JP2021152190A - 耐塑性変形性、耐欠損性にすぐれたｗｃ基超硬合金製切削工具および表面被覆ｗｃ基超硬合金製切削工具 - Google Patents
耐塑性変形性、耐欠損性にすぐれたｗｃ基超硬合金製切削工具および表面被覆ｗｃ基超硬合金製切削工具 Download PDFInfo
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Abstract
【課題】ステンレス鋼等の難削材の切削加工において、すぐれた耐塑性変形性、耐欠損性を発揮するＷＣ基超硬工具及び表面被覆ＷＣ基超硬工具を提供する。【解決手段】ＷＣ基超硬合金製切削工具において、前記ＷＣ基超硬合金の成分組成は、Ｃｏ：６〜１４質量％、Ｃｒ３Ｃ２：０．１〜１．４質量％、残部はＷＣ及び不可避不純物からなり、あるいは、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ及びＺｒＣのうちから選ばれる少なくとも１種以上を合計量で４質量％以下、さらに含有することができ、前記ＷＣ基超硬合金の断面における２４(μｍ)×７２(μｍ)の視野でＥＢＳＤ測定を行い、前記視野範囲に存在するＷＣ粒子数Ｎと前記視野範囲に存在するＷＣ／ＷＣ／ＷＣ粒界三重点数ｎを求めた時、前記ｎ／Ｎの値が１．４以上であるＷＣ基超硬合金製切削工具及び表面被覆ＷＣ基超硬工具。【選択図】 図１
Description
本発明は、ステンレス鋼等の難削材の切削加工において、すぐれた耐塑性変形性を備え、すぐれた耐欠損性を発揮するＷＣ基超硬合金製切削工具（「ＷＣ基超硬工具」ともいう）および表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具に関する。
ＷＣ基超硬合金は硬さが高く、また、靱性を備えることから、これを基体とするＷＣ基超硬工具は、すぐれた耐摩耗性を発揮し、また、長期の使用にわたって長寿命を有する切削工具として知られている。
しかし、近年、被削材の種類、切削加工条件等に応じて、ＷＣ基超硬工具の切削性能、工具寿命をより一段と向上させるべく、各種の提案がなされている。
しかし、近年、被削材の種類、切削加工条件等に応じて、ＷＣ基超硬工具の切削性能、工具寿命をより一段と向上させるべく、各種の提案がなされている。
例えば、特許文献１では、炭化タングステンを主成分とする硬質相と、鉄族元素（コバルトを含み、コバルトの含有量は超硬合金中において８質量％以上であることが好ましい）を主成分とする結合相とを備える超硬合金において、炭化タングステンの粒子数をＡ、他の炭化タングステン粒子との接触点の点数が１点以下の炭化タングステン粒子の粒子数をＢとするとき、Ｂ／Ａ≦０．０５を満たすようにすることで、超硬合金の耐塑性変形性を向上させ、その結果として、炭素鋼、ステンレス鋼の湿式連続切削加工において、ＷＣ基超硬工具の長寿命化を図ることが提案されている。
特許文献２では、Ｃｏ量が１０〜１３質量％、Ｃｏ量に対するＣｒ量の比が２〜８％、ＴａＣとＮｂＣの少なくとも１種をＴａＣとＮｂＣの総量が０．２〜０．５質量％となる範囲で含有し、残部がＷＣから成り、硬さが８８．６ＨＲＡ〜８９．５ＨＲＡであるＷＣ基超硬工具において、研磨面上の面積比におけるＷＣ積算粒度８０％径Ｄ８０と積算粒度２０％径Ｄ２０の比Ｄ８０／Ｄ２０を２．０≦Ｄ８０／Ｄ２０≦４．０の範囲とし、また、Ｄ８０を４．０〜７．０μｍの範囲とし、かつＷＣ接着度ｃを０．３６≦ｃ≦０．４３とすることにより、ステンレス鋼に代表される難削材の切削加工において、被削材の凝着を防止し耐欠損性を向上させることが提案されている。
特許文献３では、ＷＣ基超硬合金製ドリルにおいて、ＷＣ基超硬合金の成分組成を、ＷＣ−ｘ質量％Ｃｏ−ｙ質量％Ｃｒ３Ｃ２−ｚ質量％ＶＣで表したとき、６≦ｘ≦１４、０．４≦ｙ≦０．８、０≦ｚ≦０．６、（ｙ＋ｚ）≦０．１ｘを満足し、また、ＷＣ基超硬合金のＷＣ接着度Ｃを、Ｃ＝１−Ｖｂ α・ｅｘｐ（０．３９１・Ｌ）で表したとき、この式におけるＷＣ基超硬合金の結合相体積率の値Ｖｂは０．１１≦Ｖｂ≦０．２５、また、（ＷＣ粒子の粒度分布の標準偏差）／（平均ＷＣ粒度）の値Ｌは０．３≦Ｌ≦０．７の範囲内であって、さらに、係数αが０．３≦α≦０．５５の値を満足するＷＣ接着度Ｃを有するＷＣ基超硬合金とすることにより、Ａｌ合金、炭素鋼等の切削加工において、硬さと剛性を低下させることなく靱性を向上させ、耐欠損性を高めたＷＣ基超硬合金製ドリルが提案されている。
特許文献４では、ＷＣ基超硬工具において、ＷＣ−ＷＣ接着界面長さをＬ１とし、ＷＣ−Ｃｏ接着界面長さをＬ２とした時、
Ｒ＞（０．８２−０．０８６×Ｄ）×（１０／Ｖ）
の式を満足させることにより、Ｎｉ基耐熱合金の切削加工において、ＷＣ基超硬工具の耐熱塑性変形性と靱性を向上させることが提案されている。
なお、Ｒ＝（Ｌ１）／（（Ｌ１）＋（Ｌ２））
Ｄ：ＷＣ面積平均粒径（μｍ）であって、０．６≦Ｄ≦１．５の範囲である。
ここで、前記Ｄは、ＷＣの面積率が５０％となるときのＷＣの粒径をいう。
Ｖ：結合相体積（ｖｏｌ％）であって、９≦Ｖ≦１４の範囲である。
Ｒ＞（０．８２−０．０８６×Ｄ）×（１０／Ｖ）
の式を満足させることにより、Ｎｉ基耐熱合金の切削加工において、ＷＣ基超硬工具の耐熱塑性変形性と靱性を向上させることが提案されている。
