JP2017088917A - 超硬合金及び切削工具 - Google Patents

Abstract

【課題】耐欠損性に優れる超硬合金及び切削工具を提供する。【解決手段】ＷＣ粒子からなる第１硬質相と、前記第１硬質相とは異なり、周期表４，５，６族元素から選ばれる少なくとも１種の金属と、Ｃ，Ｎ，Ｏ及びＢから選ばれる少なくとも１種の元素との化合物からなる１種以上の第２硬質相と、Ｃｏ，Ｎｉ及びＦｅから選ばれる少なくとも１種の鉄族金属を含有する結合相と、を有し、前記ＷＣ粒子の平均粒径が０．８μｍ超４．０μｍ以下であり、表面部に脱β層を備え、前記脱β層の平均厚さをＡ、前記脱β層における前記結合相の平均結晶粒径をＢとするとき、Ａ／Ｂ≧１．５を満たす超硬合金。【選択図】図２

Description

本発明は、超硬合金及び切削工具に関する。特に、耐欠損性に優れる超硬合金及び切削工具に関する。

従来、切削工具として、ＷＣ粒子を主たる硬質相とし、これをＣｏ，Ｎｉなどの鉄族金属を主成分とする結合相により結合した超硬合金を基材に備える超硬合金工具が利用されている。超硬合金工具に求められる代表的な性能としては、耐摩耗性や耐欠損性などが挙げられる。

切削工具の基材に用いられる超硬合金に関する技術が、例えば特許文献１，２に記載されている。特許文献１，２には、超硬合金において、ＷＣ粒子の平均粒径を０．８μｍ以下とし、結合相粒の平均粒径を２００μｍ以下とすることが記載されている。これにより、超硬合金の抗折力を向上したり（特許文献１）、超硬合金の基材に被覆した非晶質炭素皮膜の耐剥離性を改善したり（特許文献２）できることが記載されている。

また、切削工具の基材となる超硬合金において、粒成長を抑制したり、耐摩耗性や耐熱性を改善するため、硬質相としてＷＣの他に、ＶＣ，Ｃｒ_３Ｃ_２，ＴａＣなどを添加することが行われている。

特開２００４−３４６３７０号公報 特開２００６−２１８５８９号公報

切削工具の基材となる超硬合金において、切削時の衝撃による欠損、特に切削時の突発的な欠損をより抑制することが望まれており、耐欠損性の更なる向上が求められている。

超硬合金において、ＷＣ粒子を微細化することで、硬度が向上し、耐摩耗性を向上できることが知られているが、超硬合金の高硬度化は、靭性の低下を招き、耐欠損性が低下する。上記特許文献１，２の技術では、ＷＣ粒子の平均粒径を０．８μｍ以下とすることで、耐摩耗性を確保しているが、耐欠損性が十分とはいえず、耐欠損性の要求に十分に応えることができない場合がある。

本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的の一つは、耐欠損性に優れる超硬合金を提供することにある。また、別の目的は、上記超硬合金からなる基材を備える切削工具を提供することにある。

本発明の一態様に係る超硬合金は、ＷＣ粒子からなる第１硬質相と、前記第１硬質相とは異なり、周期表４，５，６族元素から選ばれる少なくとも１種の金属と、Ｃ，Ｎ，Ｏ及びＢから選ばれる少なくとも１種の元素との化合物からなる１種以上の第２硬質相と、Ｃｏ，Ｎｉ及びＦｅから選ばれる少なくとも１種の鉄族金属を含有する結合相と、を有する。前記超硬合金は、前記ＷＣ粒子の平均粒径が０．８μｍ超４．０μｍ以下である。前記超硬合金は、表面部に脱β層を備え、前記脱β層の平均厚さをＡ、前記脱β層における前記結合相の平均結晶粒径をＢとするとき、Ａ／Ｂ≧１．５を満たす。

本発明の一態様に係る切削工具は、上記本発明の一態様に係る超硬合金からなる基材を備える。

上記超硬合金は、耐欠損性に優れる。上記切削工具は、優れた耐欠損性を有する。

本発明の実施形態に係る切削工具の一例である刃先交換型切削チップの概略斜視図である。 図１に示す刃先交換型切削チップの（ＩＩ）−（ＩＩ）断面における刃先近傍の部分拡大概略断面図である。

