JP2019151875A - 基材および切削工具 - Google Patents

Abstract

【課題】極めて高い耐熱性（高温での耐摩耗性）を有しつつ、耐欠損性が向上した超硬合金からなる基材、および、それを備える切削工具を提供する。【解決手段】本開示の一態様に係る基材は、第１硬質相、第２硬質相および結合相を備える超硬合金からなる。第１硬質相はＷＣ粒子からなり、第２硬質相はＡｌ２Ｏ３からなる。結合相は、ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも１種の金属を含む。基材は、その表面に第２硬質相を含まない表面層を有し、表面層の厚みａと、基材の厚みｂとが、０．０１≦２ａ／ｂ≦０．５０を満たす。【選択図】なし

Description

本発明は、基材および切削工具に関する。

高い硬度が要求される製品として、たとえば切削工具がある。このような製品に用いられる硬質材料として、超硬合金が用いられている。

ここで、切削工具等は高温に曝される場合が多く、高温では超硬合金の摩耗が促進され、製品として所望される長さの寿命を達成できなくなる場合がある。このため、切削工具等に用いられる超硬合金には、高温での耐摩耗性が求められる。

切削工具に高温での耐摩耗性を付与するために、たとえば、特許文献１（特開平９−１２５２２９号公報）には、基材に高温での耐摩耗性に優れた被膜を形成する技術が開示されている。しかし、最近は、特に耐熱合金などの難削材への加工ニーズが高まり、切削速度の向上も求められており、切削工具はより高温の環境下で使用されるようになっている。特許文献１に開示されるような被膜を施した切削工具であっても、より高温の環境下での使用により、被膜が磨滅または破壊されて基材が露出すると、急激に耐摩耗性が低下してしまう。このため、基材自体の高温での耐摩耗性をさらに向上させることが望まれる。

切削工具の基材の材料として、Ａｌ_２Ｏ_３、Ａｌを含む金属間化合物相などの高温耐性に優れた材料を含む焼結体（超硬合金）を用いることで、切削工具の基材自体の高温での耐摩耗性を向上させることができる（例えば、特許文献２（特開２０１４−２０８８８９号公報）参照）。

特開平９−１２５２２９号公報 特開２０１４−２０８８８９号公報

しかし、切削工具には同時に耐欠損性も要求される。ここで、Ａｌ_２Ｏ_３を含む超硬合金は、耐熱性（高温での耐摩耗性）が極めて高いが、耐欠損性が十分ではない。一方、Ａｌを含む金属間化合物相を含む超硬合金は、一定の耐欠損性を有するが、Ａｌ_２Ｏ_３程の極めて高い耐熱性（高温での耐摩耗性）は有していない。

したがって、本開示の目的は、極めて高い耐熱性（高温での耐摩耗性）を有しつつ、耐欠損性が向上した超硬合金からなる基材、および、それを備える切削工具を提供することである。

本発明の一態様に係る基材は、第１硬質相、第２硬質相および結合相を備える超硬合金からなる。第１硬質相はＷＣ粒子からなり、第２硬質相はＡｌ_２Ｏ_３からなる。結合相は、ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも１種の金属を含む。基材は、その表面に第２硬質相を含まない表面層を有し、表面層の厚みａと、基材の厚みｂとが、０．０１≦２ａ／ｂ≦０．５０を満たす。

本開示の一様態に係る切削工具は、上記基材を備える。

上記によれば、極めて高い耐熱性（高温での耐摩耗性）を有しつつ、耐欠損性が向上した超硬合金からなる基材、および、それを備える切削工具を提供することができる。

[本発明の実施形態の説明]
最初に本発明の実施態様を列記して説明する。

なお、本明細書において「Ａ〜Ｂ」という形式の表記は、範囲の上限下限（すなわちＡ以上Ｂ以下）を意味し、Ａにおいて単位の記載がなく、Ｂにおいてのみ単位が記載されている場合、Ａの単位とＢの単位とは同じである。

〔１〕本開示の一態様に係る基材は、第１硬質相、第２硬質相および結合相を備える超硬合金からなる。第１硬質相はＷＣ粒子からなり、第２硬質相はＡｌ_２Ｏ_３からなる。結合相は、ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも１種の金属を含む。基材は、その表面に第２硬質相を含まない表面層を有し、表面層の厚みａと、基材の厚みｂとが、０．０１≦２ａ／ｂ≦０．５０を満たす。上記基材は、高温での耐摩耗性および耐欠損性が向上している。

〔２〕結合相は、ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも１種の金属と、Ａｌと、Ｃと、を含むＡｌ結合相を含むことが好ましい。このとき、基材の任意の断面において、表面層の面積中に占めるＡｌ結合相の面積比率ｃと、表面層以外の基材内部の面積中に占めるＡｌ結合相の面積比率ｄとが、ｃ／ｄ≧１．０を満たすことが好ましい。Ａｌ結合相は、高温での耐塑性変形性に優れるため、表面層のＡｌ結合相の比率を高くすることで、基材の刃先の変形を抑制でき、基材の耐摩耗性がさらに向上するからである。