なお、Ｒ＝（Ｌ１）／（（Ｌ１）＋（Ｌ２））
Ｄ：ＷＣ面積平均粒径（μｍ）であって、０．６≦Ｄ≦１．５の範囲である。
ここで、前記Ｄは、ＷＣの面積率が５０％となるときのＷＣの粒径をいう。
Ｖ：結合相体積（ｖｏｌ％）であって、９≦Ｖ≦１４の範囲である。
特許文献５では、組成およびＣｏの平均厚み（ＣＦＰ）が次の範囲にあり、かつ焼結するにあたり昇温途中９００℃〜１６００℃の温度範囲の１部または全範囲において３気圧〜２００気圧の圧力を、気体を圧力媒体として負荷してＷＣ−Ｃｏ系超硬部品の高密度化を図ることが提案されている。
ここで、
組成 Ｃｒまたは／およびＣｒ化合物：０〜４％（Ｃｒ換算で）
（重量％） Ｖまたは／およびＶ化合物：０〜４％（Ｖ換算で）
ＴａＣ：０〜２％
ＴｉＣ：０〜２％
Ｎまたは／およびＮ化合物：０〜１％（Ｎ換算で）
Ｃｏ：０．１〜１０％
ＷＣおよび不可避不純物：残
Ｃｏ平均厚み：０．０６〜３０ナノメータ
そして、上記のＷＣ−Ｃｏ系超硬部品は、Ｃｏ含有量を低減できるため、剛性が高くなり、また耐熱性もＣｏ含有量が少ないほど向上するため、切削熱が多量に発生する、例えば超硬チップ、エンドミル、ドリルなどの切削用途に適するとされている。
ここで、
組成 Ｃｒまたは／およびＣｒ化合物：０〜４％（Ｃｒ換算で）
（重量％） Ｖまたは／およびＶ化合物：０〜４％（Ｖ換算で）
ＴａＣ：０〜２％
ＴｉＣ：０〜２％
Ｎまたは／およびＮ化合物：０〜１％（Ｎ換算で）
Ｃｏ：０．１〜１０％
ＷＣおよび不可避不純物：残
Ｃｏ平均厚み：０．０６〜３０ナノメータ
そして、上記のＷＣ−Ｃｏ系超硬部品は、Ｃｏ含有量を低減できるため、剛性が高くなり、また耐熱性もＣｏ含有量が少ないほど向上するため、切削熱が多量に発生する、例えば超硬チップ、エンドミル、ドリルなどの切削用途に適するとされている。
前記特許文献１〜５で提案されている従来のＷＣ基超硬工具によれば、ＷＣ−ＷＣ粒子相互の接触点数、ＷＣ粒子の粒度、ＷＣ粒子の粒径分布、ＷＣ接着度、Ｃｏ量、Ｃｏ平均厚み等をコントロールすることによって、ＷＣ基超硬工具の切削性能、工具特性の向上を図っている。
しかし、前記従来の工具では、ステンレス鋼のような難削材の切削加工においては、耐塑性変形性が十分でなく、また、靱性が十分でないために亀裂の進展を抑制することが難しく、そのため、刃先の変形や欠損等の異常損傷の発生を原因として、工具寿命は短命であった。
しかし、前記従来の工具では、ステンレス鋼のような難削材の切削加工においては、耐塑性変形性が十分でなく、また、靱性が十分でないために亀裂の進展を抑制することが難しく、そのため、刃先の変形や欠損等の異常損傷の発生を原因として、工具寿命は短命であった。
本発明者らは、ステンレス鋼のような難削材の切削加工において、すぐれた耐塑性変形性と耐欠損性を発揮するＷＣ基超硬工具を提供すべく、ＷＣ基超硬合金のＷＣ粒子の形態に着目し、鋭意研究を進めたところ、次のような知見を得た。
即ち、本発明者らは、ＷＣ基超硬合金において形成される組織である、ＷＣ粒子の形態としての粒界三重点に着目して検討を行った。
ＷＣ基超硬合金の主成分は、ＦＣＣ相と主硬質相であるＷＣである。ＦＣＣ相はＣｏを主とする結合相とＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣおよびそれらの複合炭化物からなる副硬質相の双方から成る。
図１にＷＣ基超硬合金の断面概略模式図を示すが、ＷＣ基超硬合金の断面を観察すると、ＷＣ粒子とＷＣ粒子とＦＣＣ相の粒界三重点（以下、「ＷＣ／ＷＣ／ＦＣＣ相粒界三重点」と略記する）、及び、ＷＣ粒子とＷＣ粒子とＷＣ粒子の粒界三重点（以下、「ＷＣ／ＷＣ／ＷＣ粒界三重点」と略記する）という二種類の粒界三重点が存在する。
本発明者らは、前記二種類の粒界三重点のうちの、特に、ＷＣ／ＷＣ／ＷＣ粒界三重点について、工具特性への影響を調査すべく、種々のＷＣ基超硬合金からＷＣ基超硬工具を作製し、それぞれのＷＣ基超硬合金についてＥＢＳＤデータを解析することで、解析視野範囲内に存在するＷＣ粒子数とＷＣ／ＷＣ／ＷＣ粒界三重点数を測定した。
一方、前記種々のＷＣ基超硬合金について、切削加工試験を行うことにより、耐耐塑性変形性の良否を評価した。
その結果、図２に示すように、（ＷＣ／ＷＣ／ＷＣ粒界三重点数）／ＷＣ粒子数（即ち、一個のＷＣ粒子当たりのＷＣ／ＷＣ／ＷＣ粒界三重点の数）が、特定の数値以上である場合には、ステンレス鋼等の難削材の切削加工において、耐塑性変形性が向上し、これによって、工具の刃先の変形が抑制され、さらに、亀裂の進展が抑制されることによって、欠損等の異常損傷の発生も抑制され、工具の長寿命化を図ることができることを見出したのである。
ＷＣ基超硬合金の主成分は、ＦＣＣ相と主硬質相であるＷＣである。ＦＣＣ相はＣｏを主とする結合相とＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣおよびそれらの複合炭化物からなる副硬質相の双方から成る。
図１にＷＣ基超硬合金の断面概略模式図を示すが、ＷＣ基超硬合金の断面を観察すると、ＷＣ粒子とＷＣ粒子とＦＣＣ相の粒界三重点（以下、「ＷＣ／ＷＣ／ＦＣＣ相粒界三重点」と略記する）、及び、ＷＣ粒子とＷＣ粒子とＷＣ粒子の粒界三重点（以下、「ＷＣ／ＷＣ／ＷＣ粒界三重点」と略記する）という二種類の粒界三重点が存在する。