本発明者らは、高硬度・高靭性を両立する超硬合金について鋭意研究した結果、以下の知見を得た。

まず、本発明者らは、超硬合金の表面部に脱β層を形成することにより、耐欠損性の向上を図ることを考えた。脱β層とは、ＴｉＣやＴａＣなどの化合物（その固溶体も含む）であるβ相が存在せず、実質的にＷＣ粒子と結合相（鉄族金属）とからなる層のことであり、超硬合金の内部に比較して結合相の含有量が多く、靭性が高い層である。このような超硬合金は、表面部に靭性の高い脱β層を備えることで、切削時の衝撃に対する欠損を抑制でき、耐欠損性が向上する。しかしながら、本発明者らが研究を進めたところ、断続切削などの切削条件によっては、超硬合金の表面部に脱β層を単に形成するだけでは、切れ刃（刃先）に欠損が生じることがあり、耐欠損性を十分に確保できない場合があることが分かった。

本発明者らは、脱β層における結合相の結晶粒度に着目し、脱β層での結合相の結晶粒を微細化することで、超硬合金の耐欠損性を大幅に向上させることが可能であることを見出した。そして、脱β層の平均厚さＡと、脱β層における結合相の平均結晶粒径Ｂとの関係がＡ／Ｂ≧１．５を満たす場合に、超硬合金の耐欠損性の向上に有効であるとの知見を得た。

結合相の結晶粒を微細化することで耐欠損性が向上する理由は、次のように考えられる。結合相の結晶粒界、特に三重点には、マイクロポアや不純物の析出などの欠陥が生じ易い。結合相の結晶粒を微細化することにより、結晶粒界や三重点でのマイクロポアや不純物の析出のサイズ・量を低減でき、欠陥が分散されるので、強度、破壊靭性が向上することになる。したがって、切削時の突発的な欠損をより抑制でき、耐欠損性が向上する。そして、脱β層の平均厚さＡと結合相の平均結晶粒径Ｂとの比（Ａ／Ｂ）が１．５以上の場合に、脱β層に結合相の結晶粒界が確実に形成され、結晶粒界での欠陥を分散して微細化でき、脱β層による耐欠損性の向上効果が顕著になる。

本発明は、以上の知見に基づいてなされたものである。最初に、本発明の実施形態を列挙して説明する。

［本発明の実施形態の説明］
（１）本発明の一態様に係る超硬合金は、ＷＣ粒子からなる第１硬質相と、前記第１硬質相とは異なり、周期表４，５，６族元素から選ばれる少なくとも１種の金属と、Ｃ，Ｎ，Ｏ及びＢから選ばれる少なくとも１種の元素との化合物からなる１種以上の第２硬質相と、Ｃｏ，Ｎｉ及びＦｅから選ばれる少なくとも１種の鉄族金属を含有する結合相と、を有する。前記超硬合金は、前記ＷＣ粒子の平均粒径が０．８μｍ超４．０μｍ以下である。前記超硬合金は、表面部に脱β層を備え、前記脱β層の平均厚さをＡ、前記脱β層における前記結合相の平均結晶粒径をＢとするとき、Ａ／Ｂ≧１．５を満たす。

上記超硬合金によれば、表面部に脱β層を備えることで、切削時の衝撃による欠損、特に切削時の突発的な欠損を抑制でき、耐欠損性を向上できる。更に、脱β層の平均厚さＡと結合相の平均結晶粒径Ｂとの比（以下、「Ａ／Ｂ比」と呼ぶ場合がある）が１．５以上を満たすことで、脱β層における結合相の結晶粒度が小さく、脱β層の結合相に結晶粒界が存在する。そして、結合相の結晶粒が微細であることにより、結晶粒界三重点での欠陥が分散して微細化されることから、脱β層の強度、破壊靭性を改善でき、耐欠損性の更なる向上が可能である。よって、上記超硬合金は、耐欠損性に優れる。

ＷＣ粒子の平均粒径が０．８μｍ超であることで、超硬合金の製造過程における液相焼結の際に、結合相の結晶粒を微細化し易く、脱β層における結合相の結晶粒径を小さくできる。超硬合金は、結合相（鉄族金属）が溶融して液相となる液相存在下で焼結する液相焼結により製造される。通常、脱β層では、第２硬質相（β相）が存在せず、また、超硬合金の内部よりも結合相の含有量が多いことから、液相焼結の段階で結合相の結晶粒径が比較的大きくなり易い。液相焼結の際、ＷＣ粒子は固相であり、ＷＣ粒子の粒径がある程度大きいことで、液相存在下での固相の占める体積割合が大きくなり、焼結後の冷却時に結合相の結晶粒の粗大化を抑制できる。

また、ＷＣ粒子の平均粒径が０．８μｍ超であることで、靱性が高く、切削時の衝撃による欠損を抑制できる。また、耐亀裂伝播性が向上することから、亀裂の伝播が抑制され、耐欠損性が向上する。ＷＣ粒子の平均粒径が４．０μｍ以下であることで、硬度低下に起因する切削時の衝撃による変形が抑制されるため、摩耗や欠損を抑制できる。

