JP4731645B2 - 超硬合金および被覆超硬合金とその製造方法 - Google Patents
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Description
【発明の属する技術分野】
本発明は特に耐熱亀裂性や衝撃強度を向上できる超硬合金および被覆超硬合金とその製造方法に関するものである。
【0002】
【従来の技術】
超硬合金の衝撃強度や靱性と剛性・硬度とは相反関係にあり、両者を両立させることは難しい。この点を改善する技術として、▲1▼特公平5-20492 号公報,▲2▼特開昭58-39764号公報,▲3▼特公昭61-4899 号公報記載のものが知られている。これらは主に焼結温度からの冷却速度を特定することにより靱性と強度の両立を図っている。
【0003】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、上記のいずれの技術でも衝撃強度や靱性と剛性・硬度との両立は十分とはいえず、衝撃強度不足による破損や靱性不足による亀裂の発生、剛性・硬度不足による塑性変形に対応できる材料が要望されていた。また、1400℃程度の焼結温度からの急冷では熱衝撃が大き過ぎ、超硬合金に割れが発生する可能性が強い。さらに、焼結温度から急冷した場合、その急冷効果を維持するには、後にHIP処理を行うことができないという問題があった。
【0004】
さらに、超硬合金を鋼切削に用いるため、IVa,Va,VIa族元素の炭化物(WCを除く)、炭窒化物、窒化物を添加することは良く知られた技術である。これにより、超硬合金の耐摩耗性は向上したが、この合金をフライス切削に用いたときには、加熱冷却の繰り返しにより生じた熱亀裂が発生し易くなり、耐熱亀裂性の低下が問題となっていた。
【0005】
従って、本発明の主目的は、靱性と強度、特に耐熱亀裂性および衝撃強度とを両立できる超硬合金および被覆超硬合金とその製造方法を提供することにある。
【0006】
【課題を解決するための手段】
本発明は超硬合金中のCoの結晶構造および固溶量を制御することにより上記の目的を達成する。すなわち、本発明超硬合金は、周期律表IVa,Va,VIa族元素の炭化物(WCを除く)、窒化物および炭窒化物から選択された少なくとも1種およびWCを主体とする硬質相と、Coを含む鉄族金属の結合相とからなる超硬合金において、前記Coの結晶構造が次式を満たすことを特徴とする。
0≦I(Co・hcp)/I(Co・fcc)≦0.1
ただし、I(Co・hcp)はhcp 構造のCoの(101) 面におけるX線回折強度で、I(Co・fcc)はfcc 構造のCoの(111) 面におけるX線回折強度である。
【0007】
ここで、I(Co・hcp)/I(Co・fcc)のより好ましい範囲は0.01〜0.10であり、特に好ましい範囲は0.05〜0.10である。さらにCoの格子定数が3.570Å以上であることが好ましい。なお、結合相量は5〜20wt%程度が好適である。
【0008】
「I(Co・hcp)/I(Co・fcc)」が0.1を越えると、脆弱なhcp構造のCoが増えて靱性が不足する。そのため、このような超硬合金をフライス切削用工具に用いた場合、亀裂が発生しやすく、工具寿命が短くなってしまう。また、本発明超硬合金はIVa,Va,VIa族元素の炭化物(WCを除く)、窒化物および炭窒化物から選択された少なくとも1種を含むため、「I(Co・hcp)/I(Co・fcc)」の値を0.01よりも小さい値になるまで急冷すると冷却時に割れが生じやすく、より好ましい値は0.05〜0.10である。さらに、格子定数が3.570Å未満であるとCo中へのWの固溶量が少ないことを意味し、やはり靱性不足となりやすい。
【0009】
また、超硬合金の表面部の少なくとも一部に脱β層を有すると耐初期亀裂性が向上するため好ましい。ここで、脱β層とはCoを含む結合相とWCとからなる層で、本発明の超硬合金を脱窒雰囲気で焼結することにより得られ、超硬合金内部よりもCo含有率が多い層である。脱β層中のCo含有率は超硬合金内部よりも多くなるため、急冷処理による前述の効果が得られ易くなり好ましい。
【0010】
さらに、超硬合金の表面に膜厚0.1〜30μmの被覆膜をコーティングすることは、耐摩耗性を向上させるために好ましい。コーティング層としてはIVa,Va,VIa族元素、Alから選ばれた少なくとも一種類の炭化物、窒化物、酸化物、硼化物、これらの固溶体あるいはダイヤモンド、ダイヤモンドライクカーボン、立方晶窒化硼素の少なくとも一層以上からなる被覆膜が好ましい。
【0011】
