JP2018521214A

JP2018521214A - 切削工具

Info

Publication number: JP2018521214A
Application number: JP2017556611A
Authority: JP
Inventors: セシーリアアルハンマル，; ホセルイスガルシア，
Original assignee: サンドビックインテレクチュアルプロパティーアクティエボラーグ
Priority date: 2015-04-30
Filing date: 2016-04-26
Publication date: 2018-08-02
Anticipated expiration: 2036-04-26
Also published as: US20180127862A1; KR20170141210A; JP6879935B2; EP3289112B1; CN107530774B; WO2016174028A1; EP3289112A1; US10995399B2; KR102609665B1; CN107530774A

Abstract

本発明は、ＷＣを含む超硬合金の基材と結合材相とを含む切削工具に関する。この切削工具は、結合材相勾配を有する５０−４００μｍの間の厚さの勾配表面ゾーンを有し、勾配表面ゾーンの最外部分において結合材相含量が最も低い切削工具であって、遊離グラファイトを含む切削工具である。本発明はまた、上記に従う切削工具を作製する方法に関する。超硬合金体は、Ｔｉ合金及びＮｉ系合金等の非鉄合金の機械加工に使用された場合、化学的磨耗に対する改善された耐性を示す。【選択図】図３

Description

本発明は、非鉄合金、最も好適にはＴｉ合金及びＮｉ系合金の機械加工に好適な、超硬合金の基材を含む切削工具に関する。切削工具は、結合材相勾配を有する勾配表面ゾーンを含み、勾配表面ゾーンの最外部分において結合材相含量が最も低い。超硬合金体はまた、遊離グラファイトを含む。

超硬合金で作製された切削工具は、Ｔｉ合金及びＮｉ合金の機械加工の技術分野において周知である。これらの種類の加工対象物材料を機械加工する際に生じ得る１つの問題は、化学的磨耗である。

化学的磨耗は、Ｔｉ合金の機械加工において一般的である。したがって、Ｔｉ合金の機械加工用のインサートを選択する際、加工対象物材料との溶解性及び反応性が非常に重要であることが分かる。Ｔｉの極めて低い熱伝導性によって、インサートへの熱伝達及び高い化学反応性が引き起こされる。

超硬合金構造に対する炭素含量の影響は、当技術分野において知られている。炭素の不足はイータ相、例えばＷ_６Ｃｏ_６Ｃ、Ｗ_３Ｃｏ_３Ｃの形成をもたらし、一方、過剰の炭素は、遊離グラファイトの析出をもたらす。炭素含量は、通常、イータ相又はグラファイトの何れかが形成されるようにバランスがとられる。イータ相及びグラファイトの両方は、回避されるべきものとみなされる。

本発明の１つの目的は、化学的磨耗を低減することにより、非鉄材料を機械加工する際の切削工具の工具寿命を改善することである。

化学的磨耗は、とりわけ、Ｃｏ−Ｔｉ溶融物の形成、コバルトへの炭素の急速な拡散、及びＴｉとＣとの間の化学反応をもたらす。Ｔｉは、ＷＣ結晶粒からのＣと反応し、ＷＣの分解及びイータ相（Ｗ_６Ｃｏ_６Ｃ、Ｗ_３Ｃｏ_３Ｃ）又はＷ_２Ｃの形成をもたらす。これは、超硬合金の脆化、結晶粒の剥離及び工具の急速な磨耗を引き起こし、工具寿命を著しく低減する。

本発明は、ＷＣを含む超硬合金の基材と結合剤相とを含み、結合材相勾配を有する５０−４００μｍの間の厚さの勾配表面ゾーンを有し、勾配表面ゾーンの最外部分において結合材相含量が最も低い切削工具であって、遊離グラファイトを含む切削工具に関する。

