JP4842962B2 - 勾配形成元素としてバナジウムを用いた焼結超硬合金 - Google Patents

Description

本発明は、結合相含有量が高い表面層、いわゆる勾配層を備えた超硬合金に関する。勾配層には立方晶の炭化物も炭窒化物も実質的に存在しない。バナジウムを勾配形成元素に用いたことにより、耐熱割れ性について特異な性質が発現する。

今日、結合相を富化した表面層を備えた被膜付き超硬合金インサートは、鋼およびステンレス鋼の機械加工に広く用いられている。結合相富化表面層を備えたことにより、切削工具材料としての応用分野が拡大した。

ＷＣ、立方晶相（少なくとも1種の炭化物または炭窒化物を含む。以後これを「立方晶」と言う）、および結合相を含み、結合相を富化した表面層を備えた超硬合金の作製方法は、勾配焼結法と呼ばれる技術に含まれ、多数の特許および特許出願に開示されている。アメリカ合衆国特許第4,277,283号および同第4610931号では窒素含有添加物を用い、焼結は真空中で行なっているのに対して、アメリカ合衆国特許第4,548,786号では窒素の添加をガス相で行なっている。これらのいずれでも、立方晶相が実質的に存在しない結合相富化表面層が得られる。アメリカ合衆国特許第4,830,930号では、結合相の富化を焼結後の脱炭によって行なっており、結合相富化層は立方晶相も含んでいる。

アメリカ合衆国特許第4,649,084号では、焼結の際に窒素ガスを用いることで処理工程を省略すると共に、次工程で被着させる酸化物被膜の密着性を高めている。ヨーロッパ特許第569696号では、結合相富化層にはＨｆおよび／またはＺｒが存在する。ヨーロッパ特許第737756号では、超硬合金にＴｉが存在することで同じ効果が得られている。これらの特許には、４Ａ族の立方晶炭化物形成元素（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ）を用いて結合相富化表面層を得ることができることが示されている。

ヨーロッパ出願公開EP-A-603143に記載された結合相富化表面層を備えた超硬合金は、ＷＣと結合相中の立方晶相とを含み、結合相富化表面層は外縁部には実質的に立方晶相を含まず、内部には立方晶相が存在していて結合相が複数層積層状態になっている。結合相の含有量は２〜１０wt％である。立方晶層は種々の含有量でチタン、タンタル、ニオブ、バナジウム、タングステンおよび／またはモリブデンを含有している。結合相富化表面層およびその下の厚さ３００μｍまでの層にはグラファイトが存在しない。しかし、それより内部にはＣ０４〜Ｃ０８のＣポロシティが存在する。

破壊力学的な観点からは、表面層に結合相が富化していることにより、この超硬合金には、変形を吸収し、成長中の亀裂の伝播を停止させる能力がある。これにより、本発明の材料は、ほぼ同等の組成を持ち組織が均一である材料に比べて、許容変形量が大きくて亀裂成長を防止できるので、破壊に対する抵抗力が大きい。すなわち本発明の切削材料は高い靭性を発揮する。しかし、結合相富化表面層を備えた切削インサートは、冷却剤を用いた断続切削のように刃先の熱サイクルを伴う切削加工の場合、耐摩耗性が低下する。この摩耗形態では、被膜に亀裂が生じ、次いでこの被膜亀裂発生部に続く超硬合金ボディの表面層に亀裂が発生し、表面層の所々が「剥離」も生じて、切削インサートのすくい面および刃先先端に凹凸の高速摩耗を引き起こす。

本発明の目的は、高靭性で変形抵抗が高くかつ耐熱割れ性を高めた、結合相富化表面層を備えた超硬合金インサートを提供することである。

驚異的な新知見として、勾配形成元素として５Ａ族のＶを用い、Ｔｉ含有量を低減もしくは０にすることにより、高靭性で変形抵抗が高くかつ耐熱割れ性を高めた、結合相富化表面層を備えた超硬合金インサートを得ることができる。

図１および図２は、本発明の被膜付きインサートの結合相富化表面層のミクロ組織を示す５００倍の写真である。

図３および図４は、（Ａ）（Ｂ）本発明および（Ｃ）（Ｄ）従来の被膜付きインサートについて、旋削試験後の刃先の状態を示す４０倍の写真である。白色部分は熱割れによる被膜剥離部である。

