化層３を表層に備える。窒化層３は焼結体２の一部である。窒化層３は、焼結体２を窒化処理することにより形成される。上述のとおり、窒化層３は、窒化物生成成分の窒化物を含有する。そのため、窒化層３は優れた硬さを有する。

焼結体２の表層である窒化層３の硬度が高ければ、切削等の加工時の摩擦に対して超硬工具の摩耗が少ない。したがって、超硬工具の耐摩耗性が高まる。耐摩耗性が高まれば、超硬工具の工具寿命が向上する。

窒化層３はさらに、潤滑性に優れる。潤滑性が低ければ、切削時に刃先が欠けるチッピングが発生し易くなる。チッピングの大きいものは、欠損とよばれる。欠損した超硬工具は、欠損部分又は全体を交換する必要がある。そのため、潤滑性が低いと超硬工具の工具寿命が短くなる。窒化層３は、０．７〜３．０質量％の総含有量の窒化物生成成分により形成された窒化物を含有するため、潤滑性に優れる。そのため、超硬工具１の工具寿命が向上する。窒化層３の厚さはたとえば、１００μｍ以下である。窒化層３の厚みを１００μｍよりも大きくした場合でも、窒化層３の耐摩耗性及び潤滑性は高い。しかし、窒化層３の厚みを１００μｍよりも大きくした場合には、窒化処理の時間が長くなり、処理コストが増大する。

[硬質保護層]
図２は、図１とは異なる他の超硬工具１０の断面図である。図２の超硬工具１０は、図１の超硬工具１と比較して、硬質保護層４を窒化層３上に備える。超硬工具１０のその他の構成は、超硬工具１と同じである。

硬質保護層４は、超硬工具１０の耐摩耗性及び潤滑性をさらに高める。硬質保護層４は、金属窒化物、金属炭化物、金属炭窒化物及び金属酸化物からなる群から選択される１種以上を含有する。硬質保護層４はたとえば、ＴｉやＡｌを含む金属窒化物、金属炭化物、
金属炭窒化物、金属酸化物又はこれらの複合化合物である。硬質保護層４は、焼結体２と同等又はそれ以上の硬さを有する。硬質保護層４はさらに、切削等の加工環境下において十分な化学的安定性を有する。そのため、加工対象材、たとえば、高硬度鋼材との凝着が抑制される。

硬質保護層４は、窒化層３上に単層又は複層で形成される。硬質保護層４の表面は、下地となる窒化層３の表面性状の影響を受ける。

超硬工具が硬質保護層４を備える場合、窒化物生成元素の含有量の下限を１．０質量％とするのが好ましい。１．０質量％以上含有することによって、窒化層３と硬質保護層４との密着力が向上する。

[製造方法]
本実施形態の超硬工具の製造方法の一例を説明する。本実施形態の超硬工具の製造方法は、焼結体を製造する工程と、窒化処理工程とを備える。超硬工具が硬質保護層４を備える場合はさらに、成膜工程を備える。以下、各工程を詳述する。

[焼結体の製造工程]
初めに、焼結体２を製造する。焼結体２の製造方法は特に限定されない。たとえば、上述の超硬合金成分及び窒化物生成成分を含有した原料の炭化物及び金属粉末を、整粒及び混合して混合原料を製造する。混合原料を所定形状の金型で加圧成形して打ち抜きする。得られた成形体を真空中で焼成して、焼結体２を製造する。

[窒化処理工程]
焼結体２に対して窒化処理を実施する。窒化処理は周知の方法を採用できる。たとえば、電気炉内に焼結体２、ＮＨ₃ガス、Ｎ₂ガス及び必要に応じてＣＯ₂ガスを導入する。電気炉内を５００〜５５０℃に加熱して窒化処理を実施する。加熱時間は特に限定されないが、２時間程度が好ましい。加熱により、ＮＨ₃ガスからＮ原子が乖離する。乖離したＮ原子が焼結体２の表面から内部に侵入し、拡散する。さらに、焼結体２内部に存在する窒化物生成成分がＮ原子と結合して、窒化物が形成され、焼結体２の表層に、窒化物を含有する窒化層３が形成される。ＣＯ₂ガスを炉内へ導入した場合は、Ｃ原子が乖離する。乖離したＣ原子は窒化物の生成領域を拡げる。Ｃ原子により、窒化層３の安定形成が促進される。以上の工程により、本実施形態の超硬工具を製造できる。