本発明はまた、超硬合金の切削工具を作製する方法であって、
その特定の超硬合金組成の相図における、１０００℃での二相領域の幅により決定される範囲内の炭素含量を有する、第１の超硬合金体を用意する工程と、
５０−４００μｍの間の厚さを有する勾配表面ゾーンが形成されるように、前記第１の超硬合金体を浸炭環境内で焼結工程に供する工程と
を含む方法に関する。

本発明はまた、Ｔｉ又はＴｉ合金における機械加工のための、本明細書に記載のような切削工具の使用に関する。

本発明による切削工具がＴｉ合金の機械加工に使用される場合、超硬合金及び特に勾配表面ゾーンにおける遊離グラファイトが、機械加工中に加工対象物材料中のＴｉと化学的に相互作用することが発見された。この相互作用は、本発明による超硬合金が増加した工具寿命をもたらす理由の１つである。

ＷＣ及び６ｗｔ％のＣｏを含有する超硬合金の相図である。ＷＣ及び１０ｗｔ％のＣｏを含有する超硬合金の相図である。例１に記載される、本発明による超硬合金のＬＯＭ画像である。例２に記載される、本発明による超硬合金のＬＯＭ画像である。ＴｈｅｒｍｏＣａｌｃにより計算される、１０００℃での異なるコバルト含量に対するｗｔ％での第１の超硬合金の好適な炭素含量を示すグラフである。

本発明による超硬合金中のＷＣは、好適には、０．４から１０μｍの間、好ましくは１．２から４．０μｍの間の平均結晶粒径を有する。

ＷＣ及び結合材相に加えて、超硬合金はまた、超硬合金の作製の技術分野において一般的な他の構成成分、例えばＮｂ、Ｔａ、Ｔｉ及びＣｒを含んでもよい。これらの元素の量は、全超硬合金の２０重量ｐｐｍから５ｗｔ％の間で変動し得る。

本発明の一実施態様において、追加的な、すなわちＷＣに追加した構成成分の量は、全超硬合金の２０重量ｐｐｍから１ｗｔ％の間、好ましくは２０から２５０重量ｐｐｍの間である。

本発明の別の実施態様において、ＷＣは、存在する唯一の硬質構成成分である。

超硬合金はまた、当技術分野において一般的な少量の他の元素、例えば希土類、酸化物、アルミナイド及びホウ化物を含んでもよい。

超硬合金の基材を含む切削工具中の結合材相含量は、好適には、２から２５ｗｔ％、好ましくは４から１０ｗｔ％、より好ましくは５から７ｗｔ％である。

結合材相は、Ｃｏ、Ｎｉ及びＦｅの一又は複数を含んでもよい。

本発明の一実施態様において、結合材相は、主にＣｏを含む。これは、本明細書において、結合材相の原材料としてＣｏのみが添加されることを意味する。しかしながら、製造中、Ｃｏに他の元素が部分的に溶解し得る。

本発明によれば、勾配表面ゾーンは、結合材相が欠乏しており、すなわち、勾配表面ゾーンにおける結合材相含量は、超硬合金のバルク中の結合材相含量よりも低い。結合材相含量を測定するための１つの手法は、ＥＤＳ／ＷＤＳ検出器を有するＭｉｃｒｏｐｒｏｂｅＪｅｏｌＪＸＡ８５３０Ｆによるものである。

勾配表面ゾーンの厚さは、好適には、５０から４００μｍの間、好ましくは１２０から２５０μｍの間である。表面勾配ゾーンは、工具の表面と、結合材相含量がそれ以上変化しない点、すなわちバルクが開始する点との間の領域として定義される。

本発明の一実施態様において、勾配表面ゾーン中の結合材相含量は、バルク中の結合材相含量の０．２から０．９倍である。表面から開始してバルクに向かう勾配表面ゾーン中の結合材相含量の増加は、勾配表面ゾーンの終わりまで段階的である。