本発明者らは、前記二種類の粒界三重点のうちの、特に、ＷＣ／ＷＣ／ＷＣ粒界三重点について、工具特性への影響を調査すべく、種々のＷＣ基超硬合金からＷＣ基超硬工具を作製し、それぞれのＷＣ基超硬合金についてＥＢＳＤデータを解析することで、解析視野範囲内に存在するＷＣ粒子数とＷＣ／ＷＣ／ＷＣ粒界三重点数を測定した。
一方、前記種々のＷＣ基超硬合金について、切削加工試験を行うことにより、耐耐塑性変形性の良否を評価した。
その結果、図２に示すように、（ＷＣ／ＷＣ／ＷＣ粒界三重点数）／ＷＣ粒子数（即ち、一個のＷＣ粒子当たりのＷＣ／ＷＣ／ＷＣ粒界三重点の数）が、特定の数値以上である場合には、ステンレス鋼等の難削材の切削加工において、耐塑性変形性が向上し、これによって、工具の刃先の変形が抑制され、さらに、亀裂の進展が抑制されることによって、欠損等の異常損傷の発生も抑制され、工具の長寿命化を図ることができることを見出したのである。
本発明は、上記知見に基づいてなされたものであって、
「（１）ＷＣ基超硬合金を基体とするＷＣ基超硬合金製切削工具において、
前記ＷＣ基超硬合金の成分組成は、Ｃｏ：６〜１４質量％、Ｃｒ３Ｃ２：０．１〜１．４質量％、残部はＷＣ及び不可避不純物からなり、
前記ＷＣ基超硬合金の断面における２４(μｍ)×７２(μｍ)の視野でＥＢＳＤ測定を行い、前記視野範囲に存在するＷＣ粒子数Ｎと前記視野範囲に存在するＷＣ／ＷＣ／ＷＣ粒界三重点数ｎを求めた時、前記ｎ／Ｎの値が１．４以上であることを特徴とするＷＣ基超硬合金製切削工具。
（２）前記ＷＣ基超硬合金は、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ及びＺｒＣのうちから選ばれる少なくとも１種以上を合計量で４質量％以下、さらに含有することを特徴とする（１）に記載のＷＣ基超硬合金製切削工具。
（３）（１）または（２）に記載のＷＣ基超硬合金製切削工具の少なくとも切れ刃には、硬質被覆層が形成されていることを特徴とする表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具。」
を特徴とするものである。
なお、前記（１）、（２）におけるＣｒ３Ｃ２、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣの含有量は、ＷＣ基超硬合金の断面について測定したＣｒ量、Ｔａ量、Ｎｂ量、Ｔｉ量、Ｚｒ量を、いずれも炭化物換算した数値である。
「（１）ＷＣ基超硬合金を基体とするＷＣ基超硬合金製切削工具において、
前記ＷＣ基超硬合金の成分組成は、Ｃｏ：６〜１４質量％、Ｃｒ３Ｃ２：０．１〜１．４質量％、残部はＷＣ及び不可避不純物からなり、
前記ＷＣ基超硬合金の断面における２４(μｍ)×７２(μｍ)の視野でＥＢＳＤ測定を行い、前記視野範囲に存在するＷＣ粒子数Ｎと前記視野範囲に存在するＷＣ／ＷＣ／ＷＣ粒界三重点数ｎを求めた時、前記ｎ／Ｎの値が１．４以上であることを特徴とするＷＣ基超硬合金製切削工具。
（２）前記ＷＣ基超硬合金は、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ及びＺｒＣのうちから選ばれる少なくとも１種以上を合計量で４質量％以下、さらに含有することを特徴とする（１）に記載のＷＣ基超硬合金製切削工具。
（３）（１）または（２）に記載のＷＣ基超硬合金製切削工具の少なくとも切れ刃には、硬質被覆層が形成されていることを特徴とする表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具。」
を特徴とするものである。
なお、前記（１）、（２）におけるＣｒ３Ｃ２、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣの含有量は、ＷＣ基超硬合金の断面について測定したＣｒ量、Ｔａ量、Ｎｂ量、Ｔｉ量、Ｚｒ量を、いずれも炭化物換算した数値である。
本発明のＷＣ基超硬工具および表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具は、その基体を構成するＷＣ基超硬合金の成分であるＣｏ、Ｃｒ３Ｃ２、あるいはさらに、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣを特定の組成範囲に定めるとともに、ＷＣ基超硬合金中に、ｎ／Ｎの値が１．４以上のＷＣ／ＷＣ／ＷＣ粒界三重点を有し、ＷＣ―ＷＣ粒子間の粒界滑りを高密度のＷＣ／ＷＣ／ＷＣ粒界三重点によって抑制することから、切削工具としての耐塑性変形性にすぐれ、刃先の変形が抑制される。
さらに、ＷＣ基超硬合金中に亀裂が発生したとしても、前記高密度のＷＣ／ＷＣ／ＷＣ粒界三重点によって、亀裂の直線的な進展が抑制されることから、欠損等の耐異常損傷性が向上する。
さらに、ＷＣ基超硬合金中に亀裂が発生したとしても、前記高密度のＷＣ／ＷＣ／ＷＣ粒界三重点によって、亀裂の直線的な進展が抑制されることから、欠損等の耐異常損傷性が向上する。
以下、本発明について詳細に説明する。
Ｃｏ：
