JP2022130147A - 切削工具 - Google Patents

Abstract

【課題】合金鋼等の連続切削加工において、すぐれた耐塑性変形性を発揮するＷＣ基超硬工具および表面被覆ＷＣ基超硬工具の提供。【解決手段】前記ＷＣ基超硬工具において、ＣｏおよびＮｉの少なくとも１種を４．０質量％以上、１０．０質量％未満含有し、また、ＴｉＣ、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＺｒＣ、ＨｆＣ、および、ＶＣのうちから選ばれる少なくとも１種以上を合計にて、４．０質量％以上、１２．０質量％未満にて含有し、さらに、Ｃｒ３Ｃ２を０．０質量％以上、０．５質量％未満にて含有し、残部は、ＷＣおよび不可避的不純物とからなり、副硬質相の平均粒径は、２．０μｍ以上、６．０μｍ以下であり、副硬質相の合計界面長に対する副硬質相－結合相界面長の比率が９．０％未満である、ＷＣ基超硬合金製切削工具。

Description

本発明は、合金鋼等（鋼、ステンレス鋼、Ｎｉ基合金等）の連続切削加工（例えば、連続旋削加工等）において、すぐれた耐塑性変形性を発揮するＷＣ基超硬合金を工具基体として用いたＷＣ基超硬合金切削工具に関するものである。

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基超硬工具および表面被覆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。

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主硬質相と、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基超硬工具において、ＷＣ基超硬合金の成分組成を、ＷＣ－ｘ質量％Ｃｏ－ｙ質量％Ｃｒ_３Ｃ_２－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－Ｖ_ｂ ^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Ｖ_ｂは０．１１≦Ｖ_ｂ≦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基超硬工具が提案されている。

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≦１．７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、重量％で、Ｃｒまたは／およびＣｒ化合物：０～４％（Ｃｒ換算で）、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：残からなる組成を有し、かつ、０．０６～３０ナノメータのＣｏ平均厚み（ＣＦＰ）を有し、焼結に際し、昇温途中９００度Ｃ～１６００度Ｃの温度範囲の一部または全範囲において、気体を圧力媒体として３気圧～２００気圧の圧力を負荷して高密度化を図った切削加工工具用ＷＣ－Ｃｏ系超硬部品が提案されており、このＷＣ－Ｃｏ系超硬部品、望ましくは、ＷＣの平均粒径が１μｍ以下、ＣＦＰが０．０６～３０ｎｍの範囲の超微粒低Ｃｏ超硬合金部品の靱性を高めることができるとされている。
ただし、ＣＦＰは、Ｃｏ平均厚み（ｎｍ）であって、
ＣＦＰ＝０．５８＊Ａ／（１００－Ａ）＊Ｒから算出した値であり、Ａ：Ｃｏ（重量％），２Ｒ：ＷＣ平均粒径（ｎｍ）である。

特開２０１６－２０５４１号公報 特開２０１７－８８９９９号公報 特開２０１７－１４８８９５号公報 特開２０１７－１７９４３３号公報 特開平７－３０５１３６号公報

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の粒度、ＷＣ接着度あるいは製造条件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、工具特性の向上が図られている。
しかしながら、前記従来の工具では、鋼、合金鋼、ステンレス鋼等の連続切削加工、特に、連続旋削加工のような高負荷下での連続切削加工において用いた場合には、基体の耐塑性変形性が十分ではないため、工具変形等の発生を十分に抑制することができず、工具寿命に達してしまうという問題を有するものであった。

そこで、本発明者らは、鋼、合金鋼、ステンレス鋼等の連続旋削加工のような高負荷下での連続切削加工において、すぐれた耐塑性変形性を発揮するＷＣ基超硬工具を開発すべく、従来の技術とは視点を変えて、主硬質相、副硬質相および結合相からなるＷＣ基超硬合金において、ＷＣ基超硬合金の副硬質相に関係する粒界長および界面長、すなわち、副硬質相と主硬質相とが接する界面の長さ（以下、「副硬質相－主硬質相界面長」という。）、副硬質相と他の副硬質相とが接する粒界の長さ（以下、「副硬質相－副硬質相粒界長」という。）、および、副硬質相と結合相とが接する界面の長さ（以下、「副硬質相－結合相界面長」という。）を含む前記粒界および前記界面の形態に着目して鋭意研究を進め、以下のような知見を得てなし得たものである。
なお、本発明に係るＷＣ基超硬合金は、ＷＣを含む主硬質相と、Ｔｉ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｚｒ、ＨｆおよびＶの単一の炭化物、および／または、前記元素の複数の元素からなる複合炭化物を含む副硬質相と、Ｃｏおよび／またはＮｉを含む結合相とを含んでなるものである。