超硬合金の基材を含む切削工具中のグラファイト含量は、グラファイト析出物が光学顕微鏡（ＬＯＭ）を使用した際に明確に観察され得るような含量である。グラファイトは、勾配表面ゾーンにおいて、及びいくつかの場合では超硬合金体全体にも、すなわち勾配表面ゾーン及びバルクの両方で観察され得る。

遊離グラファイトの量を説明するための１つの手法は、ＤＩＮＩＳＯ４５０５に従って測定されるＣ−空隙率によるものである。本明細書において、これは、１００倍（倍）の倍率の画像（画像は、ツールのノーズ、好ましくは切断刃、及びツールの少なくとも６００×６００μｍの領域を含む）において、最大量の遊離グラファイトを有する領域のＣ−空隙率が、好適にはＣ０２からＣ０８の間、好ましくはＣ０４からＣ０８の間、より好ましくはＣ０６からＣ０８の間であることを意味する。

本発明の一実施態様において、グラファイトは、勾配表面ゾーンに存在する。

本発明の一実施態様において、グラファイトは、勾配表面ゾーンにのみ存在する。

本発明の一実施態様において、超硬合金は、ＷＣ及びＣｏ、並びに不可避の不純物からなる。ＷＣ含量は全炭素含量に寄与するため、生成物中の全炭素含量は、ＷＣ含量により変動する。

例えば、９４ｗｔ％のＷＣ及び６ｗｔ％のＣｏを含む超硬合金の場合、材料中の全炭素含量は、好適には、５．８０から５．９５ｗｔ％の間、好ましくは５．８９から５．９３ｗｔ％の間である。炭素含量は、例えば、例において説明されるように、ＬＥＣＯ機器により測定され得る。

本発明の一実施態様において、超硬合金は、ＷＣ及び５−７ｗｔ％のＣｏ、並びに不可避の不純物からなる。

当技術分野において、工具寿命を増加させるために超硬合金工具にコーティングを施すことが一般的である。本発明による超硬合金は、コーティングされていなくてもよく、又は、コーティング、好ましくは当技術分野において知られているＣＶＤ若しくはＰＶＤコーティングが施されてもよい。

本発明の一実施態様において、本発明による切削工具は、好適にはコーティングされていない。

本発明の一実施態様において、超硬合金体は、０．２−３μｍの厚さを有する磨耗検出に有用なコーティング、例えばＴｉＮが施されている。

本発明の別の実施態様において、超硬合金体は、余分な炭素源を提供するために、例えばＣＶＤにより堆積された０．２−３μｍの厚さを有する炭素を含むコーティング、例えばＤＬＣコーティングが施されている。

本発明の別の実施態様において、超硬合金体は、ＣＶＤ堆積による０．２−３μｍの厚さを有するＺｒＣ単層を含むコーティングが施されている。

切削工具とは、本明細書において、インサート、ドリル又はエンドミルを意味する。

本発明の一実施態様において、切削工具は、旋削用インサートである。

本発明による超硬合金の基材を含む切削工具は、非鉄合金、最も好適にはＴｉ若しくはＴｉ合金及び／又はＮｉ系合金、最も好適にはＴｉ又はＴｉ合金の機械加工に好適である。Ｔｉ及びＴｉ合金の例は、好適には、α、β及びγ合金、例えばα−Ｔｉ及びα合金、例えばＴｉ_５Ａｌ_２．５Ｓｎ、準α合金、例えばＴｉ_６Ａｌ_２Ｓｎ_４Ｚｒ_２Ｍｏ、α＋β合金、例えばＴｉ_６Ａｌ_２Ｓｎ_４Ｚｒ_６Ｍｏ及びＴｉ_６Ａｌ_４Ｖである。Ｎｉ系合金の例は、Ｉｎｃｏｎｅｌ７１８、Ｗａｓｐａｌｏｙ及びＨａｙｎｅｓ２８２合金である。