本発明は旋削加工に用いる超硬合金であって、第１相として平均粒径が１．５μｍより大で望ましくは３μｍより小である炭化タングステンＷＣと、Ｃｏおよび／またはＮｉをベースとする金属質結合相と、バナジウムを含有する少なくとも１種の固溶炭窒化物を含む少なくとも１種の立方晶相とから成る。本発明の超硬合金は厚さが５０μｍより小、望ましくは１０〜３５μｍであり立方晶相が実質的に存在しない結合相富化表面層を備えている。結合相富化表面層の結合相含有量は最大値が平均結合相含有量の１．２〜３倍である。勾配層内の表面近傍および超硬合金の中心では、ＷＣは平均粒径が１．５μｍより大である。超硬合金の組成は、３〜２０wt％Ｃｏ、望ましくは４〜１５wt％Ｃｏ、最も望ましくは５〜１３wt％Ｃｏと、１〜１５wt％Ｖ、望ましくは２〜８wt％Ｖとを含む。他の立方晶炭化物形成元素で立方晶相に固溶可能なものは、Ｔｉを除外し、４ａ族および／または５ａ族の元素を添加してよく、望ましくは４wt％未満のＮｂ、最も望ましくは０．２〜３wt％Ｎｂと、望ましくは１０wt％未満のＴａ、最も望ましくは１〜８wt％Ｔａとであり、残部はＷＣが７０〜９２wt％、望ましくは７５〜９０wt％であり、ミクロ組織中に遊離グラファイトが存在しない。Ｔｉは少量のみ含有可能であり、１wt％未満、望ましくは０．５wt％未満、最も望ましくは不純物レベルか０である。立方晶相に固溶可能なＷ以外のＶ他の元素の合計量は、１〜１５wt％、望ましくは２〜１０wt％である。Ｖ含有量に対するＴｉ含有量の質量比は、０．５未満、望ましくは０．２未満とする。

コバルト結合相に所定量のＷを添加することで、超硬合金切削インサートに所望特性を付与する。結合相中のＷはコバルトの磁気特性に影響を及ぼすので、下記で定義されるＣＷ比の値と関係付けられる。

ＣＷ比＝磁性％Ｃｏ／wt％Ｃｏ
ここで、磁性％Ｃｏは磁性Ｃｏのwt％であり、wt％Ｃｏは超硬合金中のＣｏのwt％である。

ＣＷ比は添加量に応じて１と０．７５との間で変化する。ＣＷ比が低いことはＷ含有量が高いことに対応し、ＣＷ比＝１は結合相中に実質的にＷが存在しないことに対応する。

本発明によれば、超硬合金のＣＷ比が０．７８〜０．９５、望ましくは０．８０〜０．９２、最も望ましくは０．８２〜０．８８であると、高い切削性能が得られる。本発明の超硬合金は、η相（Ｍ６Ｃ）を２体積％未満の少量含有しても致命的な影響は受けない。

本発明の超硬合金インサートは、ＣＶＤ法、ＭＴＣＶＤ法、またはＰＶＤ法により、あるいはＣＶＤ法とＭＴＣＶＤ法との組み合わせにより、薄い耐摩耗被膜を被覆することが望ましい。望ましくは、最内層被膜として炭化物、窒化物および／またはＷ窒化物、望ましくはチタンを被覆し、その上に、炭化物、窒化物および／または炭窒化物、望ましくはチタン、ジルコニウム、および／またはハフニウム、および／またはアルミニウム酸化物および／またはジルコニウムの酸化物の層を被覆する。

本発明は更に、超硬合金基材と被膜とから成る被膜付き切削工具インサートの製造方法をも提供し、該基材はＷＣと、結合相と、立方晶相とを含み、該立方晶相はバナジウムを含む少なくとも１種の炭化物または炭窒化物を含み、該基材は立方晶相が実質的に存在しない結合相富化表面層を備えており、上記製造方法は粉末冶金法による方法であって、硬質成分と結合相とを形成する粉末混合物を混練し、乾燥し、加圧成形し、焼結する。焼結は、窒素雰囲気、部分的に窒素の雰囲気、真空、または不活性雰囲気で行って、所望の結合層富化状態を得る。Ｖは、ＶＣ、（Ｖ，Ｍ）Ｃ、（Ｖ，Ｍ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｖ，Ｍ，Ｍ）（Ｃ，Ｎ）として添加し、Ｍは立方晶相中に固溶可能な金属元素である。