ＷＣ粒子の平均粒径、並びに、脱β層の平均厚さ及び脱β層における結合相の平均結晶粒径の測定方法については、詳しくは後述する。

（２）上記超硬合金の一形態として、Ａ／Ｂ≧２．０を満たすことが挙げられる。

Ａ／Ｂ比が２．０以上を満たすことで、脱β層の平均厚さが同じであれば、脱β層における結合相の平均結晶粒径がより小さく、脱β層の結合相において、結晶粒界の存在確率が高くなる。したがって、結晶粒界三重点での欠陥がより分散して微細化されることから、耐欠損性の向上効果がより顕著になる。

（３）本発明の一態様に係る切削工具は、上記（１）又は（２）に記載の超硬合金からなる基材を備える。

上記切削工具は、耐欠損性に優れる上記超硬合金を基材に備えることから、優れた耐欠損性を有し、切削時の突発的な欠損を抑制できる。切削工具の具体例としては、刃先交換型切削チップ、バイト、エンドミル、ドリル、メタルソー、歯切工具、リーマ、タップなどが挙げられる。

（４）上記切削工具の一形態として、前記基材の表面に被覆膜を備えることが挙げられる。

基材表面に被覆膜を備えることで、工具の耐摩耗性などを改善できる。被覆膜の構成材料としては、例えばＴｉＣ，ＴｉＮ，ＴｉＣＮ，Ａｌ_２Ｏ_３などが挙げられる。

［本発明の実施形態の詳細］
本発明の実施形態に係る超硬合金及び切削工具の具体例を、以下に説明する。なお、本発明はこれらの例示に限定されるものではなく、特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。

《超硬合金》
実施形態に係る超硬合金は、ＷＣ粒子からなる第１硬質相と、周期表４，５，６族元素から選ばれる少なくとも１種の金属と、Ｃ，Ｎ，Ｏ及びＢから選ばれる少なくとも１種の元素との化合物（但しＷＣを除く）からなる１種以上の第２硬質相と、Ｃｏ，Ｎｉ及びＦｅから選ばれる少なくとも１種の鉄族金属を含有する結合相と、不可避的不純物を有する組成からなる。実施形態に係る超硬合金の特徴の１つは、表面部に特定の脱β層を備える点にある。超硬合金の組成としては、特に限定されるものではなく、公知の組成を採用することも可能である。

［第１硬質相］
超硬合金は、硬質相として第１硬質相と第２硬質相とを有し、第１硬質相のＷＣ粒子を主成分として含む。超硬合金中、ＷＣ粒子は少なくとも５０質量％以上含有し、例えば７０質量％以上９５質量％以下の範囲で含有することが挙げられる。好ましいＷＣ粒子の含有量は７５質量％以上、更に８０質量％以上である。

（ＷＣ粒子）
第１硬質相を構成するＷＣ粒子の平均粒径は０．８μｍ超４．０μｍ以下であることが挙げられる。ＷＣ粒子の平均粒径が０．８μｍ超であることで、靱性が高く、切削時の衝撃による欠損を抑制できる。また、耐亀裂伝播性が向上することから、亀裂の伝播が抑制され、耐欠損性が向上する。ＷＣ粒子の平均粒径が４．０μｍ以下であることで、硬度低下に起因する切削時の衝撃による変形が抑制されるため、摩耗や欠損を抑制できる。

また、ＷＣ粒子の平均粒径が０．８μｍ超であることで、超硬合金の製造過程における液相焼結の際に、液相存在下での固相（ＷＣ粒子）の占める体積割合が大きくなり、焼結後の冷却時に結合相の結晶粒の粗大化を抑制できる。つまり、ＷＣ粒子の粒径がある程度大きいことで、結合相の結晶粒を微細化し易く、脱β層における結合相の結晶粒径を小さくできる。ＷＣ粒子の平均粒径は１．０μｍ以上であることが挙げられる。

［第２硬質相］
第２硬質相は、ＷＣ粒子を除く、周期表４，５，６族元素から選ばれる少なくとも１種の金属と、Ｃ，Ｎ，Ｏ及びＢから選ばれる少なくとも１種の元素とからなる１種以上の化合物（その固溶体を含む）の粒子である。金属としては、Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖ及びＣｒなどが挙げられる。化合物とは、主として、上記金属の炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物、硼化物などであり、化合物には、これらの固溶体も含まれる。具体的な化合物としては、ＴｉＣ，ＴａＣ，ＴｉＣＮ，ＮｂＣ，ＺｒＣ，ＺｒＮ，ＴｉＮ，ＴａＮ，ＴａＣＮ，（Ｔａ，Ｎｂ）Ｃ，ＶＣ，Ｃｒ_３Ｃ_２などが挙げられる。超硬合金中、第２硬質相は、例えば０．１質量％以上１５質量％以下の範囲で含有することが挙げられる。

