JP5284684B2

JP5284684B2 - 超硬質合金

Info

Publication number: JP5284684B2
Application number: JP2008124502A
Authority: JP
Inventors: 楠彦阪上; 信一河野; 勉山本
Original assignee: ダイジ▲ェ▼ット工業株式会社
Priority date: 2008-05-12
Filing date: 2008-05-12
Publication date: 2013-09-11
Anticipated expiration: 2028-05-12
Also published as: JP2009275237A

Description

本発明は、切削工具等に用いられる超硬質合金に関し、特に、高速切削や高送り切削においても、耐摩耗性や耐欠損性に優れると共に、耐溶着性にも優れた超硬質合金に関するものである。

従来から、切削工具等に用いる切削加工用の材料に、ＷＣ、ＴｉＣ、（Ｔａ，Ｎｂ）Ｃの硬質相成分とＣｏ及び／又はＮｉの結合相成分とからなる超硬合金が耐摩耗性や耐欠損性に優れているとして広く使用されている。

ここで、このような超硬合金の組織は、ＷＣ相と、一般にβ相と呼ばれる立方晶からなる（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ）Ｃ相と、結合相との３相からなることが知られている。

しかし、近年においては、切削工具等により切削加工を行うにあたり、さらなる高速切削や高送り切削が行われるようになり、上記のような超硬合金を用いた場合においても、十分な耐摩耗性や耐溶着性を得ることができないという問題があり、耐摩耗性や耐溶着性をさらに改善することが要望されるようになった。

また、近年においては、ＷＣ原料の高騰と省資源の面から、ＷＣを他の化合物で置き換えて、ＷＣの使用量を減少させることも要望されている。

そして、特許文献１に示されるように、超硬合金にＴｉＣＮ等の周期律表ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族金属の化合物を添加し、超硬合金の組織の表面領域と内部領域とで、粒径や結合相の面積率を異ならせた超硬合金を用いるようにしたものが提案されている。

しかし、この特許文献１に示される超硬合金においても、高速切削や高送り切削時における耐磨耗性や耐溶着性を十分に向上させることはできなかった。

また、従来から、ＷＣを主体とする超硬合金に比べて化学的安定性に優れ、高速切削に適した材料として、ＴｉＣ，ＴｉＮ，ＴｉＣＮを主体とするサーメットが、仕上げ用切削工具の材料として使用されている。

ここで、ＴｉＣＮが多く含まれるサーメットの組織は、一般に、ＴｉＣＮを核とし、周期律表ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族の炭化物や炭窒化物を周辺組織とする有芯組織となることが知られている。

しかし、ＴｉＣＮが多く含まれるサーメットは、超硬合金に比べてその強度が低く、また熱伝導度も低いために、高送り切削や高速で断続切削した場合に、欠損が生じやすい等の問題があった。

このため、例えば、特許文献２に示されるように、有芯構造を有さない固溶体を主体としたサーメットや、特許文献３に示されるように、特定な有芯構造の第１、第２硬質相、及び単相構造の第３硬質相と結合相とからなるサーメットが提案されている。

しかし、上記の特許文献２，３に示されるサーメットにおいても、超硬合金のような高強度の合金は得られず、高送り切削時には依然として欠損が生じる等の問題があった。
特開２００４−２６３２５４号公報特開平６−３３０２１９号公報特開２００６−３４６７７６号公報

本発明は、切削工具等に用いられる超硬合金やサーメットにおける上記のような様々な問題を解決することを課題とするものであり、高速切削や高送り切削においても、耐摩耗性や耐欠損性に優れると共に、耐溶着性にも優れ、さらに従来の超硬合金よりもＷＣの使用量を少なくすることができる超硬質合金を提供することを課題とするものである。

本発明においては、上記のような課題を解決するため、ＷＣ、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、（Ｔａ，Ｎｂ）Ｃ（但し、Ｎｂ＝０の場合を含む。）を含む硬質相成分と、Ｃｏ及び／又はＮｉの結合相成分とからなる超硬質合金において、上記の硬質相成分が８０重量％〜９２重量％、結合相成分が８重量％〜２０重量％の範囲であり、その組織が、ＷＣ相、（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）相（但し、Ｎｂ＝０の場合を含む。）、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）相、結合相の４相からなり、走査電子顕微鏡写真により測定した各相の占める面積比率が、ＷＣ相が１０％〜４５％、（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）相が３０％〜６０％、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）相が５％〜２５％の範囲であり、残部が結合相からなるようにした。

ここで、本発明の超硬質合金の組織中における各相の占める面積比率については、超硬質合金において鏡面仕上げした面を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により５０００倍のＣＯＭＰＯ像をランダムに１０視野撮影し、１視野毎に写真上の５２８格子点の相を、ＷＣ相と、（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）相と、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）相とに分類し、残部を結合相として、各相の面積比率をそれぞれ求め、その平均値を示した。尚、１視野の大きさは１８×２４μｍである。