本発明はまた、上記に従う超硬合金の基材を含む切削工具を作製する方法に関する。

本発明による超硬合金の基材を含む切削工具を作製する方法は、ある特定の炭素含量を有する第１の超硬合金体を用意する工程と、次いで前記第１の超硬合金体を浸炭環境内で焼結工程に供する工程とを含む。

第１の超硬合金体は、その特定の超硬合金組成の相図における、１０００℃での二相領域、すなわちＷＣ＋固体結合材相のゾーンの幅により決定される範囲内の炭素含量を有する、任意の超硬合金体であってもよい。

当技術分野において、組成、例えばＣｒ又は他の結合材相金属、例えばＦｅ若しくはＮｉの存在に依存して、この領域の炭素限界が変動することは周知である。二相領域の炭素限界はまた、ＷＣ含量によっても変動する。これは、図１（９４ｗｔ％のＷＣ＋６ｗｔ％のＣｏの場合）及び図２（９０ｗｔ％のＷＣ＋１０ｗｔ％のＣｏの場合）に示されている。確認され得るように、９４ｗｔ％のＷＣ＋６ｗｔ％のＣｏを含有する第１の超硬合金体中の炭素含量は、相図において画定されるように、１０００℃の温度において、点線の間の距離Ｘ、すなわち５．７０から５．７７ｗｔ％Ｃの間となるはずであり、一方、９０ｗｔ％のＷＣ＋１０ｗｔ％のＣｏの場合、対応する範囲は、相図において画定されるように、１０００℃の温度において、５．４０から５．５３ｗｔ％Ｃの間となる。

本発明の一実施態様において、第１の超硬合金体中の炭素含量は、上述されたような二相領域の幅により決定される範囲の下半分内にある。

本発明の一実施態様において、６ｗｔ％のＣｏを含むＷＣ−Ｃｏ系の場合、これは、第１の超硬合金体中の炭素含量が、好適には、５．７０から５．７７ｗｔ％Ｃの間、好ましくは５．７０から５．７２ｗｔ％Ｃの間であることを意味する。

本発明の一実施態様において、１０ｗｔ％のＣｏを含むＷＣ−Ｃｏ系の場合、これは、第１の超硬合金体中の炭素含量が、好適には、５．４０から５．５３ｗｔ％Ｃの間、好ましくは５．４０から５．４６ｗｔ％Ｃの間であることを意味する。

本発明の一実施態様において、ＷＣ＋７ｗｔ％Ｃｏの組成を有する第１の超硬合金体中の炭素含量は、５．６２から５．７１ｗｔ％Ｃの間である。

本発明の一実施態様において、ＷＣ＋８ｗｔ％Ｃｏの組成を有する第１の超硬合金体中の炭素含量は、５．５５から５．６５ｗｔ％Ｃの間である。

本発明の一実施態様において、ＷＣ＋９ｗｔ％Ｃｏの組成を有する第１の超硬合金体中の炭素含量は、５．４７から５．５９ｗｔ％Ｃの間である。

第１の超硬体はまた、硬質構成成分を形成する粉末及び結合材相を形成する粉末から、従来の技術に従って製造され得る。

硬質構成成分を形成する粉末は、超硬合金を作製する技術分野において一般的な材料、例えばＷＣ、並びにＴａ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｍｏ及びＺｒの一又は複数の炭化物又は炭窒化物から選択される。

ＷＣは、高温浸炭ＷＣ、又は、国際公開第２０１４／１９１５０５号若しくは国際公開第２０１４／１９１５１１号に記載のような、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｖの元素の１つ若しくは組合せによるドープＷＣであってもよい。

本発明の一実施態様において、第１の超硬合金体は、結合材相勾配を有さない。これは、本明細書において、超硬合金体が、結合材相の本質的に均一な分布を有すること、すなわち、第１の焼結体を作製する際に勾配が意図されなかったことを意味する。