より詳細には、この方法は下記の工程を含む：
◆ ３〜２０wt％のＣｏ、７０〜９２wt％のＷＣ、１〜１５wt％のＶを炭化物、窒化物、または炭窒化物として、炭化物としてＴｉを１wt％未満、４ａ族および５ａ族の立方晶炭化物形成元素でバナジウムおよびチタン以外の元素を４ａ族および５ａ族の元素の総量が１〜１５wt％となる量で、含む組成の粉末混合物を準備する工程、
◆ 上記粉末混合物を加圧成形して所望の形状および寸法のボディにする工程、
◆ 上記のボディを、窒素中、部分的に窒素中、または真空中または不活性雰囲気中で焼結することにより、所望の結合相富化表面層および所望のＣＷ比を有する基材を形成する工程、
◆ 従来の方法で刃先を３５〜７０μｍに丸め、そして清浄化する工程、および
◆ 上記ボディに従来の耐摩耗被膜を付与し、そして任意にブラッシングまたはブラスティングのような従来の後処理を施す工程。

本発明は更に、本発明のインサートの、通常の条件下で特に断続切削で鋼の旋削への使用に関する。本発明のインサートは、ＩＳＯ−Ｐ領域の鋼およびＩＳＯ−Ｍ領域のステンレス鋼、望ましくはＰ３５領域の鋼のようなワークを機械加工するのに用いる。切削深さ２〜４ｍｍ、送り０．２ｍｍ／ｒｅｖでの切削速度は３００ｍ／ｍｉｎ未満、最も望ましくは１９０〜２４０ｍ／ｍｉｎとする。

〔実施例１〕
本発明による２種類の合金Ａ、Ｂを以下のように作製した。

合金Ａ）
表１に示す原材料１，２，４，７を用いて、１０wt％Ｃｏ、３．６wt％Ｖ（（Ｖ，Ｗ）Ｃとして添加）、５．６wt％Ｔａ（ＴａＣとして添加）、残部ＷＣ（焼結粒径１．６μｍ）から成る組成の粉末を作製した。ＣＷ比は０．８５であった。型式ＣＮＭＧ１２０４０８−ＰＭのインサートとして加圧成形および焼結を行った。焼結は、合金を窒化するために、Ｔ＝１３８０℃まではＰ_Ｎ２＝２５０ｍｂａｒにて行った。１３８０℃から焼結温度であるＴ＝１４５０℃までは４０ｍｂａｒＡｒの不活性雰囲気中で行った。

切削インサートの組織は、クリアランス面とすくい面の下は厚さ２５μｍの結合層富化表面層であり、表面の刃先部分近傍は勾配厚さが明瞭に薄くなっていた。図１を参照。

インサートの刃先は従来の方法により５０μｍに丸み付けおよび清浄化し、アメリカ合衆国特許第5,654,035号の方法によって、１μｍ未満の薄いＴｉＮ層、厚さ９μｍのＴｉ（Ｃ，Ｎ）層、厚さ７μｍのαＡｌ_２Ｏ_３層を順次被覆した。このαＡｌ_２Ｏ_３層の上に厚さ１μｍのＴｉＮ層を被覆した。最後に、インサートのすくい面にアルミナグリットによる湿式ブラストを施して、上記最表層のＴｉＮ層を除去した。

合金Ｂ）
表１に示す原材料２，４，６，７，８を用いて、５．４８wt％Ｃｏ、２．７wt％Ｖ（（Ｖ，Ｗ）Ｃとして添加）、３．３wt％Ｔａ（ＴａＣとして添加）、２．０６wt％Ｎｂ、残部ＷＣ（焼結粒径２．１μｍ）から成る組成の粉末を作製した。ＣＷ比は０．８３であった。

型式ＣＮＭＧ１２０４０８−ＰＭのインサートとして加圧成形および焼結を行った。焼結は、合金を窒化するために、Ｔ＝１３８０℃まではＰ_Ｎ２＝９００ｍｂａｒにて行った。１３８０℃から焼結温度であるＴ＝１４５０℃までは４０ｍｂａｒＡｒの不活性雰囲気中で行った。得られたインサートは、合金Ａのインサートと同様に、厚さ２５μｍで立方晶相が実質的に存在せず結合相が富化した表面層を備えていた。