そして、本発明の超硬質合金において、硬質相成分が８０重量％〜９２重量％、結合相成分が８重量％〜２０重量％の範囲になるようにしたのは、結合相成分が８重量％未満になると、超硬質合金の強度が低下して耐欠損性が低下する一方、結合相成分が２０重量％を越えると、超硬質合金の硬度が低下して、十分な耐磨耗性が得られなくなるためである。

また、本発明の超硬質合金において、硬質相成分にＴｉ（Ｃ，Ｎ）を添加させると、前記のβ相と呼ばれる立方晶からなる（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ）Ｃ相の粒成長が抑制され、組織が細かくなって超硬質合金の耐磨耗性が向上するようになる。

そして、このＴｉ（Ｃ，Ｎ）をある程度以上添加させると、前記のβ相が上記の（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）相に変化すると共に、組織中に、ＷＣ相と（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）相と結合相との他に、単独のＴｉ（Ｃ，Ｎ）相が出現して４相になり、このＴｉ（Ｃ，Ｎ）相により、超硬質合金の高温での化学的安定性やで高速切削時の耐溶着性が著しく改善されると考えられる。但し、添加させるＴｉ（Ｃ，Ｎ）の量が多くなりすぎると、ＷＣ相の面積比率が減少して、この超硬質合金における強度や熱伝導度が低下するため、硬質相成分におけるＴｉ（Ｃ，Ｎ）の量を８重量％〜３５重量％の範囲にすることが好ましい。

また、本発明の超硬質合金において、その組織中におけるＴｉ（Ｃ，Ｎ）相の面積比率が５％〜２５％の範囲になるようにしたのは、その面積比率が５％未満では上記のような効果が十分に得られなくなる一方、面積比率が２５％を超えると、上記のようにＷＣ相の面積比率が減少して、この超硬質合金における強度や熱伝導度が低下するためである。

また、硬質相成分として添加させるＴｉ（Ｃ，Ｎ）におけるＣ／Ｎ比については特に限定されず、例えば、Ｃ／Ｎ比が、８／２、７／３、５／５、３／７、２／８になったもの等を用いることができる。但し、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）におけるＣ／Ｎ比が高くなるほど、硬質相成分のＷＣや（Ｔａ，Ｎｂ）Ｃと反応して、前記の（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）相を形成しやすくなり、組織中にＴｉ（Ｃ，Ｎ）相として残る割合が低下する。一方、Ｃ／Ｎ比が低くなるほど、前記の（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）相を形成しにくくなり、組織中にＴｉ（Ｃ，Ｎ）相として残る割合が高くなるが、焼結性が悪くなると共に、焼結中に脱窒が生じてポアが発生しやすくなる。但し、焼結後に不活性ガス中において約５ＭＰａの高圧で処理するシンターピップ処理や、焼結後に約１２０ＭＰａの高圧下で再度高温処理するＨＩＰ処理を行うことにより、上記のようなポアの発生を防止することができる。

また、本発明の超硬質合金において、その組織中におけるＷＣ相の面積比率が１０％〜４５％の範囲になるようにしたのは、ＷＣ相の面積比率が１０％未満になると、超硬質合金における強度や耐熱衝撃性が低下する一方、その面積比率が４５％を超えると、超硬質合金における耐磨耗性が低下するためである。

また、本発明の超硬質合金において、その組織中における（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）相の面積比率が３０％〜６０％の範囲になるようにしたのは、この面積比率で３０％未満になると、超硬質合金における耐磨耗性や耐酸化性を十分に向上させることができなくなる一方、この面積比率６０％を超えると、相対的にＷＣ相やＴｉ（Ｃ，Ｎ）相の割合が減少して、超硬質合金における強度が低下するためである。

また、本発明の超硬質合金においては、上記の相成分中に、周期律表ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族の化合物を５重量％以下含有させることができる。

ここで、周期律表ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族の化合物としては、これらの炭化物や窒化物や炭窒化物を用いることができる。そして、例えば、ＣｒやＶの化合物を添加した場合は、ＣｒやＶはそれぞれ結合相中に固溶されるようになると考えられる。また、Ｍｏの化合物を添加した場合には、ＷＣやＴｉ（Ｃ，Ｎ）と一緒に（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）相を形成しやすくなり、焼結性が向上するが、（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）相の粒度が粗くなって、超硬質合金の強度や耐磨耗性が劣化する傾向にある。