Ｃｏは、ＷＣ基超硬合金の主たる結合相形成成分として含有させるが、Ｃｏ含有量が６質量％未満では十分な靱性を保持することはできず、一方、Ｃｏ含有量が１４質量％を超えると急激に軟化し、切削工具として必要とされる所望の硬さが得られず、変形および摩耗進行が顕著になることから、ＷＣ基超硬合金中のＣｏ含有量を６〜１４質量％と定めた。
Ｃｏは、ＷＣ基超硬合金の主たる結合相形成成分として含有させるが、Ｃｏ含有量が６質量％未満では十分な靱性を保持することはできず、一方、Ｃｏ含有量が１４質量％を超えると急激に軟化し、切削工具として必要とされる所望の硬さが得られず、変形および摩耗進行が顕著になることから、ＷＣ基超硬合金中のＣｏ含有量を６〜１４質量％と定めた。
Ｃｒ３Ｃ２：
Ｃｒ３Ｃ２は、主たる結合相を形成するＣｏ中にＣｒが固溶し、Ｃｏを固溶強化することで、ＷＣ基超硬合金の強度を高める。しかし、この作用は、Ｃｒ３Ｃ２含有量が、０．１質量％未満では不充分であり、一方、その含有量がＣｏの含有量に対し１０％を超えると、ＣｒとＷの複合炭化物を析出し、靱性が低下し、また、欠損発生の起点となる。
本発明においてはＣｏ含有量上限が１４質量％であるため、Ｃｒ３Ｃ２の上限はＣｏ含有量上限の１０％である１．４質量％である。
したがって、ＷＣ基超硬合金中のＣｒ３Ｃ２含有量は、０．１〜１．４質量％と定めた。
Ｃｒ３Ｃ２は、主たる結合相を形成するＣｏ中にＣｒが固溶し、Ｃｏを固溶強化することで、ＷＣ基超硬合金の強度を高める。しかし、この作用は、Ｃｒ３Ｃ２含有量が、０．１質量％未満では不充分であり、一方、その含有量がＣｏの含有量に対し１０％を超えると、ＣｒとＷの複合炭化物を析出し、靱性が低下し、また、欠損発生の起点となる。
本発明においてはＣｏ含有量上限が１４質量％であるため、Ｃｒ３Ｃ２の上限はＣｏ含有量上限の１０％である１．４質量％である。
したがって、ＷＣ基超硬合金中のＣｒ３Ｃ２含有量は、０．１〜１．４質量％と定めた。
ＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣ：
本発明のＷＣ基超硬合金は、その成分として、さらに、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ及びＺｒＣのうちから選ばれる少なくとも１種以上を合計量で４質量％以下、さらに含有することができる。
ＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣはいずれも、耐酸化性や耐クレーター摩耗性を高める効果を有するが、それらを炭化物換算した合計含有量が４質量％を超えると、耐摩耗性が不十分となり、また凝集体が出来やすくなるため欠損発生の起点となる。
したがって、ＷＣ基超硬合金中の成分としてＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ及びＺｒＣのうちから選ばれる少なくとも１種以上を含有させる場合には、その合計含有量は、４質量％以下とすることが望ましい。
なお、前記したＣｒ３Ｃ２、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣの含有量は、ＷＣ基超硬合金についてＥＰＭＡによって測定したＣｒ量、Ｔａ量、Ｎｂ量、Ｔｉ量、Ｚｒ量を、いずれも炭化物換算した数値である。
本発明のＷＣ基超硬合金は、その成分として、さらに、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ及びＺｒＣのうちから選ばれる少なくとも１種以上を合計量で４質量％以下、さらに含有することができる。
ＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣはいずれも、耐酸化性や耐クレーター摩耗性を高める効果を有するが、それらを炭化物換算した合計含有量が４質量％を超えると、耐摩耗性が不十分となり、また凝集体が出来やすくなるため欠損発生の起点となる。
したがって、ＷＣ基超硬合金中の成分としてＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ及びＺｒＣのうちから選ばれる少なくとも１種以上を含有させる場合には、その合計含有量は、４質量％以下とすることが望ましい。
なお、前記したＣｒ３Ｃ２、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣの含有量は、ＷＣ基超硬合金についてＥＰＭＡによって測定したＣｒ量、Ｔａ量、Ｎｂ量、Ｔｉ量、Ｚｒ量を、いずれも炭化物換算した数値である。
ＷＣ／ＷＣ／ＷＣ粒界三重点：
図１に、ＷＣ基超硬合金の断面概略模式図を示すように、ＷＣ基超硬工具におけるＷＣ基超硬合金中のＷＣ／ＷＣ／ＷＣ粒界三重点とは、ＷＣ基超硬合金の断面において３個のＷＣ粒子の粒界の共通接触部分として形成され、一方、ＷＣ／ＷＣ／ＦＣＣ相粒界三重点は、２個のＷＣ粒子の粒界とＦＣＣ相の共通接触部分として形成される。尚、ＷＣ基超硬合金において、ＦＣＣ相はＣｏを主とする結合相とＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣおよびそれらの複合炭化物からなる副硬質相の双方から成る。