〔３〕Ａｌ結合相は、さらにＷを含むことが好ましい。Ａｌ結合相にＷが固溶することで、Ａｌ結合相の高温硬度が上昇し、高温での耐摩耗性がさらに向上するからである。

〔４〕超硬合金は、周期表４族元素、５族元素および６族元素からなる群より選ばれる少なくとも１種の金属と、Ｃ，Ｎ，ＯおよびＢからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素との化合物、または、その固溶体（ただし、ＷＣを除く）からなる第３硬質相をさらに含むことが好ましい。第３硬質相を含むことにより、超硬合金の高温での耐摩耗性を維持しつつ、熱的または機械的衝撃による亀裂の発生を抑制し、かつ、耐酸化性および被削材との耐反応性がより向上するためである。

〔５〕本開示の一様態に係る切削工具は、上記超硬合金からなる基材を備える。高温での耐摩耗性および欠損性が向上した上記超硬合金からなる基材を用いることで、切削工具の長寿命化が可能となる。

〔６〕切削工具は、基材の表面の少なくとも一部に被膜を備えることが好ましい。被膜を備えることで、切削工具の耐摩耗性などがより向上し、切削工具のさらなる長寿命化が可能となる。

［本開示の実施形態の詳細］
以下、本開示の実施形態（以下「本実施形態」と記される）が説明される。ただし、以下の説明は、本開示を限定するものではない。また、本明細書において化合物などを化学式で表す場合、原子比を特に限定しないときは従来公知のあらゆる原子比を含むものとし、必ずしも化学量論的範囲のものに限定されるものではない。

＜基材＞
本実施形態に係る基材は、第１硬質相、第２硬質相および結合相を備える超硬合金からなる。超硬合金は、これらを含む限り、これら以外の成分を含んでいてもよい。第１硬質相はＷＣ粒子からなり、第２硬質相はＡｌ_２Ｏ_３からなる。結合相は、ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも１種の金属を含む。例えば、第１硬質相は複数の粒子の集合体により構成されており、結合相は粒子として第１硬質相中に点在している。

基材は、その表面に第２硬質相を含まない表面層を有する。高温での耐摩耗性に優れるが靱性が低いため耐欠損性に劣る第２硬質相が、基材内部に存在し、基材の表面には第２硬質相を含まない表面層が存在することで、基材の耐欠損性と高温での耐摩耗性を両立させることができる。なお、基材は、その表面の少なくとも一部が表面層に覆われていればよく、基材の全表面が表面層に覆われていてもよい。

また、基材は表面層の厚みａと、基材の厚みｂとが、０．０１≦２ａ／ｂ≦０．５０を満たす。表面層の厚みａは、基材の主面（他の面よりも大きい面積を有する面）に垂直な方向における表面層の長さを意味する。また、基材の厚みｂは、基材の主面に垂直な方向における基材の長さである。２ａ／ｂ＜０．０１である場合、表面層による基材の耐欠損性の向上効果を十分に発揮することができない。一方、２ａ／ｂ＞０．５０である場合、基材内部の第２硬質相による基材の高温での耐摩耗性の向上効果が十分に得られない。ａとｂとは、好ましくは、０．０７＜２ａ／ｂ＜０．１５を満たす。表面層による基材の耐欠損性の向上効果と、基材内部の第２硬質相による基材の高温での耐摩耗性の向上効果と、がバランスよく得られるためである。なお、表面層は第２硬質相（Ａｌ_２Ｏ_３）を含まない層であるが、第２硬質相の粒子径が表面層の厚みに対して十分小さい場合は、例えば、表面層を含む任意の垂直断面（基材の主面に垂直な断面）において、基材の主面から基材の主面に最も近い第２硬質相の重心までの距離（基材の主面に垂直な方向の距離）として、表面層の厚みａは近似測定され得る。また、基材の厚みが基材の主面内で一様でない場合（例えば、基材の主面に凹凸がある場合）、基材の厚みｂは、基材の厚みが最も薄くなる位置における基材の厚みを指す。また、基材が厚み方向の両方の主面に表面層を有する場合、表面層の厚みａは、一方の主面側の表面層の厚みを意味する。「２ａ／ｂ」とは、（２ａ）／ｂ、すなわち２ａをｂで割った商を意味する。

本開示で用いられる硬質相（第１硬質相および第２硬質相）と結合相とを備える超硬合金において、結合相は、金属Ｃｏではなく耐熱合金（Ｃｏ基超合金、Ｎｉ基超合金など）から構成されている。耐熱合金は、ジェットエンジン、ガスタービン等、高温で使用される部品に用いられている材料であり、耐熱性に優れている。さらに、上記超硬合金は、ＷＣ（第１硬質粒子）よりも耐熱性が高いＡｌ_２Ｏ_３（第２硬質粒子）を含んでいる。これらによって、超硬合金そのもの（基材自体）の高温硬度が向上している。