すなわち、前記特許文献１～４に示されるＷＣ基超硬工具においては、主として、ＷＣ粒子に着目した改善がなされ、また、前記特許文献５に示されるＷＣ基超硬工具においては、主として、ＣＦＰに着目した改善がなされていたが、本発明者らは、従来の技術とは視点を変えて、前記「副硬質相－主硬質相界面長」、前記「副硬質相－副硬質相粒界長」、および、前記「副硬質相－結合相界面長」の和（「副硬質相の合計界面長」ともいう。）に対する前記「副硬質相－結合相界面長」の比率が、９．０％以上となった際に、副硬質相－主硬質相界面ならびに副硬質相－副硬質相界面が不足し、主硬質相および副硬質相からなる骨格構造が満足に形成できず、高温で大きな負荷がかかった際には、骨格構造の崩れから大きな塑性変形を生じ、短寿命となることを解決すべき課題として見出した。

そこで、本発明者らは、かかる課題について、ＷＣ基超硬合金における成分組成を調整するとともに、粗大固溶体を用い、結合相の混合順序を調整するなどにより結晶粒径の大きい副硬質相を結合相との接触を減少するように配置することにより、副硬質相の合計界面長である、１）副硬質相－主硬質相界面長と、２）副硬質相－副硬質相粒界長と、３）副硬質相－結合相界面長との合計長に対し、前記３）副硬質相－結合相界面長の比率を９．０％未満とすることができ、耐塑性変形性の劣化という本発明における課題を解決したものである。

本発明は、上記知見に基づいてなされたものであって、以下のとおりのものである。
「（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およびＮｉの少なくとも１種を４．０質量％以上、１０．０質量％未満にて含有し、
また、ＴｉＣ、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＺｒＣ、ＨｆＣ、および、ＶＣのうちから選ばれる少なくとも１種以上を合計にて、４．０質量％以上、１２．０質量％未満にて含有し、
さらに、Ｃｒ_３Ｃ_２を０．０質量％以上、０．５質量％未満にて含有し、
残部は、ＷＣおよび不可避的不純物とからなり、
副硬質相の平均粒径は、２．０μｍ以上、６．０μｍ以下であり、
副硬質相の合計界面長に対する副硬質相－結合相界面長の比率が９．０％未満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（１）のＷＣ基超硬合金製切削工具の切れ刃には、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。」

なお、前記（１）、（２）におけるＴｉＣ、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＺｒＣ、ＨｆＣ、ＶＣ、および、Ｃｒ_３Ｃ_２の含有量は、ＷＣ基超硬合金製切削工具の縦断面について測定したＴｉ量、Ｔａ量、Ｎｂ量、Ｚｒ量、Ｈｆ量、Ｖ量、および、Ｃｒ量をいずれも炭化物換算した数値である。
また、本明細書において、数値範囲を示す際に、「～」を用いる場合は、その数値の下限および上限を含むことを意味する。

本発明に係る切削工具は、副硬質相の平均粒径を２．０μｍ以上、６．０μｍ以下とし、副硬質相の合計界面長に対する副硬質相－結合相粒界長の比率を９．０％未満とすることにより、耐塑性変形性が向上するため、連続旋削加工のような高負荷下での連続切削加工においても、長期の切削寿命を有するという顕著な効果を奏するものである。

以下、本発明に係るＷＣ基超硬合金を構成する各成分の組成、および、前記超硬合金の組織（結合相、主硬質相、副硬質相）について説明をする。

１．ＷＣ基超硬合金組成
本実施形態の切削工具を構成する超硬合金の組成は、
ＣｏとＮｉのいずれか一種または二種を４．０質量％以上、１０．０質量％未満、
ＴｉＣ、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＺｒＣ、ＨｆＣ、および、ＶＣのいずれか一種または二種以上を４．０質量％以上、１２．０質量％未満、
Ｃｒ_３Ｃ_２を０．０質量％以上、０．５質量％未満にて含み、
残部がＷＣおよび不可避的不純物からなる。
以下、順に説明する。