図１に、ＷＣ基超硬合金の断面概略模式図を示すように、ＷＣ基超硬工具におけるＷＣ基超硬合金中のＷＣ／ＷＣ／ＷＣ粒界三重点とは、ＷＣ基超硬合金の断面において３個のＷＣ粒子の粒界の共通接触部分として形成され、一方、ＷＣ／ＷＣ／ＦＣＣ相粒界三重点は、２個のＷＣ粒子の粒界とＦＣＣ相の共通接触部分として形成される。尚、ＷＣ基超硬合金において、ＦＣＣ相はＣｏを主とする結合相とＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣおよびそれらの複合炭化物からなる副硬質相の双方から成る。
ｎ／Ｎの値と耐塑性変形性の関連：
ＷＣ基超硬合金の製法、製造条件等を種々変更することによって、ＷＣ基超硬合金中でのＷＣ粒子の存在形態が異なる種々のＷＣ基超硬合金（但し、ＷＣ基超硬合金の成分組成は、いずれも、前述した本発明の範囲内とする）を作製し、塑性変形により工具寿命に至る切削試験を実施することにより、それぞれのＷＣ基超硬合金についての、耐塑性変形性の良否の評価を行う。
次に、前記種々のＷＣ基超硬合金について、ＥＢＳＤ解析により、解析視野（２４(μｍ)×７２(μｍ)）範囲内に存在するＷＣ粒子数ＮとＷＣ／ＷＣ／ＷＣ粒界三重点数ｎを測定し、ｎ／Ｎを求める。
ｎ／Ｎと耐塑性変形性の鋭意調査した結果、従来の製法ではｎ／Ｎが０．５〜１．３の範囲であるが、ＷＣ同士の接触頻度を高めることにより、本発明の製法では、ｎ／Ｎを１．４以上に高めることが出来、そうして作製したｎ／Ｎが１．４以上のＷＣ基超硬合金はｎ／Ｎが１．４未満のＷＣ基超硬合金に比べ高い耐塑性変形性を有することを見出した。
また、ｎ／Ｎが１．５以上では一層優れた耐塑性変形性を発揮することを見出した。
一方、ｎ／Ｎが３以上となると、ＷＣ粒子が強く凝集すると同時に、粗大な結合相が現れやすく、耐欠損性が低下する傾向が見られた。このため、好ましくはｎ／Ｎが１．５以上となると３．０未満とすることが望ましい。
耐塑性変形性が向上する理由は、ＷＣ基超硬合金の組織中に、高密度でＷＣ／ＷＣ／ＷＣ粒界三重点が存在するため、ＷＣ―ＷＣ粒子間の粒界滑りが抑制されるためであると推定される。
なお、耐塑性変形性の向上については、特に、切削加工進行時の高温発熱状態における高温耐塑性変形性の向上が顕著であることが判明した。
ＷＣ基超硬合金の製法、製造条件等を種々変更することによって、ＷＣ基超硬合金中でのＷＣ粒子の存在形態が異なる種々のＷＣ基超硬合金（但し、ＷＣ基超硬合金の成分組成は、いずれも、前述した本発明の範囲内とする）を作製し、塑性変形により工具寿命に至る切削試験を実施することにより、それぞれのＷＣ基超硬合金についての、耐塑性変形性の良否の評価を行う。
次に、前記種々のＷＣ基超硬合金について、ＥＢＳＤ解析により、解析視野（２４(μｍ)×７２(μｍ)）範囲内に存在するＷＣ粒子数ＮとＷＣ／ＷＣ／ＷＣ粒界三重点数ｎを測定し、ｎ／Ｎを求める。
ｎ／Ｎと耐塑性変形性の鋭意調査した結果、従来の製法ではｎ／Ｎが０．５〜１．３の範囲であるが、ＷＣ同士の接触頻度を高めることにより、本発明の製法では、ｎ／Ｎを１．４以上に高めることが出来、そうして作製したｎ／Ｎが１．４以上のＷＣ基超硬合金はｎ／Ｎが１．４未満のＷＣ基超硬合金に比べ高い耐塑性変形性を有することを見出した。
また、ｎ／Ｎが１．５以上では一層優れた耐塑性変形性を発揮することを見出した。
一方、ｎ／Ｎが３以上となると、ＷＣ粒子が強く凝集すると同時に、粗大な結合相が現れやすく、耐欠損性が低下する傾向が見られた。このため、好ましくはｎ／Ｎが１．５以上となると３．０未満とすることが望ましい。
耐塑性変形性が向上する理由は、ＷＣ基超硬合金の組織中に、高密度でＷＣ／ＷＣ／ＷＣ粒界三重点が存在するため、ＷＣ―ＷＣ粒子間の粒界滑りが抑制されるためであると推定される。
なお、耐塑性変形性の向上については、特に、切削加工進行時の高温発熱状態における高温耐塑性変形性の向上が顕著であることが判明した。
ｎ／Ｎの値が１．４以上である本発明のＷＣ基超硬工具の製造：
ｎ／Ｎの値が１．４以上である本発明のＷＣ基超硬工具を製造するためには、原料粉末を混合し焼結用粉末を作製するに際し、本発明では、焼結用のＷＣ原料粉末として、多結晶ＷＣ粉末を使用する。
そして、焼結用粉末をプレス成形して圧粉成形体を作製した後、焼結を行うが、本発明では、低温短時間加熱条件による通電加圧焼結を行うことで、ｎ／Ｎの値が１．４以上である本発明のＷＣ基超硬工具用のＷＣ基超硬合金焼結体を作製することができる。
焼結用のＷＣ原料粉末として、多結晶ＷＣ粉末を使用するのは、多結晶ＷＣ内に含まれるＷＣ三重点をＷＣ基超硬合金に導入し、ｎ／Ｎを上昇することが可能であるためである。
また、低温短時間加熱条件による通電加圧焼結を行うのは、ＷＣの溶解再析出を抑制し、原料粉末である多結晶ＷＣのＷＣ三重点をＷＣ基超硬合金に多く導入可能であるためである。例えば、加圧力を１０〜２０ＭＰａの範囲とし、昇温速度を５０〜１００℃／ｍｉｎの範囲とし、焼結温度を１２００〜１２５０℃の範囲とし、さらに、保持時間を１０〜３０ｍｉｎの範囲とした低温短時間加熱条件で通電加圧焼結することで、ｎ／Ｎの値が１．４以上である本発明のＷＣ基超硬合金焼結体を作製することができる。上記範囲より加圧力が高い、もしくは、昇温速度が遅い、焼結温度が高い、あるいは保持時間が長い場合、ＷＣの溶解再析出が進行し、ＷＣ／ＷＣ界面にＣｏが侵入することによりＷＣ三重点が減少し、ｎ／Ｎの値が１．４未満となる。また、上記範囲より加圧力が低い、もしくは、昇温速度が早い、焼結温度が低い、あるいは保持時間が短い場合、焼結が十分に進行せず、内部に空隙を有するＷＣ基超硬合金が得られやすく、そのため靭性が十分に発揮できない。これらの理由から焼結条件は上記の範囲であることが好ましい。