また、硬質構成成分の少なくとも一部が、リサイクルされた超硬合金材料として添加されてもよい。そのような材料は、通常、冶金学的又は化学的手段により、例えば亜鉛回収プロセス（ＰＲＺ）、電解回収、抽出又は酸化によりリサイクルされる。そのような原材料は、Ｗ、Ｃ、Ｃｏ、並びに、Ｔａ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ及びＭｏの少なくとも一又は複数等の多くの元素を含み得る。

結合材相を形成する粉末は、単一の結合材金属の粉末、又は２つ以上の金属の粉末ブレンド、又は２つ以上の金属の合金の粉末であってもよい。結合材金属は、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｆｅ、Ｃｏ又はＮｉから、好ましくはＣｏ、Ｆｅ又はＮｉから選択され、最も好ましくはＣｏである。

結合材相を形成する添加された粉末の結晶粒径は、好適には、０．５から３μｍの間、好ましくは０．５から１．５μｍの間である。結合材相を形成する粉末の量は、好適には、２から２５ｗｔ％の間、好ましくは４から１０ｗｔ％の間、より好ましくは５から７ｗｔ％の間である。

第１の超硬合金体を作製する方法は、通常、硬質構成成分を形成する粉末、すなわちＷＣ及びおそらくは上記に従う任意の他の添加剤、結合材相を形成する粉末、有機結合材、例えばＰＥＧ又はパラフィン、並びにミリング液、例えば水／エタノールを含むスラリーを形成することにより開始される。スラリーは、好適には、ボールミル又はアトライタミル内で磨砕される。

上述されたような第１の超硬合金体中の所望の炭素含量を達成するために、磨砕前の粉末混合物へのカーボンブラックの添加による炭素含量の調節が行われる。

次いで、スラリーは、知られている技術、特に噴霧乾燥により、顆粒となるまで好適に乾燥される。

その後、例えば一軸圧縮、多軸圧縮等の圧縮操作により、乾燥した顆粒から素地が形成される。その後、第１の超硬合金体を形成するために、素地は、任意の従来の焼結法、例えば真空焼結、ＳｉｎｔｅｒＨＩＰ、放電プラズマ焼結等により焼結される。

次いで、第１の超硬合金体は、浸炭環境内で焼結される。

本発明の一実施態様において、浸炭環境内での焼結は、その間で超硬合金体を移動させることなく、第１の超硬体を形成する焼結と同じ炉内で行われる。

本発明の別の実施態様において、浸炭環境内での焼結は、例えば異なる炉を使用することにより、第１の超硬体を形成する焼結とは別個に行われる。

浸炭環境内での焼結のための焼結温度は、第１の超硬合金体の組成に依存して変動する。浸炭環境内での焼結は、第１の液体の形成のための温度、すなわち、ＷＣ＋Ｃｏ_液体＋Ｃｏ_固体相領域の下限より少なくとも高い温度で、焼結炉内で行われる。ＷＣ＋Ｃｏ_液体＋Ｃｏ_固体相領域は、図１及び図２の両方において確認され得る。

浸炭環境内での焼結の焼結温度は、好適には、１５００℃未満である。

例えば、６ｗｔ％のＣｏを有するＷＣ−Ｃｏの場合、温度は、好適には、１３００から１３７０℃の間、好ましくは１３４０から１３５０℃の間である。

本発明の一実施態様において、浸炭環境は、一又は複数の炭素含有ガス、例えばＣＨ_４、ＣＯにより提供される。また、焼結の間Ｈ_２ガスが存在してもよい。

本発明の一実施態様において、浸炭環境は、炭素コーティング又は炭素粉末又は炭素溶液等の炭素源により提供され得る。

浸炭環境内での焼結の持続時間は、好適には、１５分から４時間の間、好ましくは４０分から２時間の間である。持続時間とは、本明細書において最大温度での時間を意味する。

例１（本発明）
ＷＣ、６ｗｔ％のＣｏ及び追加の炭素で作製された混合物を、１８時間混合及びブレンドし、真空条件下で１４１０℃で１時間圧縮及び焼結した。焼結後、超硬合金は、Ｃｏ金属結合材相に埋没したＷＣからなる。焼結後の全炭素は、５．７０ｗｔ％Ｃであった。炭素含量は、試料を燃焼させ、次いで生成物を固体ＩＲ検出により分析することによって測定される。分析は、ＬＥＣＯＷＣ−６００機器において行われる。値の精度は、±０．０１ｗｔ％である。