［結合相］
結合相は、Ｃｏ，Ｎｉ及びＦｅから選ばれる少なくとも１種の鉄族金属を主成分として含有し、実質的に上記鉄族金属からなることが好ましい。結合相には、不可避的不純物の他、硬質相を構成するＷＣや第２硬質相の化合物（ＴｉＣＮ，ＮｂＣ，ＴａＣ，ＺｒＣなど）の構成元素（ＷやＴｉ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｚｒなど）が固溶することを許容する。

超硬合金中、結合相は、例えば４．０質量％以上１５質量％以下の範囲で含有することが挙げられる。結合相の含有量が４質量％以上であることで、焼結時の焼結性の悪化を抑制し、結合相によって硬質相を強固に結合できる。また、超硬合金の靱性が向上することから、切削時に欠損し難く、耐欠損性を確保し易い。結合相の含有量が１５質量％以下であることで、硬質相が相対的に減少することによる超硬合金の硬度の低下を抑制し、硬度低下に起因する耐摩耗性や耐塑性変形性の低下を抑制できる。好ましい結合相の含有量は５．０質量％以上１２質量％以下である。

［脱β層］
脱β層は、実質的に第１硬質相（ＷＣ粒子）と結合相（鉄族金属）とからなる。この脱β層には、β相（第２硬質相の化合物）が実質的に存在しない。脱β層より深い内部では、超硬合金の組成、即ち、ＷＣ粒子、第２硬質相及び結合相の含有量が実質的に一定である。脱β層は、理論上、切削に関与する領域、具体的には刃先部に存在すればよいが、超硬合金の表面全体に形成されていることが好ましい。超硬合金の表面部に脱β層が形成されていることで、切削時の衝撃による欠損、特に切削時の突発的な欠損を抑制でき、耐欠損性を向上できる。

［脱β層の平均厚さと結合相の平均結晶粒径との比（Ａ／Ｂ比）］
脱β層は、脱β層の平均厚さをＡ、脱β層における結合相の平均結晶粒径をＢとするとき、Ａ／Ｂ≧１．５を満たす。Ａ／Ｂ比が１．５以上を満たすことで、脱β層における結合相の結晶粒度が小さく、脱β層の結合相に結晶粒界が存在する。そして、Ａ／Ｂ比が１．５以上を満たすことにより、脱β層に結合相の結晶粒界が形成され、結晶粒界（特に、三重点）での欠陥が分散して微細化されることから、脱β層の強度、破壊靭性を改善でき、耐欠損性の更なる向上が可能である。Ａ／Ｂ比は２．０以上（Ａ／Ｂ≧２．０）であることが好ましい。Ａ／Ｂ比が２．０以上を満たすことで、脱β層における結合相の結晶粒径がより小さく、脱β層の結合相において、結晶粒界の存在確率が高くなる。したがって、結晶粒界三重点での欠陥がより分散して微細化されることから、耐欠損性の向上効果がより顕著になる。

《超硬合金の評価方法》
〈ＷＣ粒子の平均粒径〉
ＷＣ粒子の粒径は、超硬合金の任意の断面を鏡面加工し、その断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により観察して測定する。

鏡面加工の方法としては、例えば、ダイヤモンドペーストで研磨する方法、集束イオンビーム（ＦＩＢ）装置を用いる方法、クロスセクションポリッシャー（ＣＰ）装置を用いる方法、及びこれらを組み合わせた方法などを挙げることができる。

ＳＥＭ観察で得られた画像から、ＷＣ粒子の粒径（Ｈｅｙｗｏｏｄ径（等面積円相当径））を測定し、その平均値をＷＣ粒子の平均粒径とする。ＷＣ粒子の粒径の測定は、同一断面内の異なる複数箇所（少なくとも２０箇所以上）を観察して行う。

〈脱β層の平均厚さ〉
脱β層の厚さは、超硬合金を表面に対して垂直又は斜め方向に切断した断面を鏡面加工し、その断面をＳＥＭにより観察して測定する。具体的には、超硬合金断面の表面付近を観察し、表面から内部に向かって厚さ（深さ）方向にβ相が実質的に存在しない領域を脱β層とし、その厚さを脱β層の厚さとする。そして、同一断面内の異なる複数箇所（少なくとも２０箇所以上）を観察して、脱β層の厚さを測定し、その平均値を脱β層の平均厚さとする。