ｎ／Ｎの値が１．４以上である本発明のＷＣ基超硬工具を製造するためには、原料粉末を混合し焼結用粉末を作製するに際し、本発明では、焼結用のＷＣ原料粉末として、多結晶ＷＣ粉末を使用する。
そして、焼結用粉末をプレス成形して圧粉成形体を作製した後、焼結を行うが、本発明では、低温短時間加熱条件による通電加圧焼結を行うことで、ｎ／Ｎの値が１．４以上である本発明のＷＣ基超硬工具用のＷＣ基超硬合金焼結体を作製することができる。
焼結用のＷＣ原料粉末として、多結晶ＷＣ粉末を使用するのは、多結晶ＷＣ内に含まれるＷＣ三重点をＷＣ基超硬合金に導入し、ｎ／Ｎを上昇することが可能であるためである。
また、低温短時間加熱条件による通電加圧焼結を行うのは、ＷＣの溶解再析出を抑制し、原料粉末である多結晶ＷＣのＷＣ三重点をＷＣ基超硬合金に多く導入可能であるためである。例えば、加圧力を１０〜２０ＭＰａの範囲とし、昇温速度を５０〜１００℃／ｍｉｎの範囲とし、焼結温度を１２００〜１２５０℃の範囲とし、さらに、保持時間を１０〜３０ｍｉｎの範囲とした低温短時間加熱条件で通電加圧焼結することで、ｎ／Ｎの値が１．４以上である本発明のＷＣ基超硬合金焼結体を作製することができる。上記範囲より加圧力が高い、もしくは、昇温速度が遅い、焼結温度が高い、あるいは保持時間が長い場合、ＷＣの溶解再析出が進行し、ＷＣ／ＷＣ界面にＣｏが侵入することによりＷＣ三重点が減少し、ｎ／Ｎの値が１．４未満となる。また、上記範囲より加圧力が低い、もしくは、昇温速度が早い、焼結温度が低い、あるいは保持時間が短い場合、焼結が十分に進行せず、内部に空隙を有するＷＣ基超硬合金が得られやすく、そのため靭性が十分に発揮できない。これらの理由から焼結条件は上記の範囲であることが好ましい。
前記の工程で作製されたＷＣ基超硬工具は、ｎ／Ｎの値が１．４以上であるために、高密度のＷＣ／ＷＣ／ＷＣ粒界三重点が、ＷＣ−ＷＣ粒子の界面での粒界すべりの発生を低減し耐塑性変形性、特に、高温耐塑性変形性が向上する。
また、ＷＣ基超硬合金中に亀裂が発生したとしても、高密度のＷＣ／ＷＣ／ＷＣ粒界三重点が、亀裂の直線的な進展を抑制するため、靱性、耐欠損性が向上する。
さらに、前記ＷＣ基超硬合金製切削工具の少なくとも切れ刃に、Ｔｉ−Ａｌ系、Ａｌ−Ｃｒ系等の炭化物、窒化物、炭窒化物あるいはＡｌ２Ｏ３等の硬質皮膜を、ＰＶＤ、ＣＶＤ等の成膜法により被覆形成することにより、表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具を作製することができる。
なお、表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具の作製にあたり、硬質皮膜の種類、成膜法は、当業者に既によく知られている膜種、成膜手法を採用すればよく、特に、制限するものではない。
また、ＷＣ基超硬合金中に亀裂が発生したとしても、高密度のＷＣ／ＷＣ／ＷＣ粒界三重点が、亀裂の直線的な進展を抑制するため、靱性、耐欠損性が向上する。
さらに、前記ＷＣ基超硬合金製切削工具の少なくとも切れ刃に、Ｔｉ−Ａｌ系、Ａｌ−Ｃｒ系等の炭化物、窒化物、炭窒化物あるいはＡｌ２Ｏ３等の硬質皮膜を、ＰＶＤ、ＣＶＤ等の成膜法により被覆形成することにより、表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具を作製することができる。
なお、表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具の作製にあたり、硬質皮膜の種類、成膜法は、当業者に既によく知られている膜種、成膜手法を採用すればよく、特に、制限するものではない。
本発明のＷＣ基超硬工具および表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具について、実施例により具体的に説明する。
（ａ）まず、焼結用の粉末として、平均粒径（Ｄ５０）が２．５μｍ〜６．５μｍの多結晶ＷＣ粉末と、それぞれの平均粒径（Ｄ５０）が１．０〜３．０μｍの範囲内であるＣｏ粉末、Ｃｒ３Ｃ２粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＺｒＣ粉末を用意した。
これらの粉末を、表１に示す配合組成に配合して、焼結用粉末を作製した。
これらの粉末を、表１に示す配合組成に配合して、焼結用粉末を作製した。
（ｂ）表１に示す配合組成に配合した焼結用粉末を、湿式混合し、乾燥した後、１００ＭＰａの圧力でプレス成形して圧粉成形体を作製した。
（ｃ）ついで、これらの圧粉成形体を、表２に示す条件、即ち、加圧力を１０〜２０ＭＰａの範囲とし、昇温速度を５０〜１００℃／ｍｉｎの範囲とし、焼結温度を１２００〜１２５０℃の範囲とし、さらに、保持時間を１０〜３０ｍｉｎの範囲とした低温短時間加熱条件で通電加圧焼結することで、ＷＣ基超硬合金焼結体を作製した。