[成膜工程]
さらに、窒化層３の上に硬質保護層４を形成する場合、成膜工程を実施する。具体的には、窒化層３を備えた焼結体２に対して、周知の成膜工程を実施する。たとえば、物理蒸着法、化学蒸着法及び溶融塩浴処理法のいずれかを実施する。物理蒸着は、たとえば以下の方法で行うことができる。硬質保護層４を構成する金属元素を用いた混合粉末を、円板形状に加圧成形して成形体を製造する。成形体を真空焼結後、スパッタ法又はアークイオンプレーテイング法を用いて、金属成分から金属イオンを電磁気的に励起させる。その後、装置気相中に窒素ガス等を充填させる。充填された窒素ガスは、分解して窒素イオンとなる。励起した金属イオンは、直流バイアス電源制御により負に帯電した焼結体２の表面に引き付けられる。上述の窒素イオンと金属イオンとが焼結体２の表面で化学結合することにより、窒化層３の表面に硬質保護層４が形成される。

[焼結体作製]
２種類の基材を作製した。基材Ａは、超硬合金成分として、ＷＣ：８５質量％、Ｃｏ：１０質量％、ＴｉＣ：３質量％、ＴａＣ：２質量％を混合した。基材Ｂは、超硬合金成分として、ＷＣ：９０質量％、Ｃｏ：１０質量％を混合した。基材Ａ又はＢに、表１に示す窒化物生成成分を添加し、各試験番号の混合原料を製造した。

混合原料を整粒及び混合し、２００ＭＰａで加圧成形した。得られた成形体に対して、大気中にて、１０００℃で仮焼結を実施した。加熱時間は２時間であった。仮焼結後の成形体に対して、真空中にて、１５００〜１７００℃で本焼結を実施して焼結体を製造した。加熱時間は２時間であった。得られた焼結体をＮＨ₃ガス、Ｎ₂ガスとＣＯ₂ガスを導入した電気炉で５００〜５５０℃に加熱し、窒化処理を実施し、窒化層を形成して超硬工具を製造した。窒化処理における均熱時間は２時間であった。

[ビッカース硬さ試験]
窒化層が形成された各超硬工具に対して、ビッカース硬さを測定した。ビッカース硬さはＪＩＳ規格Ｚ２２４４（２００９）に基づいて実施し、試験荷重は９．８０Ｎ（１ｋｇｆ）とした。測定結果を表１に示す。

[表面粗さ測定試験]
各試験番号の窒化層の表面粗さを測定した。具体的には、表面粗さ触針（ダイアモンド製；外径２５μｍ）を用い、室温、荷重；０．１Ｎ、測定速度；０．５ｍｍ／秒として、窒化層の任意表面を試験片の長手方向及び長手方向と直交する方向の双方１０ｍｍ長で計測し、双方向の平均値を以て表面粗さとした。表面粗さは、ＪＩＳ規格Ｂ０６０１（１９９４）に定める「算術平均粗さ；Ｒａ」を採用した。測定結果を表１に示す。

[摩擦係数測定試験]
窒化層が形成された超硬工具に対して、摩擦係数を測定した。摩擦係数の測定は、バウデン式滑り試験機を使用した。荷重５Ｎ、室温、速度４ｍｍ／秒、摺動材；直径５ｍｍのＳＵＪ−２鋼球、摺動長さ；８ｍｍを摺動条件として測定した。測定結果を表１に示す。

[成膜工程]
各試験番号の超硬工具の窒化層上に硬質保護層を成膜した。成膜工程として物理蒸着法（ＰＶＤ）を用いた。Ｔｉ及びＡｌを用いた混合粉末を、円板形状に加圧成形して成形体を製造した。成形体を真空焼結後、スパッタ法を用いて、金属成分を電気的に励起させた。その後、装置気相中に窒素ガスを充填させた。励起させた金属成分と焼結体の成分とを、窒化層の表面上にて化学結合させて、ＴｉＡｌ−Ｎからなる硬質保護層を３．０μｍ厚で成膜した。

[ナノ硬度測定試験]
硬質保護層のナノ硬度を測定した。ナノ硬度の測定には、ナノインデンター（ＡｇｉｌｅｎｔＴｅｃｈｎｏｌｏｇｉｅｓ社製、ＸＰ／ＤＣＭ）を用いた。押込圧子；ダイアモンド製バーコビッチ型を用いて、以下の条件で測定した。押込方法；連続剛性方式、荷重；２００μＮ、振動周波数；４５Ｈｚ、振動振幅幅；２ｎｍ、最大押込深さ；１．０μｍ、室温、測定１５箇所（間隔は７０μｍ）。押込深さ２００ｎｍ地点のナノ硬度を、硬質保護層のナノ硬度と定義した。結果を表１に示す。