〈脱β層における結合相の平均結晶粒径〉
脱β層における結合相の結晶粒径は、超硬合金を表面に対して垂直に切断した断面を鏡面加工し、その断面における脱β層の領域を電子線後方散乱回折装置（ＥＢＳＤ）により解析して測定する。具体的には、脱β層中の結合相をＥＢＳＤで結晶方位解析を行うことにより、ＷＣの結晶を除去して結合相（鉄族金属）の結晶方位が同じ領域を結晶粒として抽出し、スクリーニングを行い、結合相の結晶粒の粒径（等面積円相当径）を測定する。そして、同一断面内の異なる複数箇所（少なくとも２０箇所以上）を解析して、脱β層における結合相の結晶粒径を測定し、その平均値を結合相の平均結晶粒径とする。

《超硬合金の製造方法》
実施形態に係る超硬合金は、原料粉末の準備→原料粉末の混合→乾燥→成形→焼結→冷却という工程により製造できる。ここで、超硬合金の表面部に、上記Ａ／Ｂ比が１．５以上を満たす特定の脱β層を形成するためには、脱β層における結合相の結晶粒度を小さくすることが必要であり、その手法としては、原料に用いるＷＣ粉末の粒度や、原料組成、混合時間、冷却時の冷却速度などを制御することが挙げられる。

［準備工程］
準備工程は、原料粉末として、第１硬質相となるＷＣ粉末、第２硬質相となる化合物粉末、結合相となる鉄族金属粉末を準備する工程である。一般に、原料に用いるＷＣ粉末の粒径が小さいほど、最終的に得られる超硬合金中のＷＣ粒子の粒径が小さくなり、ＷＣ粉末の粒径が大きいほど、超硬合金中のＷＣ粒子の粒径が大きくなる。ＷＣ粉末は、後述する混合工程において粉砕され、微粉化されることがある。好ましいＷＣ粉末の粒度は１．５μｍ以上５．０μｍ以下である。ここでいう「粒度」とは、フィッシャーサブシーブサイザー（ＦＳＳＳ）法による平均粒径（ＦＳＳＳ径）のことを意味する。また、原料に用いるＷＣ粉末には、高温炭化処理されたものが好ましい。高温炭化で製造されたＷＣ粉末は、結晶性が高いため、混合時に粉砕され難く、微粉が発生し難い。混合時に微粉の発生を抑え、ＷＣ粉末の粒径をある程度大きく維持することで、焼結時に液相の結合相に溶解するＷＣの量を少なくできる。これにより、焼結時に液相存在下で粒径が大きい固相の占める体積割合を大きくでき、焼結後の冷却時に結合相の結晶粒の粗大化を抑制できる。

原料に用いる第２硬質相の化合物としては、例えばＴｉＣＮ，ＮｂＣ，ＴａＣ，ＺｒＣなどが挙げられる。中でも、ＴｉＣＮやＺｒＣは、焼結時に液相の結合相に溶解し難い点で好ましい。第２硬質相の原料として、液相への溶解度が低い化合物を用いることで、液相存在下で粒径が大きい固相の占める体積割合を増やすことができ、結合相の結晶粒を微細化し易くなる。

［混合工程］
混合工程は、原料粉末を混合して、混合粉末を得る工程である。混合工程では、例えば、アトライターやボールミルなどの公知の混合装置を用いて湿式混合することが挙げられる。混合工程では、原料となるＷＣ粉末や第２硬質相の化合物粉末を過粉砕しないように混合することが好ましい。例えば、混合時間を短くして、微粉を極力発生させないようにすることが挙げられる。これにより、混合しても、原料に用いたＷＣ粉末や第２硬質相の化合物粉末が過粉砕されずに粗粉のまま残り、粒子の粒径がある程度維持される。混合粉末に微粉が多量に含まれていると、後工程で混合粉末の成形体を焼結して冷却した際に、脱β層における結合相の結晶粒が粗大化することがある。混合時間は、原料粉末を十分に混合できる範囲で設定し、例えば６時間未満とすることが挙げられる。混合時間は４時間以下とすることが好ましい。混合時間の下限値は特に限定されないが、例えば１時間以上である。

［乾燥工程］
乾燥工程は、混合工程で得られた混合粉末を乾燥する工程である。乾燥方法としては、公知の方法を採用することができ、例えばスプレードライなどを用いることができる。乾燥工程は省略することも可能である。

［成形工程］
成形工程は、混合粉末を所定の形状にプレス成形して、成形体を得る工程である。成形条件は、一般的な条件を採用すればよく、特に問わない。所定の形状としては、例えば切削工具形状とすることが挙げられる。