このインサートに、合金Ａと同じく、刃先丸め加工、清浄化処理、被膜処理を施した。

合金Ｃ）
切削試験で合金Ｂと対比するために、下記組成で型式ＣＮＭＧ１２０４０８−ＰＭの市販の切削インサートを用いた。

組成：Ｃｏ＝５．４８wt％、Ｔａ＝３．３wt％、Ｎｂ＝２．０６wt％、Ｔｉ＝２．０４wt％、残部ＷＣ（粒径２．１μｍ）。Ｃｏ富化表面層２０μｍ。ＣＷ比＝０．８４であった。インサートに、合金Ａと同じく被膜処理および湿式ブラスト処理を施した。

合金Ｄ）
切削試験で合金Ｂと対比するために、下記組成で型式ＣＮＭＧ１２０４０８−ＰＭの市販の切削インサートを用いた。

組成：Ｃｏ＝１０wt％、Ｔａ＝５．６wt％、Ｎｂ＝２．０６wt％、Ｔｉ＝２．３６wt％、残部ＷＣ（粒径１．６μｍ）。Ｃｏ富化表面層２０μｍ。ＣＷ比＝０．８４であった。インサートに、合金Ａと同じく被膜処理および湿式ブラスト処理を施した。

〔実施例２〕
合金Ｂおよび合金Ｃのインサートについて、１００×１００ｍｍの角材を直径６０ｍｍの丸棒に加工する冷却剤を用いた長手方向旋削を行って、熱亀裂の発生を比較した。

ワーク材質：ＳＳ１６７２
切削データ：
切削速度＝２００ｍ／ｍｉｎ
切削深さ＝３．０ｍｍ
送り＝０．３０ｍｍ／ｒｅｖ
図３に、２分旋削後のインサートの刃先の外観を倍率４０倍の写真で示す。白色の部分は熱割れの発生により被膜が剥離した部分である。インサートＢはインサートＣに比べて耐熱割れ性が遥かに優れていることが分かる。

〔実施例３〕
合金Ａおよび合金Ｄのインサートについて、実施例２と同じ旋削を行って、下記の切削条件にて熱亀裂の発生を比較した。

切削速度＝２２０ｍ／ｍｉｎ
切削深さ＝２．０ｍｍ
送り＝０．３０ｍｍ／ｒｅｖ
図４に、２分旋削後のインサートの刃先の外観を倍率４０倍の写真で示す。白色の部分は熱割れの発生により被膜が剥離した部分である。インサートＡはインサートＤに比べて耐熱割れ性が遥かに優れていることが分かる。

〔実施例４〕
合金Ｂおよび合金Ｃのインサートについて、ボールベアリング鋼ＳＫＦ２５Ｂを冷却剤を用いて長手方向に旋削し、側面摩耗に対する耐性を比較した。

切削データ：
切削速度＝２４０ｍ／ｍｉｎ
切削深さ＝２．０ｍｍ
送り＝０．３５ｍｍ／ｒｅｖ
工具寿命判定基準：側面摩耗≧０．３ｍｍ
インサートＢ：１８ｍｉｎ
インサートＣ：１６ｍｉｎ
インサートＢはインサートＣに比べて耐側面摩耗性が僅かに良好である。

〔実施例５〕
合金Ａおよび合金Ｄのインサートについて、ボールベアリング鋼ＳＫＦ２５Ｂを冷却剤を用いて長手方向に旋削し、側面摩耗に対する耐性を比較した。

切削データ：
切削速度＝２００ｍ／ｍｉｎ
切削深さ＝２．０ｍｍ
送り＝０．２８ｍｍ／ｒｅｖ
工具寿命判定基準：側面摩耗≧０．３ｍｍ
インサートＡ：２８ｍｉｎ
インサートＤ：２１ｍｉｎ
実施例３および実施例４の結果から、Ｖ添加によって耐熱特性が従来のインサートよりも向上することが分かる。実施例４および実施例５の結果から、側面摩耗に対する耐性は、市販合金と同等または若干優れていることが分かる。