（１）Ｃｏ、Ｎｉ
ＣｏとＮｉは、ＷＣ基超硬合金において、結合相の主成分である。ＣｏとＮｉのいずれか一種または二種を主成分として含み、ＣｏとＮｉの合計の含有割合は、切削工具全体の４．０質量％以上、１０．０質量％未満にて含むことが好ましい。
ここで、主成分とは、結合相を形成するすべての成分に対して、ＣｏとＮｉのいずれか一種または二種を合計で５０ａｔ％以上にて有することをいう。
なお、結合相には、Ｔｉ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖの少なくとも一種以上を含んでいてもよく、これらの元素が結合相中に存在するときは、結合相に固溶した状態にあると推定される。
さらに、結合相中には、主硬質相の成分であるＷやＣや、その他の不可避的不純物が含まれていてもよい。
なお、ＣｏおよびＮｉのａｔ％は、超硬合金の任意の表面または断面を鏡面加工し、その加工面を蛍光Ｘ線回折測定することにより求めることができる。

（２）Ｃｒ_３Ｃ_２
Ｃｒ_３Ｃ_２は、主たる結合相を形成するＣｏ中にＣｒとして固溶し、主硬質相を形成するＷＣ相の成長を抑制し、ＷＣ相の粒径を微細化させ、ＷＣ基超硬合金を微粒・均粒組織とし、靭性を高め、耐塑性変形性を向上させる効果を有する。他方、この作用は、Ｃｒ_３Ｃ_２含有量が、Ｃｏの含有量に対し、５％を超えると、ＣｒとＷの複合炭化物を析出させ、靭性を低下させ、また、欠損の発生の起点となるおそれがある。
本発明において、Ｃｒは必須成分ではないが、Ｃｏの含有量の上限が１０．０質量％未満であるため、添加する場合の含有割合は、切削工具全体に対して、Ｃｒ_３Ｃ_２換算にて、０．５質量％未満にて添加することが好ましい。

（３）ＴｉＣ、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＺｒＣ、ＨｆＣおよびＶＣ
ＴｉＣ、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＺｒＣ、ＨｆＣおよびＶＣは、ＷＣ基超硬合金において、主たる副硬質相形成成分として含有され、その含有量は、一種または二種以上を合計で４．０質量％以上、１２．０質量％未満にて含有する。
これらの炭化物が存在する場合の含有割合は、Ｍ（金属原子）とＣが、１：１にて結合した炭化物と仮定し、ＭＣにより示される化合物の１種または２種以上が切削工具全体に対して、最大で１２．０質量％未満にて含まれることが好ましい。
すなわち、１２．０質量％以上では、耐摩耗性が不十分となり、また、凝集体が生じ易く、欠損発生の起点となるため、１２．０質量％未満の範囲とすることが好ましい。
また、これらの炭化物により形成される副硬質相の平均粒径は、２．０μｍ未満では、切削加工中に副硬質相同士の滑りが生じやすく、耐塑性変形性や耐欠損性が十分ではなく、一方、平均粒径が６．０μｍを超えると、十分な耐摩耗性が得られなくなるため、２．０μｍ以上、６．０μｍ以下の範囲より選択するのが好ましい。

これら副硬質相の平均粒径は、超硬合金の任意の表面または断面を鏡面加工し、その加工面を後方散乱電子線回折（ＥＢＳＤ）にてピクセルサイズにて観察し、画像解析によって、少なくとも３００個の各副硬質相の面積を求め、その面積に等しい円の直径を算出して平均したものである。
なお、鏡面加工には、例えば、集束イオンビーム装置（ＦＩＢ装置）、クロスセクションポリシャー装置（ＣＰ装置）等を用いる。

（４）ＷＣ
ＷＣは、ＷＣ基超硬合金の主たる主硬質相形成成分として含有される。主硬質相には、製造過程にて不可避的に混入する不可避的不純物が含まれていてもよい。
主たる主硬質相形成元素であるＷＣを含む主硬質相の平均粒径は、０．２μｍ未満では、切削加工中に主硬質相同士の滑りが生じやすく、耐塑性変形性や耐欠損性が十分ではなく、一方、平均粒径４．０μｍを超えると、十分な耐摩耗性が得られなくなるため、０．２μｍ以上、４．０μｍ以下の範囲より選択するのが好ましい。
主硬質相の平均粒径は、副硬質相の平均粒径と同様に、超硬合金の任意の表面または断面を鏡面加工し、その加工面を後方散乱電子線回折（ＥＢＳＤ）にてピクセルサイズにて観察し、画像解析によって、少なくとも３００個の各主硬質相の面積を求め、その面積に等しい円の直径を算出して平均したものである。
なお、鏡面加工において、集束イオンビーム装置（ＦＩＢ装置）、クロスセクションポリシャー装置（ＣＰ装置）等を用いる点においても、同様である。

（５）不可避的不純物
前記したように、副硬質層、主硬質相、および、結合相は製造過程にて不可避的に混入する不純物を含んでいてもよく、その量は切削工具全体を１００質量％として外数として０．３質量％以下が好ましい。