［焼結工程］
焼結工程は、成形工程で得られた成形体を焼結して、焼結体を得る工程である。焼結工程では、結合相となる鉄族金属が溶融して液相が出現する温度以上（例えば１３８０℃以上１６００℃以下）に加熱保持して、液相焼結することが挙げられる。焼結は、真空度が１０ｋＰａ以下の真空雰囲気中で行うことが好ましい。焼結時の雰囲気はＮ_２ガス雰囲気やＡｒなどの不活性ガス雰囲気とすることが挙げられる。焼結工程では、焼結とＨＩＰ処理を同一工程内で行う、シンターＨＩＰ処理を行ってもよい。

［冷却工程］
冷却工程は、焼結後に焼結体を冷却する工程である。冷却工程では、最高温度での焼結後、１３８０℃から１２００℃の温度範囲を２０℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却することが好ましい。冷却速度を速く（急冷）することで、脱β層における結合相の結晶粒を微細化できる。冷却は加圧下で行うことが好ましく、冷却速度は４０℃／ｍｉｎ以上とすることが好ましい。冷却時の雰囲気はＮ_２ガス雰囲気やＡｒなどの不活性ガス雰囲気とすることが挙げられる。

《用途》
上記実施形態に係る超硬合金は、表面部に上記Ａ／Ｂ比が１．５以上を満たす特定の脱β層を備えることで、切削時の衝撃による欠損、特に切削時の突発的な欠損を抑制でき、耐欠損性に優れる。特に、衝撃が繰り返し作用する断続切削において、切れ刃（刃先）に欠損が生じ難く、優れた耐欠損性を発揮できる。よって、上記超硬合金を切削工具の基材に使用した切削工具は、優れた耐欠損性を有し、工具寿命を延長できる。

《切削工具》
［基材］
実施形態に係る切削工具は、上記実施形態に係る超硬合金を基材に備える所謂超硬合金工具である。切削工具の具体例としては、刃先交換型切削チップ、バイト、エンドミル、ドリル、メタルソー、歯切工具、リーマ、タップなどが挙げられる。

［被覆膜］
切削工具は、上記超硬合金の基材の表面に被覆膜を備えてもよい。基材表面に被覆膜を備えることで、工具の耐摩耗性などを改善でき、更なる長寿命化が図れる。被覆膜は、超硬合金基材の表面全体に形成されていてもよいし、刃先にのみ形成されていてもよい。

被覆膜は、周期表４，５，６族元素、並びにＡｌ及びＳｉから選ばれる少なくとも１種の金属と、Ｃ，Ｎ，Ｏ及びＢから選ばれる少なくとも１種の元素との化合物（その固溶体を含む）からなる１層以上の層を有することが好ましい。被覆膜を構成する具体的な化合物としては、例えば、ＴｉＣ，ＴｉＮ，ＴｉＣＮ，ＴｉＡｌＮ，ＴｉＡｌＣＮ，ＴｉＳｉＮ，Ａｌ_２Ｏ_３などが挙げられる。被覆膜は、１層のみからなる単層構造でもよいし、異なる構成材料で形成した層を２層以上積層した多層構造であってもよい。被覆膜全体の厚さは、例えば１．０μｍ以上３０μｍ以下であることが好ましい。被覆膜の厚さが１．０μｍ以上であることで、耐摩耗性などの向上効果が得られ易い。一方、被覆膜の厚さが３０μｍを超えても、それ以上の効果が得られず、経済的ではない。

被覆膜は、物理蒸着（ＰＶＤ）法や化学蒸着（ＣＶＤ）法により形成することができる。被覆膜がＣＶＤ法により形成されていると、基材との密着性に優れる被覆膜が得られ易い。ＣＶＤ法としては、例えばプラズマＣＶＤ法などが挙げられる。

実施形態に係る切削工具の一例として、刃先交換型切削チップを図１に示す。図１に示す刃先交換型切削チップ１は、略菱形平板状であり、略菱形をなす上面及び下面に設けられたすくい面２と、すくい面２に交差する各側面に設けられた逃げ面３と、すくい面２と逃げ面３との交差稜線部に設けられた切れ刃（刃先）４と、中心部に取付孔５と、を有する。この切削チップ１は、上面及び下面の各コーナーに刃先４が設けられており、合計８つの刃先４を有する。切削チップ１は、図２に示すように、超硬合金の基材１０と、基材１０の表面に被覆膜２０を備える。この基材１０は、上記実施形態に係る超硬合金であり、超硬合金の表面部に脱β層１１が形成されており、脱β層１１はＡ／Ｂ比が１．５以上を満たす。切削チップ１は、例えばホルダ（シャンク）に取り付けられて使用される。