第１硬質相と結合相とは、超硬合金中に分散された状態で含まれることが好ましい。これにより超硬合金（基材）の高温での耐摩耗性が向上する。また、第１硬質相と結合相との両者は、ＣｏおよびＮｉからなる群より選ばれる少なくとも１種の金属からなるマトリックス相であるγ相と共に、超硬合金中に分散された状態で含まれることが好ましい。これにより、高温硬度と耐欠損性を両立させた基材を得ることができる。第１硬質相と結合相との両者は、超硬合金中に均一に分散された状態で含まれていることが、より好ましい。ここで、分散された状態とは、第１硬質相と結合相とが接しており、同種の相同士の接触が比較的少ない状態で、超硬合金中に存在することをいう。

結合相は、ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも１種の金属と、Ａｌと、Ｃと、を含むＡｌ結合相を含むことが好ましい。固溶強化によって、結合相の高温硬度が向上するためである。このとき、基材の任意の断面において、表面層の面積中に占めるＡｌ結合相の面積比率ｃと、表面層以外の基材内部の面積中に占めるＡｌ結合相の面積比率ｄとがｃ／ｄ≧１．０を満たすことが好ましい。Ａｌ結合相は、高温での耐塑性変形性に優れるため、表面層のＡｌ結合相の比率を高くすることで、基材の刃先の変形を抑制でき、基材の耐摩耗性がさらに向上するからである。ｃとｄとは、好ましくは、ｃ／ｄ＞１．５を満たす。より高い塑性変形抑制効果が得られるためである。

Ａｌ結合相は、さらにＷを含むことが好ましい。Ａｌ結合相にＷが固溶することで、Ａｌ結合相の高温硬度が上昇し、高温での耐摩耗性がさらに向上するからである。

超硬合金は、周期表４族元素、５族元素および６族元素からなる群より選ばれる少なくとも１種の金属と、Ｃ，Ｎ，ＯおよびＢからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素との化合物、または、その固溶体（ただし、ＷＣを除く）からなる第３硬質相をさらに含むことが好ましい。第３硬質相を含むことにより、耐酸化性や耐反応性の向上、基材への衝撃による亀裂発生の抑制といった効果を基材に付与することができる。

周期表４族元素、５族元素および６族元素からなる群より選ばれる少なくとも１種の金属としては、例えば、チタン（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、ハフニウム（Ｈｆ）、バナジウム（Ｖ）、ニオブ（Ｎｂ）、タンタル（Ｔａ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）、タングステン（Ｗ）が挙げられる。化合物としては、例えば、ＴｉＷＣ、ＴｉＷＣＮ、ＮｂＷＣ、ＴａＭｏＷＣ、ＴａＮｂＷＣ、ＴｉＣ、ＮｂＣ、ＴａＣ、ＺｒＣ、ＺｒＣＮ、ＶＣ、ＴａＮｂＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮが挙げられる。

第１硬質相の平均粒子径は、０．１μｍ以上１０μｍ以下であることが好ましく、０．５μｍ以上３．０μｍ以下であることがより好ましい。この範囲において十分な硬度を有し、かつ、緻密な超硬合金を得ることができる。

第２硬質相の平均粒子径は、０．０５μｍ以上２．０μｍ以下であることが好ましく、０．１μｍ以上０．５μｍ以下であることがより好ましい。この範囲において、基材の高温での耐摩耗性および耐欠損性がより向上することが期待される。平均粒子径が小さすぎると、高温での耐摩耗性が低下する可能性があり、平均粒子径が大きすぎると、耐欠損性が低下する可能性がある。

第３硬質相の平均粒子径は、０．１μｍ以上５μｍ以下であることが好ましく、０．３μｍ以上１．０μｍ以下であることがより好ましい。この範囲において、緻密な超硬合金を得ることができる。

基材内部における第２硬質相の量は、面積比率で０．０１％以上１０％以下であることが好ましく、０．１％以上４％以下であることがより好ましい。この範囲において、高温での耐摩耗性および耐欠損性をより向上させることができる。第２硬質相が少なすぎると、高温での耐摩耗性が低下する可能性があり、大きすぎると、耐欠損性が低下する可能性がある。

また、本実施形態の超硬合金（基材）は、不可避不純物（Ｂ、Ｎ、Ｏ等）を本開示の効果を損なわない範囲で含んでいてもよい。また、本実施形態の超硬合金は、その組織中に遊離炭素やη相と呼ばれる異常層を含んでいてもよい。

＜超硬合金の物性評価方法＞
基材を構成する超硬合金が、硬質相（第１硬質相、第２硬質相および第３硬質相）および結合相（Ａｌ結合相を含む）を含むこと、並びに、硬質相（第１硬質相、第２硬質相および第３硬質相）および結合相の含有量（面積比率）、硬質相（第１硬質相、第２硬質相および第３硬質相）の平均粒子径、結合相の組成等は、次のようにして確認することができる。