２．副硬質相の全界面長に対する副硬質相－結合相界面長比率の導出方法
副硬質相の全界面長に対する副硬質相－結合相界面長比率の導出については、例えば、ＴＳＬ社製ＯＩＭ Ｄａｔａ Ｃｏｌｌｅｃｔｉｏｎ（ＯＩＭ結晶方位解析装置）を用いて、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｅｄ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）パターンの取込みとＥＤＳ（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ-ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）データの同時取込みを行う。

次いで、各結晶粒について、各元素に対応する結晶粒内部の各測定点から得られたＥＤＳカウント値を平均し、各結晶粒の各元素ＥＤＳ測定値とし、得られた測定値から各結晶粒の組成を導出する。ＥＢＳＤパターンから、ＨＣＰ相と同定され、かつＷを２０ａｔ％以上含有する結晶粒をＷＣ粒とし、ＦＣＣ相と同定された結晶粒のうち、ＣｏおよびＮｉの含有量が合計で５０ａｔ％以上である粒子を結合相とし、ＣｏおよびＮｉの合計含有量が５０ａｔ％未満である粒子を副硬質相とし、副硬質相の全界面長を副硬質相－主硬質相界面長と、副硬質相－副硬質相粒界長と、副硬質相－結合相界面長との合計長とし、副硬質相－結合相界面長を前記副硬質相の全界面長で除することにより、副硬質相－結合相界面長比率を得ることができる。
観察視野としては、１視野の大きさが２０μｍ（縦）×７０μｍ（横）、ピクセルサイズ４０ｎｍ（縦）×４０ｎｍ（横）の観察視野を設定する。

次に、実施例により本発明に係るＷＣ基超硬工具を具体的に説明するが、本発明は、この実施例に限定されるものではない。

≪本発明ＷＣ基超硬工具≫
（ａ）原料粉末と配合
原料粉末として、平均粒径（ｄ５０）が、２．５μｍ～６．５μｍのＷＣ粉末と、それぞれの平均粒径（ｄ５０）が、いずれも、１．０～３．０μｍの範囲内であるＣｏ粉末、Ｎｉ粉末、Ｃｒ_３Ｃ_２粉末、ＴｉＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＨｆＣ粉末、および、ＶＣ粉末を用意した。
まず、これらの粉末のうち、副硬質相形成元素の炭化物であるＴｉＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＨｆＣ粉末、および、ＶＣ粉末を所定の配合組成となるよう量りとり、ボールミルにて２４時間の長時間混合、続けて真空下１８００℃×４時間の熱処理を行い、更に続けてボールミルにて１時間の解砕を行い、粗大固溶体粉末を製造した。（表１の固溶体粉末の欄を参照）

（ｂ）昇温・焼結工程
次いで、得られた粗大固溶体粉末を、前記ＷＣ粉末およびＣｒ_３Ｃ_２粉末と混合し、アトライターを用い、６００ＲＰＭ×１時間の湿式混合を行い、続けて前記粉末を混合したアトライターポットにＣｏ粉末、Ｎｉ粉末を追加投入し、１５０ＲＰＭ×１０分の混合を行った。得られたスラリーを乾燥後、１００ＭＰａの圧力にてプレス成形し、圧粉成形体を作製した。（表３の本発明工程１～１０を参照）

１）昇温工程
まず、固相焼結となる１０００℃から焼結温度である１３５０℃までの昇温工程においては、昇温速度を４０℃／分以上に早めることにより、固相焼結を抑制した。

２）焼結工程
次いで、１３５０℃以上への昇温後、１３５０℃～１４５０℃にて、１０～８０分、真空０．１Ｐａ以下の条件にて、焼結を行い、ＷＣ基超硬合金焼結体を得た。
本焼結工程により、結晶粒径の大きい副硬質相を結合相との接触を減少させ配置させることができ、副硬質相の全界面長に対する副硬質相－結合相の粒界長比率を下げることができるため、主硬質相および副硬質相からなる骨格構造を強固に築くことができ、すぐれた耐塑性変形性を実現することができる。

次に、得られたＷＣ基超硬合金焼結体を機械加工、研削加工し、ＣＮＭＧ４３２ＭＭの形状に整え、表４に示す超硬合金基体１～１０（以下、本発明工具基体１～１０という）を作製した。