［実施例１］
超硬合金からなる基材を備える切削工具（刃先交換型切削チップ）を作製し、その評価を行った。

＜実験例１＞
［超硬合金］
原料粉末として、第１硬質相となるＷＣ粉末と、第２硬質相となるＴｉＣＮ粉末，ＮｂＣ粉末，ＴａＣ粉末及びＺｒＣ粉末と、結合相となるＣｏ粉末とを準備した。ＷＣ粉末には、高温炭化により製造されたものを使用した。そして、３．０質量％のＴｉＣＮ、１．５質量％のＮｂＣ、２．０質量％のＴａＣ、１．５質量％のＴａＣ、１１．０質量％のＣｏ、残部がＷＣの組成となるように各粉末を配合して、原料粉末を調整した。この例では、粒度が異なる各粉末を用意し、８種類の試料の原料粉末を作製した。各試料の原料粉末に使用した各粉末の粒度を表１に示す。表１に示す各粉末の粒度は、ＦＳＳＳ法による平均粒径（ＦＳＳＳ径）である。

各試料の原料粉末に成形用のバインダーを添加し、アトライターを用いて溶媒と共に湿式混合して、スラリー状の混合粉末を得た。バインダーには有機系バインダーを用い、溶媒にはエタノール、アセトンなどの有機溶媒又は水を用いることができる。混合後、得られた混合粉末をスプレードライにより乾燥して造粒した。各試料における混合時間は、試料Ｎｏ．１−１〜Ｎｏ．１−７では２時間、試料Ｎｏ．１−８では１２時間とした。

次いで、混合粉末をプレス成形して、型番ＣＮＭＧ１２０４０８Ｎ−ＧＵ（住友電工ハードメタル株式会社製）形状の成形体を得た。

次に、得られた成形体を焼結炉に入れ、１３８０℃で１時間焼結した。焼結後、炉内にＡｒガスを導入し、加圧下で冷却し、超硬合金を製造した。各試料における１３８０℃から１２００℃までの冷却速度は、試料Ｎｏ．１−４では５℃／ｍｉｎ、試料Ｎｏ．１−７では１００℃／ｍｉｎとし、その他の試料ではいずれも５０℃／ｍｉｎとした。

［切削工具］
以上のようにして製造した各試料の超硬合金に適宜ホーニング処理などの刃先処理加工を施して、各試料の超硬合金を刃先交換型切削チップの超硬合金製基材（形状：ＣＮＭＧ１２０４０８Ｎ−ＧＵ）に加工した。

各試料の超硬合金製基材の表面に、ＣＶＤ法を用いて、ＴｉＮ（０．２μｍ）、α−Ａｌ_２Ｏ_３（３．５μｍ）、ＴｉＣＮ（２．５μｍ）、ＴｉＮ（０．２μｍ）を基材側から順に積層して被覆膜を形成した（括弧内の数値は厚さを示す）。

以上のようにして、表２に示す試料Ｎｏ．１−１〜Ｎｏ．１−８の刃先交換型切削チップを製造した。

［超硬合金の評価］
（ＷＣ粒子の平均粒径）
製造した各試料の超硬合金を厚さ方向に切断した断面を鏡面加工し、その断面をＳＥＭを用いて観察した。観察画像からＷＣ粒子の粒径を測定し、ＷＣ粒子の平均粒径を算出した。この例では、同一断面内の異なる２０箇所について、ＷＣ粒子の粒径の測定を行い、その平均値を求めた。その結果を表２に示す。

（脱β層の平均厚さ）
各試料の超硬合金の上記断面の表面付近をＳＥＭを用いて観察し、脱β層の厚さを測定した。この例では、超硬合金の表面から内部に向かって厚さ（深さ）方向に観察して、観察画像上で、表面から最も近い位置にあるβ相までの距離を測定し、その距離を脱β層の厚さとした。そして、同一断面内の異なる２０箇所について、脱β層の厚さを測定し、その平均値を求めた。

（脱β層における結合相の平均結晶粒径）
各試料の超硬合金の上記断面における脱β層の領域をＥＢＳＤを用いて結晶方位解析を行い、脱β層中の結合相の結晶粒の粒径を測定した。そして、同一断面内の異なる２０箇所について結晶方位解析を行い、脱β層における結合相の結晶粒径を測定し、その平均値を求めた。