第１の焼結工程の後、ＣＨ_４／Ｈ_２の混合物を含有する焼結雰囲気中で超硬合金体を１３５０℃の温度で１時間熱処理することにより、超硬合金体を第２の焼結工程に供し、超硬合金にＣｏ欠乏勾配表面ゾーンを生成した。熱処理後、超硬合金は、ＷＣ、Ｃｏ及び遊離グラファイト析出物を含んでおり、ＩＳＯＤＩＮ４５０５によるＣ０６のＣ−空隙率を有していた。さらに、超硬合金と比較してより高い炭素活性を有する雰囲気中での焼結処理に起因して、超硬合金に１３０μｍのＣｏ欠乏勾配表面ゾーンが形成する。超硬合金体のＬＯＭ画像は、図３において確認され得る。

勾配は、１５ｋＷ５０ｎＡのビームエネルギー、１μｍのプローブ直径、及び１０００ミリ秒の滞留時間のＥＤＳ／ＷＤＳ検出器を有するＭｉｃｒｏｐｒｏｂｅＪｅｏｌＪＸＡ８５３０Ｆを使用して、ノーズ、レーキ及びフェイス側の３つの異なる位置でのインサートの断面で測定される。

熱処理後のＬＥＣＯにより測定される全炭素含量は、５．８９ｗｔ％Ｃであった。この超硬合金体を、試料１と呼ぶ。

例２（本発明）
ＷＣ、６ｗｔ％のＣｏ及び追加の炭素で作製された混合物を、１８時間混合及びブレンドし、真空条件下で１４１０℃で１時間圧縮及び焼結した。焼結後、超硬合金は、Ｃｏ金属結合材相に埋没したＷＣを含んでいた。焼結後の全炭素含量は、５．７６ｗｔ％Ｃであった。

第１の焼結工程の後、ＣＨ_４／Ｈ_２の混合物を含有する焼結雰囲気中で超硬合金体を１３５０℃の温度で１時間熱処理することにより、超硬合金体を第２の焼結工程に供し、超硬合金にＣｏ欠乏勾配表面ゾーンを生成した。熱処理後、超硬合金は、ＷＣ、Ｃｏ及び遊離グラファイト析出物を含んでおり、ＩＳＯＤＩＮ４５０５によるＣ０６のＣ−空隙率を有していた。さらに、超硬合金と比較してより高い炭素活性を有する雰囲気中での焼結処理に起因して、超硬合金に１００μｍのＣｏ欠乏勾配表面ゾーン−が形成する。熱処理後のＬＥＣＯにより測定される全炭素含量は、５．９１ｗｔ％Ｃであった。超硬合金体のＬＯＭ画像は、図４において確認され得る。Ｃ−空隙率、勾配及び炭素含量は、例１に記載のように測定されている。この超硬合金体を、試料２と呼ぶ。

例３（本発明＋コーティング）
本発明に従って生成された超硬合金（例１）を、従来の化学気相堆積により、０．３μｍのＴｉＮの接着層及び１．６μｍＺｒＣ層からなる複数層でコーティングした。この超硬合金体を、試料３と呼ぶ。

例４（比較例）
ＷＣ、６ｗｔ％のＣｏ及び追加の余分な炭素で作製された混合物を、１８時間混合及びブレンドし、真空条件下で１４１０℃で１時間圧縮及び焼結した。焼結後、超硬合金は、Ｃｏ金属結合材相に埋没したＷＣを含んでいた。焼結後にＬＥＣＯにより測定された全炭素は、５．７６ｗｔ％Ｃであった。炭素含量は、例１に記載のように測定されている。遊離グラファイトの勾配は存在しなかった。この超硬合金体を、試料４と呼ぶ。