（ｄ）ついで、前記ＷＣ基超硬合金を、機械加工、研削加工し、ＣＮＭＧ１２０４０８−ＧＭのインサート形状の表５に示すＷＣ基超硬工具１〜１２（以下、本発明工具１〜１２という）を作製した。
比較のために、比較例のＷＣ基超硬工具１〜９(以下、比較例工具１〜９という)を製造した。
その製造工程は、表３に示す配合組成の焼結用粉末を、湿式混合し、乾燥した後、１００ＭＰａの圧力でプレス成形して圧粉成形体を作製した後、表４に示す条件で通電加圧焼結することで、あるいは、通常の焼結をすることで、ＷＣ基超硬合金焼結体を作製し、これを、機械加工、研削加工し、ＣＮＭＧ１２０４０８−ＧＭのインサート形状の表６に示すＷＣ基超硬工具１〜９（以下、比較例工具１〜９という）を作製した。
その製造工程は、表３に示す配合組成の焼結用粉末を、湿式混合し、乾燥した後、１００ＭＰａの圧力でプレス成形して圧粉成形体を作製した後、表４に示す条件で通電加圧焼結することで、あるいは、通常の焼結をすることで、ＷＣ基超硬合金焼結体を作製し、これを、機械加工、研削加工し、ＣＮＭＧ１２０４０８−ＧＭのインサート形状の表６に示すＷＣ基超硬工具１〜９（以下、比較例工具１〜９という）を作製した。
本発明工具１〜１２及び比較例工具1〜９のＷＣ基超硬合金の断面について、ＥＰＭＡにより、その成分であるＣｏ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒの含有量を１０点測定し、その平均値を各成分の含有量とした。
なお、Ｃｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒは、それぞれの炭化物に換算して含有量を算出した。
表５、表６に、それぞれの平均含有量を示す。
なお、Ｃｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒは、それぞれの炭化物に換算して含有量を算出した。
表５、表６に、それぞれの平均含有量を示す。
つぎに、本発明工具１〜１２及び比較例工具1〜９のＷＣ基超硬合金の断面について、後方散乱電子回折法(以下ＥＢＳＤ)を備えた走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて２４(μｍ)×７２(μｍ)の視野で測定を行い、前記視野範囲に存在するＷＣ相のみを抽出し、ＷＣ粒子数Ｎを測定するとともに、前記視野範囲に存在するＷＣ／ＷＣ／ＷＣ粒界三重点数ｎを求め、ｎ／Ｎの値を算出した。
前記観察・測定を少なくとも１０の視野で行い、Ｎ、ｎ、ｎ／Ｎについて平均値を算出した。
表５、表６に、これらの値を示す。
前記観察・測定を少なくとも１０の視野で行い、Ｎ、ｎ、ｎ／Ｎについて平均値を算出した。
表５、表６に、これらの値を示す。
また、前記本発明工具１〜１２、比較例工具１〜９について、いずれも工具鋼製バイトの先端部に固定治具にてネジ止めした状態で、以下の湿式連続切削加工試験を行った。
被削材：ＪＩＳ・ＳＵＳ３０４（ＨＢ１７０）の丸棒、
切削速度：１１０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：２．０ｍｍ、
送り：０．５ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：４分、
湿式水溶性切削油使用。
上記湿式連続切削加工試験後の、切れ刃の逃げ面塑性変形量を測定するとともに、切れ刃の損耗状態を観察した。
なお、切れ刃の逃げ面塑性変形量は、図３に、逃げ面塑性変形量の測定模式図を示すように、工具の主切れ刃側逃げ面について、切れ刃から十分離れた位置で主切れ刃側逃げ面とすくい面が交差する稜線上に線分を引き、同線分を切れ刃部方向に延伸し、延伸した線分と切れ刃部稜線間の距離（延伸した線分の垂直方向）が最も離れている部分を測定し、切れ刃の逃げ面塑性変形量とした。また、逃げ面塑性変形量が０．０４ｍｍ以上であった時、損耗状態を刃先変形とした。
表７に、この測定結果を示す。
被削材：ＪＩＳ・ＳＵＳ３０４（ＨＢ１７０）の丸棒、
切削速度：１１０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：２．０ｍｍ、
送り：０．５ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：４分、
湿式水溶性切削油使用。
上記湿式連続切削加工試験後の、切れ刃の逃げ面塑性変形量を測定するとともに、切れ刃の損耗状態を観察した。
なお、切れ刃の逃げ面塑性変形量は、図３に、逃げ面塑性変形量の測定模式図を示すように、工具の主切れ刃側逃げ面について、切れ刃から十分離れた位置で主切れ刃側逃げ面とすくい面が交差する稜線上に線分を引き、同線分を切れ刃部方向に延伸し、延伸した線分と切れ刃部稜線間の距離（延伸した線分の垂直方向）が最も離れている部分を測定し、切れ刃の逃げ面塑性変形量とした。また、逃げ面塑性変形量が０．０４ｍｍ以上であった時、損耗状態を刃先変形とした。
表７に、この測定結果を示す。