これらの被覆膜をコーティングする方法としては、公知の化学蒸着法や、物理蒸着法を用いることができる。その中でも、被覆温度を900℃以下に低くできるコーティング方法が好ましい。コーティングを行う超硬合金母材としては、コーティング膜がはがれた後の耐摩耗性が必用な用途では、硬質相にIVa,Va,VIa族元素の炭化物、炭窒化物、窒化物が含まれていることが好ましい。ただし、超硬合金母材の耐熱亀裂性、耐衝撃性が特に要求される用途では、硬質相がWCのみで構成されている超硬合金母材が好ましい。
【0012】
本発明超硬合金の製造方法は、周期律表IVa,Va,VIa族元素の炭化物(WCを除く)、窒化物および炭窒化物から選択された少なくとも1種およびWCを主体とする硬質相とCoを含む鉄族金属の結合相とを焼結して冷却する工程と、この冷却後に焼結体を液相出現直下の温度まで加熱し、液体中に浸漬して急冷する工程とを含むことを特徴とする。
【0013】
液相出現直下の温度としては1200〜1300℃程度が好適である。また、急冷速度は1000℃/min以上とすることが望ましい。急冷する際に焼結体を浸漬する液体は特に限定されない。例えば、水や油が挙げられる。なお、硬質相と結合相とを焼結した後に必要に応じてHIP処理を行ってもよい。
【0014】
一般に、超硬合金製品は次の工程により製造される。
原料粉末の混合→プレス→(中間焼結)→(成形)→焼結→(HIP)→検査
すなわち、混合した原料をプレスし、1400℃程度で焼結を行うか、混合した原料をブロック状にプレスし、700℃程度で中間焼結後、中間焼結体を所定の工具形状に成形して1400℃程度で焼結を行う。さらに焼結体中の空隙を減少させるため、焼結の後にHIP(例えば1340℃程度)を行うこともある。
【0015】
前述した従来の技術▲1▼〜▲3▼では主に焼結温度から冷却する際の速度に着目している。本発明では焼結温度からの冷却は特に規定せず、一旦冷却された後に再度加熱してから急冷することを特徴とする。
【0016】
このような急冷はCoの結晶構造の変態温度域(413℃前後)をごく短時間で通過することにより、(1) 高温で安定相であるfcc 構造からhcp 構造へ相変態させることなく固化する、(2) 急冷直前にCoへ固溶しているIVa,Va,VIa族金属を冷却中に析出させることなく固化する、ことに有効である。
【0017】
液相出現温度直下の温度より急冷を開始するのは、Co中にIVa,Va,VIa族元素を多量に固溶でき、かつfcc →hcp の変態温度に最も近い温度条件だからである。1400℃程度の焼結温度近辺の温度からの急冷では熱衝撃が大きく、割れが発生する場合がある。具体的な再加熱温度は1200〜1300℃程度、特に1220〜1280℃程度が好適である。
【0018】
また、従来の技術▲1▼〜▲3▼では焼結温度からの冷却を急冷としており、冷却後にHIPを行なうと急冷効果が失われるため、焼結に引き続いてHIPを行うことが難しい。しかし、本発明では後に再加熱してから急冷するため、焼結と再加熱との間にHIPを行ってより緻密な超硬合金を得ることもできる。
【0019】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態を説明する。
市販のWC粉末(平均粒径6.5μmと3μm)とTiC粉末(平均粒径1μm)、TaC粉末(平均粒径2μm)、TiCN粉末(平均粒径1μm)、NbC粉末(平均粒径1μm)、Cr3C2(平均粒径2μm)とCo粉末(平均粒径1.2μm)を表1に示す組成(A〜E)に配合し、アトライターで湿式混合した後、乾燥した粉末を作製した。
【0020】
【表1】
【0021】
この粉末を1t/cm2の圧力でプレスし、1380℃〜1400℃にて60分間焼結してから除冷した超硬合金試験片を作製した。これらの試験片のうち、いくつかはさらにHIP処理(1340℃,1t/ cm2,Arガス雰囲気)を施した。焼結またはHIP処理を施して冷却された試験片は、予め1250℃に加熱した電気炉内に10分間保持した後、炉から取り出して直ちに(30秒以内)に水中に浸漬して、1000℃/min以上の急冷速度で急冷処理が施された。なお、上記急冷処理を行わなかったものと、従来のガス冷却を施したものとを比較例とした。ガス冷却は窒素ガス導入により冷却を行うもので、冷却速度はせいぜい500℃/minである。
【0022】
そして、得られた試験片について、X線回折によりCoの結晶構造(I(Co・hcp)/I(Co・fcc)),格子定数,衝撃強度,硬度,抗折力の分析・測定を行った。その結果を表2に示す。
【0023】
【表2】
【0024】
表2に示すように、いずれの実施例も硬度・抗折力に関しては比較例と同等であるが、衝撃強度は著しく向上し、抗折力についても少し向上していることがわかる。これは、結合相のCoの結晶構造が延性に富むfcc 構造となり、Co中に多量にTi,Ta,Nb,CrなどのIVa,Va,VIa族元素が固溶し、その結果格子定数が大きくなり強化されたためであると思われる。中でもCr3C2を添加した組成(C)と(E)の合金での衝撃強度の向上効果が大きいことが判る。各実施例の冷却速度は、1250℃からほぼ常温まで冷却するのにせいぜい10秒程度であったため、120℃/sec程度と推定される。