まず、基材の任意の断面を含む試料を作製する。断面の作製には、集束イオンビーム装置、クロスセクションポリッシャ装置等を用いることができる。次に、加工された断面をＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）にて１００００倍で撮像して、１０視野分の電子画像を得る。次に、付属のＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ−Ａｎａｌｙｓｉｓ）またはＥＤＸ（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて、各電子画像中の所定領域（１２μｍ×９μｍ）について、元素マッピングを行う。

得られた元素マッピングに基づいて、ＷＣを含む領域を第１硬質相とし、ＡｌおよびＯを含む領域を第２硬質相とし、ＷＣを含まない領域であり、かつＮｉ，Ｃｏからなる群より選ばれる少なくとも１種を含む領域を結合相とし、結合相のうち更にＡｌおよびＣを含む領域をＡｌ結合相とする。これにより、超硬合金において、硬質相（第１硬質相および第２硬質相）および結合相がどの部分に含まれているかを確認することができる。また元素マッピングから、結合相の組成を求めることができる。なお、焼結条件によっては、硬質相および結合相以外に、空孔が存在する場合がある。

基材中のＡｌ結合相の面積比率、基材内部における硬質相などの面積比率は、画像解析ソフト（「Ｍａｃ−Ｖｉｅｗ Ｉ」、株式会社マウンテック製）を好適に用いて求められる。表面層の面積中に占めるＡｌ結合相の面積比率ｃは、基材の断面において、ＳＥＭで撮影した任意の表面層１視野の全面積中に占めるＡｌ結合相の割合である。基材内部の面積中に占めるＡｌ結合相の面積比率ｄは、基材の断面において、ＳＥＭで撮影した任意の基材内部１視野の全面積中に占めるＡｌ結合相の割合である。なお、値は、１０視野について求めた割合の平均値である。１つの視野は、例えば、縦２０μｍ×横２０μｍの正方形である。

さらに画像解析ソフト（「Ｍａｃ−Ｖｉｅｗ Ｉ」、株式会社マウンテック製）により、基材中に存在する第１硬質相、第２硬質相、および第３硬質相の平均粒子径（Ｈｅｙｗｏｏｄ径：粒子の面積と同一の面積を持つ仮想円の直径の平均値）が算出される。なお、各値は、１０視野にて分析された結果の平均値である。

また硬質相（第１硬質相、第２硬質相および第３硬質相）を構成する化合物粒子の組成、および、ＷＣ、Ａｌ_２Ｏ_３および化合物粒子の各割合（質量％）等は、超硬合金を粉砕し、ＩＣＰ発光分光分析法により、粉砕物における各元素の含有割合を求め、これに基づいて各成分の組成比を試算することにより確認することができる。

なお、超硬合金におけるＷＣ粒子の含有割合は比較的高く、このため、ＷＣ粒子同士が隣接する領域が多く存在する。隣接するＷＣ粒子同士は、元素マッピングの結果とＳＥＭ画像から得られる反射電子像によって、区別することができる。反射電子像において、各ＷＣ粒子の結晶方位の違いに起因した色の相違（濃淡）が観察されるためである。

基材の表面層の厚みａは、第２硬質相の存在が認められるものであれば特に限定されないが、例えば、光学式顕微鏡、ＳＥＭによって基材の任意の断面を撮影し、その断面において、基材の主面に垂直な方向における表面層の長さとして測定することができる。なお、表面層は第２硬質相（Ａｌ_２Ｏ_３）を含まない層であるが、第２硬質相の粒子径が表面層の厚みに対して十分小さい場合は、上記の撮影断面において、例えば、基材の主面から基材の主面に最も近い第２硬質相の重心までの距離（基材の主面に垂直な方向の距離）として、表面層の厚みａが近似測定され得る。なお、値は３ヶ所以上について測定した値の平均値を採用し得る。

＜超硬合金からなる基材の製造＞
本実施形態の基材は、以下に詳述される結合相粉末の作製工程、原料粉末の混合工程、成形工程、焼結工程および冷却工程を備える製造方法によって製造される超硬合金からなる。

焼結工程において、焼結の最高温度は、１３００℃〜１８００℃であり、焼結の温度が１２００℃以上であるときは、不活性ガス雰囲気下で０．５ｋＰａ〜１０ｋＰａであり、キープ時間は０．５〜２時間であることが好ましい。また、冷却工程において、最高温度から１３００℃までは、例えば、１℃／分の速度で冷却し、その際のガス分圧は５ｋＰａ以上であることが好ましい。以下、各工程について詳細に説明する。

（結合相粉末の作製工程）
まず、ＣｏおよびＮｉからなる群より選ばれる少なくとも１種の金属、およびＡｌを原料として使用し、アトマイズ、アーク溶解、プラズマ処理などにより金属間化合物相を作製する。