図１は、本発明の被膜付きインサートの結合相富化表面層のミクロ組織を示す５００倍の写真である。 図２は、本発明の被膜付きインサートの結合相富化表面層のミクロ組織を示す５００倍の写真である。 図３は、（Ｂ）本発明および（Ｃ）従来の被膜付きインサートについて、旋削試験後の刃先の状態を示す４０倍の写真である。白色部分は熱割れによる被膜剥離部である。 図４は、（Ａ）本発明および（Ｄ）従来の被膜付きインサートについて、旋削試験後の刃先の状態を示す４０倍の写真である。白色部分は熱割れによる被膜剥離部である。

Claims (11)

1. 超硬合金基材と被膜とから成る被膜付き切削工具インサートであって、該基材がＷＣと、結合相と、立方晶相とを含み、立方晶相が実質的に存在せず結合相が富化している表面層を備えた被膜付き切削工具インサートにおいて、
   上記基材が、３〜２０wt％のコバルト、１〜１５wt％のバナジウム、１wt％未満のチタン、４ａ族および／または５ａ族の元素の添加総量が１〜１５wt％となる量の、４ａ族および／または５ａ族のバナジウムおよびチタン以外の立方晶形成元素、および７０〜９２wt％のＷＣを含み、ＷＣの焼結平均粒径が１．５μｍより大であることを特徴とする被膜付き切削工具インサート。
2. 請求項１において、上記基材が４〜１５wt％のコバルトを含むことを特徴とする被膜付き切削工具インサート。
3. 請求項２において、上記基材が５〜１３wt％のコバルトを含むことを特徴とする被膜付き切削工具インサート。
4. 請求項１から３までのいずれか１項において、上記基材が２〜８wt％のバナジウムを含むことを特徴とする被膜付き切削工具インサート。
5. 請求項１から４までのいずれか１項において、４ａ族および５ａ族の、バナジウムおよびその他の元素の添加総量が２〜１０wt％であることを特徴とする被膜付き切削工具インサート。
6. 請求項１から５までのいずれか１項において、上記基材が７０〜９０wt％のＷＣを含むことを特徴とする被膜付き切削工具インサート。
7. 請求項１から６までのいずれか１項において、上記基材が、４wt％未満のニオブ、１０wt％未満のタンタルを含むことを特徴とする被膜付き切削工具インサート。
8. 請求項１から７までのいずれか１項において、上記基材が、４〜１５wt％のコバルト、０．２〜１０wt％のバナジウム、０．２〜６wt％のタンタルを含み、バナジウム、タンタル、ニオブ、ハフニウムの添加総量が２〜１０wt％であり、残部が７０〜９５wt％のＷＣであることを特徴とする被膜付き切削工具インサート。
9. 請求項１から８までのいずれか１項において、結合相富化表面層の厚さが５０μｍ未満であることを特徴とする被膜付き切削工具インサート。
10. 請求項１から９までのいずれか１項において、上記結合相の添加量が、ＣＷ比０．７８〜０．９５に対応していることを特徴とする被膜付き切削工具インサート。
11. 超硬合金基材と被膜とから成る被膜付き切削工具インサートの製造方法であって、該基材がＷＣと、結合相と、立方晶相とを含み、立方晶相が実質的に存在せず結合相が富化している表面層を備えた被膜付き切削工具インサートの製造方法において、
    ３〜２０wt％のコバルト、７０〜９２wt％のＷＣ、１〜１５wt％の、炭化物、窒化物または炭窒化物としてのバナジウム、１wt％未満の、炭化物としてのチタン、４ａ族および／または５ａ族の元素の添加総量が１〜１５wt％となる量の、４ａ族および／または５ａ族のバナジウムおよびチタン以外の立方晶形成元素から成る組成の粉末混合物を用意する工程、
    上記粉末混合物を加圧成形して所望の形状および寸法のボディにする工程、
    上記ボディを、窒素中、部分的に窒素中、または真空中または不活性雰囲気中で焼結することにより、所望の結合相富化表面層と所望のＣＷ比とを有し、ＷＣの焼結平均粒径が１．５μｍより大である切削工具インサートを形成する工程、および
    上記ボディに従来の耐摩耗被膜を付与し、任意にブラッシングおよびブラスティングのような従来の後処理を施す工程
    を特徴とする被膜付き切削工具インサートの製造方法。

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