例５（比較例）
ＷＣ、６ｗｔ％のＣｏ及び追加のＷ金属で作製された混合物を、１８時間混合及びブレンドし、真空条件下で１４１０℃で１時間圧縮及び焼結した。焼結後、超硬合金は、Ｃｏ金属結合材相に埋没したＷＣ及び亜炭化物（Ｗ，Ｃｏ）_ｘＣ（Ｍ_６Ｃ，Ｍ_１２Ｃ）析出物、すなわちイータ相を含んでいた。焼結後にＬＥＣＯにより測定された全炭素は、５．３６ｗｔ％Ｃであった。

第１の焼結工程の後、ＣＨ_４／Ｈ_２の混合物を含有する焼結雰囲気中で超硬合金体を１３５０℃の温度で１時間熱処理することにより、超硬合金体を第２の焼結工程に供した。熱処理後、超硬合金は、ＷＣ、Ｃｏ及び亜炭化物（Ｗ，Ｃｏ）ｘＣ（Ｍ_６Ｃ，Ｍ_１２Ｃ）析出物、すなわちイータ相を含んでいた。さらに、３００μｍの厚さを有する亜炭化物（Ｗ，Ｃｏ）ｘＣ（Ｍ_６Ｃ，Ｍ_１２Ｃ）析出物を有さないＣｏ欠乏勾配表面ゾーンが、超硬合金に形成された。ＬＥＣＯにより測定された全炭素含量は、５．５５ｗｔ％Ｃであった。遊離グラファイトは観察されなかった。勾配及び炭素含量は、例１に記載のように測定されている。この超硬合金体を、試料５と呼ぶ。

例６（比較例）
ＷＣ、６ｗｔ％のＣｏ及び追加の余分な炭素で作製された混合物を、１８時間混合及びブレンドし、真空条件下で１４１０℃で１時間圧縮及び焼結した。焼結後、超硬合金は、Ｃｏ金属結合材相に埋没したＷＣ、及び遊離グラファイト析出物を含んでおり、ＩＳＯＤＩＮ４５０５によるＣ０６のＣ−空隙率を有していた。焼結後にＬＥＣＯにより測定された全炭素は、５．８０ｗｔ％Ｃであった。勾配は存在しなかった。Ｃ−空隙率及び炭素含量は、例１に記載のように測定されている。この超硬合金体を、試料６と呼ぶ。

例７（比較例）
ＷＣ、６ｗｔ％のＣｏ及び追加の炭素で作製された混合物を、１８時間混合及びブレンドし、真空条件下で１４１０℃で１時間圧縮及び焼結した。焼結後、超硬合金は、Ｃｏ金属結合材相に埋没したＷＣ、及び遊離グラファイト析出物を含んでいた。焼結後にＬＥＣＯにより測定された全炭素は、５．８０ｗｔ％Ｃであった。

第１の焼結工程の後、ＣＨ_４／Ｈ_２の混合物を含有する焼結雰囲気中で超硬合金体を１３５０℃の温度で１時間熱処理することにより、超硬合金体を第２の焼結工程に供し、超硬合金の表面上にＣｏ欠乏勾配表面ゾーンを生成した。熱処理後、超硬合金は、ＷＣ、Ｃｏ及び遊離グラファイト析出物からなっており、ＩＳＯＤＩＮ４５０５によるＣ０６のＣ−空隙率を有していた。さらに、超硬合金と比較してより高い炭素活性を有する雰囲気中での焼結処理に起因して、超硬合金に３０μｍのコバルト結合材勾配を有する勾配表面ゾーンが形成される。熱処理後のＬＥＣＯにより測定される全炭素含量は、５．９０ｗｔ％Ｃであった。Ｃ−空隙率、勾配及び炭素含量は、例１に記載のように測定されている。この超硬合金体を、試料７と呼ぶ。