得られた金属間化合物相は、例えばビーズミル、ボールミル、ジェットミルなどによって粉砕されて、結合相粉末となる。結合相粉末を作製する際には、上記以外に、Ｗ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｂ、Ｃなどを添加してもよい。結合相粉末の平均粒子径は、０．３〜３μｍであることが好ましい。ビーズミルまたはボールミルに用いるビーズまたはボールとしては、例えば粒径０．１〜３ｍｍのアルミナ製、窒化ケイ素製、超硬合金製ビーズまたはボールが挙げられ、分散媒としては、例えばエタノール、アセトン、液体窒素が挙げられる。ビーズミルまたはボールミルによる処理時間は、例えば３０分〜２００時間である。ビーズミルまたはボールミルにより得られたスラリーを不活性ガス中あるいは真空中で乾燥させることで結合相粉末を得る。また、他の方法としてジェットミルを用いる場合は、供給ガスを不活性ガスとする。不活性ガスは例えばアルゴンや窒素が挙げられる。

（原料粉末の混合工程）
次に、得られた結合相粉末と、別途準備したＷＣ粒子粉末を、アトライター、ボールミル、乳鉢等によって混合する。この時、結合相中に含まれるＣ量を考慮して、適切なＣを添加する。なお、Ａｌ結合相の質量を制御する観点から、ＣｏまたはＮｉ粉末、あるいはその両方を添加してもよい。

混合は、大気に開放した状態で行われる。これにより、混合物中に酸素が取り込まれる。超硬合金中にＡｌ_２Ｏ_３を均一に分散させる観点からは、混合時間は、好ましくは６〜２０時間である。

ボールミルに用いるボールとしては、例えばアルミナ製、窒化ケイ素製もしくは超硬合金製の直径３ｍｍのボールが挙げられ、分散媒としては例えばエタノール、アセトン、液体窒素が挙げられる。ボールミルによる処理時間は、例えば３〜２０時間である。混合により得られたスラリーを、例えば大気中で乾燥させることにより混合粉末が得られる。

第２硬質相を形成するために、Ａｌ_２Ｏ_３粉末を直接加えるのではなく、原料粉末の混合工程を大気雰囲気下で行い、大気中の酸素を原料粉末に吸着させることで、焼結時にＡｌ_２Ｏ_３を形成させる。第２硬質相を含まない表面層を作製するために、Ａｌ_２Ｏ_３の形成を制御することが必要だからである。装置によらず、大気中で１時間以上混合を行うことで、十分な量の酸素を混合粉末に吸着させることができる。

Ａｌを含む原料粉末が大気中で１時間以上混合されている場合、混合粉末に吸着する酸素の量は、ＡｌのすべてがＡｌ_２Ｏ_３を形成するのに必要な量よりも過剰となる。Ａｌ_２Ｏ_３の形成に使用されなかった酸素は、焼結の過程で、混合粉末中に含まれる炭素と結合して気体として超硬合金の外に放出される。また、酸素の一部はＡｌ以外の金属と酸化物を形成するために用いられる。

超硬合金を構成する原料粉末のうち、ＷＣ粒子は、好ましくは３０質量％以上９５質量％以下であり、より好ましくは８０質量％以上９５質量％以下である。

超硬合金を構成する原料粉末のうち、Ｃｏ粒子、Ｎｉ粒子および（Ｃｏ，Ｎｉ）_{（１−ｘ−ｙ）}Ａｌ_ｘＷ_ｙの合計は、好ましくは１質量％以上３０質量％以下であり、より好ましくは１質量％以上１５質量％以下である。ｘはＡｌの元素比率を表し、好ましくは５≦ｘ≦３０を満たし、より好ましくは１０≦ｘ≦２５を満たす。ｘが小さすぎると、第２硬質相およびＡｌ結合相が十分に形成されない可能性があり、ｘが大きすぎると、第２硬質相およびＡｌ結合相が過剰に形成され、耐欠損性が低下する可能性がある。ｘが上記範囲にあるとき、超硬合金（基材）の高温での耐摩耗性がより向上する。ｙはＷの元素比率を表し、好ましくは０≦ｙ≦１０を満たす。Ｗは超硬合金内部の第２硬質相とＡｌ結合相の比率に寄与し、ｙが大きいとＡｌ結合相の面積比率が上昇し、第２硬質相の面積比率が低下する。ｙが上記範囲にあるとき、Ａｌ結合相中にＷが固溶することでＡｌ結合相の硬度が上昇し、高温での耐摩耗性がより向上する。ｙが大きすぎると、第２硬質相の形成が不十分となる可能性がある。

また、超硬合金を構成する原料粉末のうち、第３硬質相を構成する化合物の合計は、好ましくは６５質量％以下であり、より好ましくは１５質量％以下である。原料粉末が上記の範囲にあるときに、超硬合金は十分な緻密性を確保し、超硬合金（基材）の硬度と靱性のバランスを良好に保つことができる。