（Ａ／Ｂ比）
各試料の超硬合金について、脱β層の平均厚さをＡ、脱β層における結合相の平均結晶粒径をＢとして、Ａ／Ｂ比を算出した。その結果を表２に示す。

［切削工具の評価］
各試料の刃先交換型切削チップについて、耐欠損性を評価した。刃先交換型切削チップを型番ＤＣＬＮＲ２５２５（住友電工ハードメタル株式会社製）のホルダに取り付け、以下に示す切削条件で断続切削試験（旋削）を行った。

（切削条件）
被削材：ＳＣＭ４３５（φ３５０ｍｍの丸棒、軸方向に４本の溝有り）
切削速度（Ｖｃ）：１００ｍ／ｍｉｎ
送り量（ｆ）：０．３ｍｍ／ｒｅｖ
切込量（ａｐ）：１．５ｍｍ
クーラント：乾式（ＤＲＹ）

断続切削試験は、各刃先交換型切削チップの上面及び下面の計８コーナー（刃先）について行い、各コーナーで被削材の外周を１分間旋削した。そして、各刃先交換型切削チップ１０個について試験を行い、１分以内に欠損したコーナー数を欠損数としてカウントし、全コーナー数（８コーナー×１０個）に対する欠損数の割合（欠損率：欠損数／８０）を調べた。その結果を表２に示す。

ＷＣ粒子の平均粒径が０．８μｍ超４．０μｍ以下で、脱β層がＡ／Ｂ≧１．５以上を満たす試料Ｎｏ．１−２、Ｎｏ．１−３、Ｎｏ．１−５及びＮｏ．１−７は、欠損率が３０％以下であり、耐欠損性に優れることが分かる。中でも、Ａ／Ｂ≧２．０以上を満たす試料Ｎｏ．１−７は、欠損率が２０％以下であり、耐欠損性により優れている。これは、脱β層のＡ／Ｂ比が１．５以上であることで、脱β層の結合相における結晶粒界三重点での欠陥が分散して微細化されることから、脱β層の強度、破壊靭性が改善され、耐欠損性が向上したものと考えられる。試料Ｎｏ．１−７では、焼結後の冷却速度をより速くしたことで、結合相の結晶粒がより微細化されたと考えられる。

試料Ｎｏ．１−１では、ＷＣ粒子の平均粒径が小さく、亀裂の伝播が起こり易いため、耐欠損性が悪化したと考えられる。一方、試料Ｎｏ．１−６では、ＷＣ粒子の平均粒径が大きく、硬度低下によって衝撃による変形が生じ易いため、耐欠損性が悪化したと考えられる。試料Ｎｏ．１−４及びＮｏ．１−８では、Ａ／Ｂ比が小さいことから、脱β層の結合相における結晶粒界三重点での欠陥が微細化されず、この欠陥を起点に衝撃に対して亀裂が発生し易い。そのため、突発的な欠損が生じ易く、耐欠損性が悪化したと考えられる。試料Ｎｏ．１−４では、冷却速度が遅いため、結合相の結晶粒が粗大になり、Ａ／Ｂ比が小さくなったと考えられる。一方、試料Ｎｏ．１−８では、混合時間が長く、過粉砕によって微粉が多く発生したため、脱β層の結合相における結晶粒が粗大化して、Ａ／Ｂ比が小さくなったと考えられる。

本発明に係る超硬合金は、例えば、切削工具の基材に好適に利用可能である。本発明に係る切削工具は、例えば、鋼材などの切削加工に好適に利用可能である。

１ 刃先交換型切削チップ（切削工具）
２ すくい面 ３ 逃げ面 ４ 刃先（切れ刃）
５ 取付孔
１０ 基材（超硬合金）
１１ 脱β層（表面部）
２０ 被覆膜

Claims (4)

1. ＷＣ粒子からなる第１硬質相と、
   前記第１硬質相とは異なり、周期表４，５，６族元素から選ばれる少なくとも１種の金属と、Ｃ，Ｎ，Ｏ及びＢから選ばれる少なくとも１種の元素との化合物からなる１種以上の第２硬質相と、
   Ｃｏ，Ｎｉ及びＦｅから選ばれる少なくとも１種の鉄族金属を含有する結合相と、を有し、
   前記ＷＣ粒子の平均粒径が０．８μｍ超４．０μｍ以下であり、
   表面部に脱β層を備え、
   前記脱β層の平均厚さをＡ、前記脱β層における前記結合相の平均結晶粒径をＢとするとき、Ａ／Ｂ≧１．５を満たす超硬合金。
2. Ａ／Ｂ≧２．０を満たす請求項１に記載の超硬合金。
3. 請求項１又は請求項２に記載の超硬合金からなる基材を備える切削工具。
4. 前記基材の表面に被覆膜を備える請求項３に記載の切削工具。

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