≪比較例ＷＣ基超硬工具≫
比較のため、比較例の超硬合金基体１～８（以下、比較例工具基体１～８という）を作製した。

（ａ）原料粉末と配合
原料粉末として、平均粒径（ｄ５０）が、２．５μｍ～６．５μｍのＷＣ粉末と、それぞれの平均粒径（ｄ５０）が、いずれも、１．０～３．０μｍの範囲内であるＣｏ粉末、Ｎｉ粉末、Ｃｒ_３Ｃ_２粉末、ＴｉＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＨｆＣ粉末、および、ＶＣ粉末を用意した。
次いで、これら用意された粉末を表２に示す配合組成となるように混合し、焼結用粉末とし、アトライターを用い、回転数６００ｒｐｍ、１時間湿式混合し、乾燥後、１００ＭＰａの圧力にてプレス成形し、圧粉成形体を作製した。

（ｂ）昇温・焼結工程
次いで、表３に示す比較工程１’～８’の昇温条件、および、焼結条件にて、焼結を行い、ＷＣ基超硬合金焼結体を得た後、前記ＷＣ基超硬合金焼結体を機械加工、研削加工し、ＣＮＭＧ４３２ＭＭの形状に整えることにより、表５に示す比較例工具基体１～８を作製した。

次いで、本発明工具基体１～１０および比較例工具基体１～８の超硬合金の断面について、電子マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）により、その成分であるＣｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、ＨｆおよびＶの各元素につき、６０μｍ（縦）×９０μｍ（横）視野全体におけるこれら元素の含有量を、相互の視野が重複しないよう１０視野測定し、その平均値を各成分の含有量とした。
なお、ここで、Ｃｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、ＨｆおよびＶの各元素については、それぞれ炭化物に換算して含有量を算出した。表４、表５にそれぞれの平均含有量を示す。

次に、本発明工具基体１～１０および比較例工具基体１～８の超硬合金の断面について、例えば、前記ＯＩＭ結晶方位解析装置を用いて、ＥＢＳＤパターンの取り込みと得られたＥＤＳデータの同時取り込みを行った。

次いで、各結晶粒について、各元素に対応する結晶粒内部の各測定点から得られたＥＤＳカウント値を平均し、各結晶粒の各元素ＥＤＳ測定値とし、得られた測定値から各結晶粒の組成を導出した。

また、ＥＢＳＤパターンから、ＦＣＣ相と同定された結晶粒のうち、ＣｏおよびＮｉの含有量が合計で５０ａｔ％以上である粒子を結合相とし、ＣｏおよびＮｉの合計含有量が５０ａｔ％未満である粒子を副硬質相とし、副硬質相の全界面長を副硬質相－主硬質相界面長と、副硬質相－副硬質相粒界長と、副硬質相－結合相界面長との合計値とし、副硬質相－結合相界面長を前記副硬質相の全界面長で除することにより、副硬質相－結合相界面長比率を得た。
観察視野としては、１視野の大きさが２０μｍ（縦）×７０μｍ（横）、ピクセルサイズ４０ｎｍ（縦）×４０ｎｍ（横）の観察視野を設定した。

上記本発明工具１～１０、比較例工具１～８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、以下の湿式連続旋削加工試験を行った。
被削材：ＪＩＳ・ＳＵＳ３０４（ＨＢ１７０）の丸棒、
切削速度：１０５ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：２．２ｍｍ、
送り：０．６ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５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、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、この試験結果を示す。

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：２４０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：２．０ｍｍ、
送り：０．５ｍｍ／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６及び表８に示される試験結果によれば、本発明工具および本発明被覆工具は、欠損を発生することなく、すぐれた耐塑性変形性を発揮するのに対して、比較例工具および比較例被覆工具は、欠損の発生もしくは塑性変形により工具寿命が短命であることがわかる。

以上のとおり、本発明工具および本発明被覆工具は、合金鋼やステンレス鋼等の連続旋削加工等の負荷の高い連続切削加工において、長期の使用に亘ってすぐれた効果を発揮するものであり、工具の長寿命化に大いに貢献するものである。

Claims (2)

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およびＮｉの少なくとも１種を４．０質量％以上、１０．０質量％未満にて含有し、
   また、ＴｉＣ、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＺｒＣ、ＨｆＣ、および、ＶＣのうちから選ばれる少なくとも１種以上を合計にて、４．０質量％以上、１２．０質量％未満にて含有し、
   さらに、Ｃｒ_３Ｃ_２を０．０質量％以上、０．５質量％未満にて含有し、残部は、ＷＣおよび不可避的不純物とからなり、
   副硬質相の平均粒径は、２．０μｍ以上、６．０μｍ以下であり、副硬質相の合計界面長に対する副硬質相－結合相界面長の比率が９．０％未満であることを特徴とするＷＣ基超硬合金製切削工具。
2. 請求項１に記載のＷＣ基超硬合金製切削工具の切れ刃には、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。