例８（実施例）
全てのインサートを、以下の条件を使用して、Ｔｉ_６Ａｌ_４Ｖ合金での旋削操作において試験した。
ａｐ＝０．２
Ｆｎ＝０．２
Ｖｃ＝７５ｍ／分。

工具寿命の基準は、０．４ｍｍを超える拡大したフランク磨耗であった。

結果は、表１において確認され得る。

結果は、本発明に従って生成された超硬合金が、全ての他の超硬合金と比較して、大幅に改善された寿命を示したことを示している。結果はまた、浸炭雰囲気中での焼結前の第１の超硬合金体中の炭素含量が、超硬合金体の性能に重要であることを示している。

Claims

ＷＣを含む超硬合金の基材と結合材相とを含み、結合材相勾配を有する５０−４００μｍの間の厚さの勾配表面ゾーンを有し、勾配表面ゾーンの最外部分において結合材相含量が最も低い切削工具であって、遊離グラファイトを含む切削工具。
表面ゾーンの厚さが、１２０から２５０μｍの間であることを特徴とする、請求項１に記載の切削工具。
遊離グラファイトの量が、Ｃ−空隙率がＣ０２−Ｃ０８であるような量であることを特徴とする、請求項１又は２に記載の切削工具。
遊離グラファイトの量が、Ｃ−空隙率がＣ０４−Ｃ０８であるような量であることを特徴とする、請求項１から３の何れか一項に記載の切削工具。
遊離グラファイトが勾配表面ゾーンに存在することを特徴とする、請求項１から４の何れか一項に記載の切削工具。
結合材相がコバルトであることを特徴とする、請求項１から５の何れか一項に記載の切削工具。
コバルト含量が、４から１０ｗｔ％の間であることを特徴とする、請求項１から６の何れか一項に記載の切削工具。
コーティングされていないことを特徴とする、請求項１から７の何れか一項に記載の切削工具。
コーティングが施されていることを特徴とする、請求項１から６の何れか一項に記載の切削工具。
超硬合金の切削工具を作製する方法であって、
その特定の超硬合金組成の相図における１０００℃での二相領域、すなわちＷＣ＋固体結合材相のゾーンの幅により決定される範囲内の炭素含量を有する第１の超硬合金体を用意する工程と、
５０−４００μｍの間の厚さを有する勾配表面ゾーンが形成されるように、前記第１の超硬合金体を浸炭環境内で焼結工程に供する工程と
を含む方法。
第１の超硬合金体中の炭素含量が、二相領域の幅により決定される範囲の下半分内にあることを特徴とする、請求項１０に記載の方法。
第１の超硬合金体が、ＷＣを含む硬質構成成分を形成する粉末、及び結合相を形成する粉末を用意し、これをその後磨砕、乾燥、及び素地に圧縮し、前記素地を第１の超硬合金体に焼結することにより形成されることを特徴とする、請求項１０又は１１に記載の方法。
結合材相がコバルトであることを特徴とする、請求項１０から１２の何れか一項に記載の方法。
第２の焼結工程の持続時間が１５分から４時間の間であることを特徴とする、請求項１０から１３の何れか一項に記載の方法。
浸炭環境内での焼結工程における焼結温度が第１の液体の形成のための温度、すなわちＷＣ＋Ｃｏ_液体＋Ｃｏ_固体相領域の下限より少なくとも高く、１５００℃より低いことを特徴とする、請求項１０から１３の何れか一項に記載の方法。
非鉄合金における機械加工のための、請求項１から９の何れか一項に記載の切削工具の使用。
Ｔｉ又はＴｉ合金における機械加工のための、請求項１から９の何れか一項に記載の切削工具の使用。