（成形工程）
得られた混合粉末を、例えば、超硬合金製の金型（Ｔａカプセルなど）に入れ、プレスすることにより加圧成形体を得る。成形方法は、一般的な条件であれば特に限定されない。プレスの圧力は好ましくは１０ＭＰａ〜１６ＧＰａであり、例えば、１００ＭＰａである。

（焼却工程）
次に、加圧成形体を焼結する。焼結は、結合相の液相が出現してから十分な時間をかけて焼結することが好ましい。焼結の最高温度は１３００〜１８００℃であることが好ましい。最高温度でのキープ時間は、例えば、０．５〜２時間である。最高温度を上記範囲にすることで、硬質相（第１硬質相、第２硬質相および第３硬質相）の平均粒子径を所望の範囲にすることができる。これにより、第１硬質相と結合相とが緻密に焼結され、かつ、微細Ａｌ_２Ｏ_３が超硬合金内部に析出することで、より高温での耐摩耗性と耐欠損性が向上した超硬合金を得ることができる。

焼結の温度が１２００℃以上であるときは、不活性化ガス（例えば、Ｎ_２やＡｒ）雰囲気下でガス分圧を０．５ｋＰａ以上１０ｋＰａ以下とすることが好ましい。超硬合金は通常、真空中で焼結されるため、酸素の放出が促進されて表面層が過剰に形成される。本実施形態においては、焼結の最高温度でのキープ時に、不活性ガス雰囲気下で上記のガス分圧とすることで、超硬合金中の酸素の放出が抑制されるため、０．０１≦２ａ／ｂ≦０．５０を満たす基材を得ることができる。このとき、ガス分圧が高いほど酸素は超硬合金の中に留まり、表面層の厚みａは小さくなり、ガス分圧が低いほど酸素の放出量が増えてａが大きくなる。

（冷却工程）
冷却工程は、焼結完了後の焼結体を冷却する工程である。最高温度から１３００℃までは、１℃／分の速度で冷却することが好ましい。なお、最高温度が１４００℃未満の場合は、最高温度から「最高温度マイナス１００℃」までの１００℃は、例えば、１℃／分の速度で冷却する。冷却時のガス分圧は、不活性ガス雰囲気下で５ｋＰａ以上であることが好ましく、５０ｋＰａ以上であることがより好ましい。

冷却時のガス分圧は、基材内部におけるＡｌ結合相の面積比率に影響する。Ａｌ_２Ｏ_３を形成しない表面層では、Ａｌは結合相中に留まってＡｌ結合相を形成するため、表面層の面積中に占めるＡｌ結合相の面積比率ｃは、基材内部の面積中に占めるＡｌ結合相の面積比率ｄよりも大きくなることが予想される。しかしながら、冷却時のガス分圧が低いと、結合する酸素がいない表面層のＡｌ結合相中のＡｌは、液相を通じて超硬合金内部に移動してしまうため、ｃが小さくなり、耐塑性変形性が低下する虞がある。冷却時のガス分圧が上記の範囲にあるとき、表面層のＡｌの拡散移動を抑制することができるため、ｃを大きく保ち、ｃ／ｄを満たすことができる。

ＡｌがＡｌ_２Ｏ_３を形成するか、Ａｌ結合相を形成するかは、配合組成中のＡｌ量およびＣ量と、焼結条件とに依存する。本発明では、焼結条件によってＡｌ_２Ｏ_３を含まない表面層を形成する技術を見出した。上記の焼結条件を満たさないとき、表面層が全く形成されない、または、過剰に形成される可能性がある。

＜切削工具＞
本実施形態に係る切削工具は、上記の基材を備える。高温での耐摩耗性および欠損性が向上した上記超硬合金からなる基材を用いることで、切削工具の長寿命化が可能となる。なお、切削工具としては、ドリル、エンドミル、ドリル用刃先交換型切削チップ、エンドミル用刃先交換型切削チップ、フライス加工用刃先交換型切削チップ、旋削加工用刃先交換型切削チップ、メタルソー、歯切工具、リーマ、タップなどを例示することができる。

＜被膜＞
また、基材の表面の少なくとも一部に被膜を備えてもよい。被膜を備えることで、切削工具の耐摩耗性などがより向上し、切削工具のさらなる長寿命化が可能となる。また、切削工具において被膜の特性を付与させることもできる。

被膜としては、７×１０^-6／Ｋ以上９×１０^-6／Ｋ以下の熱膨張係数を有する被膜を用いることが好ましい。被膜の組成としては、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔａ、ＶおよびＷからなる群より選ばれた一種以上の金属の窒化物または炭窒化物が好ましい。

さらに被膜は、１０００℃以上の耐酸化性を有することが好ましい。ここで、「１０００℃以上の耐酸化性を有する」とは、被覆層を熱分析−示差熱・熱重量同時測定（ＴＧ／ＤＴＡ：Thermogravimetry／Differential Thermal Analysis）装置により、大気中で評価を行ない、重量増加が生じた温度が１０００℃以上であることを意味する。このような耐酸化性を有する被覆層を構成する組成の好適な例としては、ＡｌＴｉＳｉＮ、ＡｌＣｒＮ、ＴｉＺｒＳｉＮ、ＣｒＴａＮ、ＨｆＷＳｉＮ、ＣｒＡｌＮ等を挙げることができる。