[硬質保護層の表面粗さ、摩擦係数測定試験]
硬質保護層が形成された超硬工具に対して、表面粗さ及び摩擦係数を測定した。表面粗さ及び摩擦係数の測定試験は、上述の表面粗さ測定試験及び摩擦係数測定試験と同様に行った。結果を表１に示す。

[硬質保護層密着力測定試験]
硬質保護層の窒化層に対する密着力を測定した。密着力の測定には、スクラッチ式試験機を使用した。ダイアモンド製触針；外径２００μｍを荷重；０〜１００Ｎ間で、室温、走査速度１０ｍｍ／分、荷重速度１００Ｎ／分で走査させた。異常振動信号が検出された荷重値と、走査動画写真にて硬質保護層の剥離もしくは破壊が確認された時点の荷重値とを比較して、低い方の荷重値を密着力として定義した。測定結果を表１に示す。

[評価結果]
評価結果を表１に示す。表１を参照して、試験番号３〜１３及び１６の超硬工具の窒化物生成成分の総含有量は適切であった。そのため、窒化処理後において、試験番号３〜１３及び１６のビッカース硬さは２０００以上であり、優れた耐摩耗性を示した。さらに、窒化処理後の試験番号３〜１３及び１６の超硬工具の表面粗さＲａは０．４０μｍ未満、摩擦係数は０．５０未満であり、優れた潤滑性を示した。

一方、試験番号１の超硬工具は、第２群の窒化物生成成分を含有しなかった。試験番号２の超硬工具は、第１群の窒化物生成成分を含有しなかった。試験番号１７の超硬工具は、窒化物生成成分を含有しなかった。そのため、窒化処理後のビッカース硬さは低く、２０００未満であった。窒化物が十分に生成されなかったためと考えられる。

試験番号１４及び１５の超硬工具は、窒化物生成成分の総含有量が３．０質量％を超えた。そのため、窒化処理後の表面粗さＲａが０．４０μｍ以上であった。試験番号１４及び１５の超硬工具は、表面粗さが粗いため、摩擦係数が０．５０以上であり、潤滑性が低かった。

窒化処理に加え、さらに硬質保護層を成膜した場合、試験番号３〜１３及び１６の超硬工具のナノ硬度は２０ＧＰａ以上であり、優れた耐摩耗性を示した。試験番号３〜１３及び１６の超硬工具は、窒化処理後のビッカース硬さが２０００以上であった。そのため、窒化処理後のビッカース硬さが２０００未満であった試験番号１、２及び１７と比較して、硬質保護層成膜後のナノ硬度が高くなったと考えられる。つまり、硬質保護層を支える窒化層の硬度が影響したと考えられる。

硬質保護層成膜後の試験番号３〜１３及び１６の超硬工具の表面粗さＲａは０．２０μｍ未満、摩擦係数は０．４０未満であり、窒化処理のみの場合と比較してさらに優れた潤滑性を示した。

試験番号１４及び１５の超硬工具は、成膜後であっても表面粗さＲａが０．４０μｍ以上、摩擦係数が０．５０以上であり、潤滑性が低かった。窒化物が過剰に表面に析出し、窒化層の凹凸が大きくなったため、硬質保護層に窒化層の凹凸が反映され、表面が粗くなり、摩擦係数が高くなったと考えられる。

試験番号５〜１３及び１６の超硬工具では、窒化物生成成分の総含有量が１．０質量％以上であった。そのため、硬質保護層の密着力が１００Ｎ超となった。

以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。

１，１０超硬工具
２焼結体
３窒化層
４硬質保護層

Claims

ＷＣ、Ｃｏ、ＴｉＣ及びＴａＣからなる群から選択される２種以上からなり、少なくともＷＣ及びＣｏを含有する超硬合金成分と、第１〜第３群から選択される２種以上からなり、少なくとも前記第１群から選択される１種及び前記第２群から選択される１種を含有し、前記超硬合金成分を１００質量％とした場合の総含有量が０．７〜３．０質量％である窒化物生成成分とを含有する焼結体を備え、
前記焼結体は、前記窒化物生成成分の窒化物を含む窒化層を表層に備える、超硬工具。
第１群：Ａｌ、Ｔｉ及びＶ
第２群：Ｃｒ及びＳｉ
第３群：Ｂ、Ｎｂ及びＺｒ
請求項１に記載の超硬工具であってさらに、
金属窒化物、金属炭化物、金属炭窒化物及び金属酸化物からなる群から選択される
１種以上を含有する硬質保護層を前記窒化層上に備える、超硬工具。