また、前記本発明工具１〜４、比較例工具１〜４の切刃表面に、表８に示す平均層厚の硬質被覆層をＰＶＤ法あるいはＣＶＤ法で被覆形成し、本発明表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具（以下、「本発明被覆工具」という）１〜４、比較例表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具（以下、「比較例被覆工具」という）１〜４を作製した。
上記の各被覆工具について、以下に示す、湿式連続切削加工試験を実施し、切れ刃の逃げ面塑性変形量を測定するとともに、切れ刃の損耗状態を観察した。
切削条件：
被削材：ＪＩＳ・ＳＵＳ３０４（ＨＢ１７０）の丸棒、
切削速度：１６０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：２．０ｍｍ、
送り：０．４ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５分、
湿式水溶性切削油使用。
表９に、切削試験の結果を示す。
上記の各被覆工具について、以下に示す、湿式連続切削加工試験を実施し、切れ刃の逃げ面塑性変形量を測定するとともに、切れ刃の損耗状態を観察した。
切削条件：
被削材：ＪＩＳ・ＳＵＳ３０４（ＨＢ１７０）の丸棒、
切削速度：１６０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：２．０ｍｍ、
送り：０．４ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５分、
湿式水溶性切削油使用。
表９に、切削試験の結果を示す。
表７および表９に示される切削加工試験結果によれば、ｎ／Ｎが１．４以上である本発明工具および本発明被覆工具は、欠損、チッピングを発生することもなく、すぐれた耐塑性変形性を発揮することが分かる。
これに対して、比較例工具および比較例被覆工具は、耐欠損性、耐チッピング性、耐塑性変形性に劣り、短時間で寿命に至った。
これに対して、比較例工具および比較例被覆工具は、耐欠損性、耐チッピング性、耐塑性変形性に劣り、短時間で寿命に至った。
以上のとおり、本発明のＷＣ基超硬工具および被覆工具は、ステンレス鋼等の難削材の切削加工に供した場合、すぐれた耐塑性変形性とともに、すぐれた耐欠損性、耐チッピング性を有するが、他の被削材、切削条件に適用した場合にも、長期の使用にわたってすぐれた切削性能を発揮し、工具の長寿命化が図られることが期待される。
Claims (3)
- ＷＣ基超硬合金を基体とするＷＣ基超硬合金製切削工具において、
前記ＷＣ基超硬合金の成分組成は、Ｃｏ：６〜１４質量％、Ｃｒ３Ｃ２：０．１〜１．４質量％、残部はＷＣ及び不可避不純物からなり、
前記ＷＣ基超硬合金の断面における２４(μｍ)×７２(μｍ)の視野でＥＢＳＤ測定を行い、前記視野範囲に存在するＷＣ粒子数Ｎと前記視野範囲に存在するＷＣ／ＷＣ／ＷＣ粒界三重点数ｎを求めた時、前記ｎ／Ｎの値が１．４以上であることを特徴とするＷＣ基超硬合金製切削工具。 - 前記ＷＣ基超硬合金は、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ及びＺｒＣのうちから選ばれる少なくとも１種以上を合計量で４質量％以下、さらに含有することを特徴とする請求項１に記載のＷＣ基超硬合金製切削工具。
- 請求項１または２に記載のＷＣ基超硬合金製切削工具の少なくとも切れ刃には、硬質被覆層が形成されていることを特徴とする表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具。
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Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JP2000144300A (ja) * | 1998-11-12 | 2000-05-26 | Sumitomo Electric Ind Ltd | Ｉｃリードフレーム用切断刃およびその製造方法 |
| WO2018215996A1 (en) * | 2017-05-26 | 2018-11-29 | University Of The Witwatersrand, Johannesburg | Method and system for improving the surface fracture toughness of brittle materials, and a cutting tool produced by such method |
-
2020
- 2020-03-24 JP JP2020052671A patent/JP7441418B2/ja active Active
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| JP2020525301A (ja) * | 2017-05-26 | 2020-08-27 | ユニヴァーシティ・オブ・ザ・ウィットウォーターズランド・ヨハネスブルグ | 脆性材料の表面破壊靭性を改善するための方法及びシステム、並びにそのような方法により製造される切削工具 |
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