上記のような被膜は、物理的蒸着（ＰＶＤ）法および化学的蒸着（ＣＶＤ）法のいずれによっても形成することができる。被膜が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膜が得られ易い。ＣＶＤ法としては、例えば、熱ＣＶＤ法が挙げられる。被膜がＰＶＤ法により形成されていると、圧縮残留応力が付与され、その靱性を高め易い。被膜と超硬合金（基材）との密着性が格段に向上する点で、カソードアークイオンプレーティング法を用いることもできる。

本実施形態に係る切削工具における被膜は、基材における刃先となる部分とその近傍に被覆されていることが好ましく、基材の表面全体に被覆されていてもよい。また、硬質膜は、単層でも多層でもよい。硬質膜の厚さは、１μｍ以上２０μｍ以下であることが好ましく、１．５μｍ以上１５μｍ以下であることがより好ましい。

以下、実施例を挙げて本開示をより詳細に説明するが、本開示はこれらに限定されるものではない。

＜実施例１〜２２＞
まず、表１に記載の（Ｃｏ，Ｎｉ）_{（１−ｘ−ｙ）}Ａｌ_ｘＷ_ｙの組成で表される金属粉を混合し、アトマイズ法により、金属間化合物相を作製した。得られた金属間化合物相を、粒径１μｍの超硬ボールを用いてビーズミルにより粉砕した。得られたスラリーを真空中で乾燥させ、結合相粉末を得た。

得られた結合相粉末と、硬質粒子（ＷＣ粒子および第３硬質相化合物粒子）、Ｃｏ粒子およびＮｉ粒子と、Ｃ粉末とを、直径３．５ｍｍの超硬合金製のボールとエタノールと共に、大気開放型のアトライターに投入し８時間混合した。得られたスラリーを大気中で乾燥させ、混合粉末を得た。Ｃ粉末以外の原料粉末の量を１００質量％としたときの各原料の比率、および、第３硬質相化合物粒子の組成（化合物種）は、表１に記載されたとおりである。Ｃ粉末の配合量は、Ｃ粉末以外の原料粉末の量に対して０．２質量％である。

混合粉末を超硬合金製の金型に充填して、１００ＭＰａの圧力でプレスすることにより、加圧成形体を得た。

この加圧成形体を表２に記載の焼結条件で焼結し、超硬合金からなる基材を得た。このときの最高温度（焼結温度）のキープ時間は１時間とした。

実施例１〜１０は同じ組成であり、焼結条件が異なる。実施例１５〜１９は、表１に記載の化合物を含む第３硬質相を含む。

＜比較例１０１〜１０５＞
Ａｌを含まない結合相粉末、または、Ａｌが極めて多いもしくは少ない組成の結合相粉末を用いた。混合粉末の組成および焼結条件は表１および表２に記載のとおりとした。それ以外の点は、実施例と同様にして超硬合金からなる基材を作製した。

＜比較例１０６〜１１１＞
同じ組成の原料粉末を用いて、焼結温度やガス分圧などの焼結条件が異なる方法で焼結を行った。混合粉末の組成および焼結条件は表１および表２に記載のとおりとした。それ以外の点は、実施例と同様にして超硬合金からなる基材を作製した。

表１には、製造に用いた各原料粉末の特徴（各原料粉末の配合量（質量％）および各成分の組成）が示されるが、これは製造後の焼結体に対し、上述の方法によりＩＣＰ発光分光分析法で分析した結果と一致するものであった。

（基材の物性評価）
基材を構成する超硬合金が、硬質相（第１硬質相、第２硬質相および第３硬質相）および結合相（合金粉末）を含むこと、並びに、硬質相（第１硬質相、第２硬質相および第３硬質相）および結合相の含有量（面積比率）、硬質相（第１硬質相、第２硬質相および第３硬質相）の平均粒子径、結合相の組成等は、上述の実施形態で説明した方法と同様にして測定された。硬質相の平均粒子径および基材内部における第２硬質相の面積比率を表２に示す。

基材の表面層の厚みａと、基材の厚みｂとは、上述の実施形態で説明した方法と同様にして測定され、２ａ／ｂを求めた。表面層の面積中に占めるＡｌ結合相の面積比率ｃと、基材内部の面積中に占めるＡｌ結合相の面積比率ｄも、上述の実施形態で説明した方法と同様にして測定され、ｃ／ｄを求めた。これらの結果を表２に示す。