【0025】
これに対し、比較例はいずれも衝撃強度が劣っている。すなわち、急冷処理を行わなかった比較例1〜7は全て衝撃強度,格子定数共に低い。また、窒素ガス導入によるガス冷却を行った比較例8,9は500℃/min程度の冷却を行ったにもかかわらず、実施例に匹敵する衝撃強度は得られなかった。
【0026】
また、急冷する際の冷却媒体を水ではなく油とした場合でも同様の結果が得られた。
【0027】
(試験例)
表1の組成C,Eの粉末を用いてスローアウェイチップを成形し、その後、1380℃〜1400℃にて60分間焼結して焼結体を作製した。得られた焼結体を実施例1と同様に急冷処理を行った。急冷処理を行ったチップと同様、比較として急冷処理を行わないチップも作製し、超硬チップ表面に膜厚4μmの被覆膜をコーティングした。コーティングはそれぞれCVD法、PVD法によって施した。
【0028】
これらのスローアウェイチップを用いて切削を行い、刃先の耐熱亀裂性を比較した。その切削条件を表3に示す。なお、切削においては母材の熱亀裂による損傷を加速するため高速での湿式フライス切削とした。切削材を600mm切削した結果を表4に示す。
【0029】
【表3】
【0030】
【表4】
【0031】
チップをすくい面側からラッピングを施し、その熱亀裂の深さを測定した。熱亀裂の深さ、逃げ面側の亀裂長さ、熱亀裂本数を見ると、本発明超硬チップが優れた耐熱亀裂性を有していることが判る。さらに、脱β層(約10μm)を有している試料(E)の耐熱亀裂性が優れていることが判る。また、コーティングは被膜温度が500℃と比較的低温であるPVD法を用いて被覆した方が急冷処理の効果がより残留するため、切削における耐熱亀裂性により有効であると考えられる。
【0032】
急冷処理を施した本発明超硬合金チップは、熱亀裂は見られるものの熱亀裂からの膜剥離は見られなかった。これに対して、急冷を行わなかった超硬合金をコーティング母材としたチップは熱亀裂から膜剥離が見られ、さらには母材の欠損が見られた。
【0033】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明超硬合金は衝撃強度と抗折力において優れた特性を示す。従って、熱亀裂が主要な寿命決定要因と考えられる切削分野で耐熱亀裂性が大幅に改善され、工具寿命を延長することができる。また、脱β層を有する母材、さらにはコーティング処理、特に被覆温度が低いPVD法を併用することにより、熱亀裂が発生し易い切削において耐熱亀裂性などの切削性能をさらに向上することができる。そして、本発明方法は本発明超硬合金を製造するのに最適な方法である。
Claims (7)
- 周期律表IVa,Va,VIa族元素の炭化物(WCを除く)、窒化物および炭窒化物から選択された少なくとも1種およびWCを主体とする硬質相と、Coを含む鉄族金属の結合相とからなる超硬合金において、
この超硬合金は、スローアウェイチップに用いられるものであり、
前記Coの結晶構造が次式を満たし、
前記Coの格子定数が3.570Å以上であることを特徴とする超硬合金。
0≦I(Co・hcp)/I(Co・fcc)≦0.1
ここで、I(Co・hcp)はhcp構造のCoの(101)面におけるX線回折強度で、I(Co・fcc)はfcc構造のCoの(111)面におけるX線回折強度である。 - 超硬合金表面部の少なくとも一部に、脱β層を有することを特徴とする請求項1記載の超硬合金。
- 請求項1又は2記載の超硬合金の表面にさらに膜厚0.1〜30μmの被覆膜をコーティングしたことを特徴とする被覆超硬合金。
- 超硬合金中の硬質相をWCのみに置換したことを特徴とする請求項3記載の被覆超硬合金。
- スローアウェイチップに用いられる超硬合金の製造方法であって、
周期律表IVa,Va,VIa族元素の炭化物(WCを除く)、窒化物および炭窒化物から選択された少なくとも1種およびWCを主体とする硬質相とCoを含む鉄族金属の結合相とを焼結して冷却する工程と、
この冷却後に焼結体を液相出現直下の温度まで加熱し、液体中に浸漬して急冷する工程とを含むことを特徴とする超硬合金の製造方法。 - 液相出現直下の温度が1200〜1300℃であることを特徴とする請求項5記載の超硬合金の製造方法。
- 急冷速度が1000℃/min以上であることを特徴とする請求項5又は6記載の超硬合金の製造方法。
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