（切削試験）
得られた基材に平面研磨処理を施してＳＮＧ４３２形状のスローアウェイチップを作製し、旋削加工による評価を実施した。

表３に示す条件で耐欠損性試験を行い、刃先が欠損するまでの衝撃回数を調べた。値が大きいほど、耐欠損性に優れていることを示す。試験結果を表５に示す。

表４に示す条件で耐摩耗性試験を行い、逃げ面摩耗０．２ｍｍまでの切削時間を調べた。値が大きいほど、耐摩耗性に優れていることを示す。試験結果を表５に示す。

表２に示すように、実施例１〜２２は０．０１≦２ａ／ｂ≦０．５を満たす。表５の結果から、実施例１〜２２は、０．０１≦２ａ／ｂ≦０．５を満たさない比較例よりも、刃先欠損までの衝撃回数および逃げ面摩耗０．２ｍｍまでの切削時間が共に高い水準を示しており、耐欠損性と耐摩耗性の向上が両立していることがわかる。

実施例１５〜１９の結果より、基材が第３硬質相を含む場合、逃げ面摩耗０．２ｍｍまでの切削時間がより長くなり、耐摩耗性が向上していることがわかる。

実施例７の結果より、結合相の量が同じである実施例１〜１４のうち、０．０７＜２ａ／ｂ＜０．１５、および、ｃ／ｄ＞１．５を満たす場合に切削工具の耐摩耗性および耐欠損性が最も向上していることがわかる。

実施例２１、２２の結果より、第２硬質相の平均粒子径が０．０５μｍ以上２．０μｍ以下であるとき、切削工具の耐摩耗性および耐欠損性がより向上することがわかる。平均粒子径が小さすぎると、高温での耐摩耗性が低下し、平均粒子径が大きすぎると、耐欠損性が低下しやすくなる。

また、実施例２１、２２の結果より、基材内部における第２硬質相の量が、面積比率で０．０１％以上１０％以下であるときに、切削工具の耐摩耗性および耐欠損性がより向上することがわかる。第２硬質相が少なすぎると、高温での耐摩耗性が低下し、大きすぎると、耐欠損性が低下しやすくなる。

実施例１〜１４は、結合相の量（Ｃｏ粉末、Ｎｉ粉末および結合相粉末の合計）が比較例１０１、１０２および１０４〜１１０と同じであるが、０．０１≦２ａ／ｂ≦０．５を満たしており、高い耐欠損性を維持したまま、耐摩耗性が向上していることがわかる。

実施例１５〜１９は、結合相の量（Ｃｏ粉末、Ｎｉ粉末および結合相粉末の合計）が比較例１０３と同じであるが、０．０１≦２ａ／ｂ≦０．５を満たしており、耐欠損性を維持したまま、耐摩耗性が向上していることがわかる。

Ａｌを含まない比較例１０１〜１０３は、第２硬質相を含まず、耐摩耗性が低い。比較例１０３は、比較例１０１および１０２よりも第１硬質相が微粒で、超硬合金が高硬度および低靱性であることから、耐摩耗性がやや高くなっている。Ａｌの含有量が少ない比較例１０４は、０．０１≦２ａ／ｂ≦０．５を満たさず、耐摩耗性および耐欠損性の向上はみられない。また、Ａｌの含有量が多い比較例１０５は、第２硬質相を含まない表面層を有さず、耐欠損性が低下する。

比較例１０６〜１１１は、実施例１〜１４と同じ結合相の組成であるが、焼結条件が異なり、０．０１≦２ａ／ｂ≦０．５を満たさない。これらの比較例は、耐摩耗性の向上が認められない、または、耐欠損性の著しい低下がみられ、耐欠損性と耐摩耗性の向上の両立することができない。

今回開示された実施の形態および実施例はすべての点で例示であって、制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は上記した実施の形態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。

Claims (6)

1. 第１硬質相、第２硬質相および結合相を備える超硬合金からなる基材であって、
   前記第１硬質相はＷＣ粒子からなり、
   前記第２硬質相はＡｌ_２Ｏ_３からなり、
   前記結合相は、ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも１種の金属を含み、
   前記基材は表面に前記第２硬質相を含まない表面層を有し、前記表面層の厚みａと、前記基材の厚みｂとが、０．０１≦２ａ／ｂ≦０．５０を満たす、基材。
2. 前記結合相は、ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも１種の金属と、Ａｌと、Ｃと、を含むＡｌ結合相を含み、
   前記基材の任意の断面において、前記表面層の面積中に占めるＡｌ結合相の面積比率ｃと、前記表面層以外の前記基材内部の面積中に占めるＡｌ結合相の面積比率ｄとが、ｃ／ｄ≧１．０を満たす、請求項１に記載の基材。
3. 前記Ａｌ結合相は、さらにＷを含む、請求項２に記載の基材。
4. 周期表４族元素、５族元素および６族元素からなる群より選ばれる少なくとも１種の金属と、Ｃ，Ｎ，ＯおよびＢからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素との化合物、または、その固溶体からなる第３硬質相をさらに含む、請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の基材。
5. 請求項１から請求項４のいずれか１項に記載の基材を備える切削工具。
6. 前記基材の表面の少なくとも一部に被膜を備える、請求項５に記載の切削工具。