本発明の超硬質合金においては、ＷＣ、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、（Ｔａ，Ｎｂ）Ｃ（但し、Ｎｂ＝０の場合を含む。）を含む硬質相成分が８０重量％〜９２重量％、Ｃｏ及び／又はＮｉの結合相成分が８重量％〜２０重量％の範囲であり、その組織が、ＷＣ相、（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）相（但し、Ｎｂ＝０の場合を含む。）、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）相、結合相の４相からなり、走査電子顕微鏡により測定した各相の占める面積比率が、ＷＣ相が１０％〜４５％、（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）相が３０％〜６０％、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）相が５％〜２５％の範囲であり、残部が結合相からなるようにしたため、従来の超硬合金やサーメットに比べて、上記のように耐摩耗性や耐欠損性や耐溶着性が大きく向上し、鋼やステンレスの高速切削や高送り切削においても、摩耗や欠損や切屑の溶着が防止されるようになり、さらに従来の超硬合金よりもＷＣの使用量を少なくすることができるようになった。

次に、本発明に係る超硬質合金について、実施例を挙げて具体的に説明すると共に、この実施例に係る超硬質合金を用いたチップを正面フライスに使用して切削加工を行った場合に、チップにおける摩耗や欠損や切屑の溶着が防止されることを、比較例を挙げて明らかにする。なお、本発明に係る超硬質合金は、特に下記の実施例に示したものに限定されず、その要旨を変更しない範囲において適宜変更して実施できるものである。

（実施例１〜９及び比較例１〜９）
実施例１〜９及び比較例１〜９においては、硬質相成分として、平均粒径が１．１μｍのＷＣ粉と、平均粒径が１．５μｍでＣ／Ｎが５／５のＴｉ（Ｃ，Ｎ）粉と、平均粒径が１．２μｍでＴａ／Ｎｂが７／３の（Ｔａ，Ｎｂ）Ｃ粉とを用い、結合相成分として、平均粒径が１．３μｍのＣｏ粉を用いるようにした。

さらに、実施例８においては、結合相成分として平均粒径が１μｍのＮｉ粉を、実施例９においては、その他の成分として、周期律表ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族の炭化物である平均粒径が１．２μｍのＶＣ粉を、比較例３においては、結合相成分として平均粒径が１μｍのＮｉ粉と、その他の成分として、周期律表ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族の炭化物である平均粒径が２．５μｍのＭｏ₂Ｃ粉を用いるようにした。

そして、上記の硬質相成分と結合相成分とその他の成分とを、それぞれ下記の表１に示す重量比になるように配合し、混合溶剤にアセトンを使用し、超硬合金製ボールを用いたボールミルにより、それぞれ７２時間混合させた後、各混合物に対してそれぞれ２重量％のパラフィンを添加し、スプレードライヤーにより乾燥させて各超硬質合金の粉末を得た。

次いで、上記のようにして得た各超硬質合金の粉末をそれぞれ所定の形状にプレス成形した後、それぞれアルゴン雰囲気中で１００Ｐａの減圧下において１４００℃で６０分間焼結させて、各超硬質合金の焼結体を得た。

そして、上記のようにして得た各超硬質合金の焼結体の面を鏡面仕上げし、鏡面仕上げされた面について、前記のように走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により５０００倍のＣＯＭＰＯ像をランダムに１０視野撮影し、１視野毎に写真上の５２８格子点の相を、ＷＣ相と、（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）相と、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）相とに分類し、残部を結合相として、各相の面積比率を求めて、それぞれ各相の面積比率の平均値を算出し、その結果を表１に示した。また、硬質相成分におけるＴｉ（Ｃ，Ｎ）の重量比が大きい比較例１〜３の超硬質合金の焼結体においては、サーメットと同じ有芯組織になっていたため、有芯組織として示した。

ここで、実施例２の超硬質合金の焼結体のＳＥＭ写真を図１に、実施例３の超硬質合金の焼結体のＳＥＭ写真を図２に、実施例４の超硬質合金の焼結体のＳＥＭ写真を図３に示した。なお、これらのＳＥＭ写真において、(1)として示した白色の部分はＷＣ相、(2)として示した黒色の部分はＴｉ（Ｃ，Ｎ）相、(3)として示した薄い灰色の部分は（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）相（β_ＣＮ相と略す。）、(4)として示した濃い灰色の部分は結合相である。

また、比較例１の超硬質合金の焼結体のＳＥＭ写真を図４に示した。このＳＥＭ写真において、(1)として示した黒色に近い部分は芯部となるＴｉ（Ｃ，Ｎ）相、(2)として示した灰色の部分は周辺組織となる（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）相、(3)として示した白色の部分は結合相であり、芯部の周囲に周辺組織を有する有芯組織になっている。

（比較例１０）
比較例１０においては、硬質相成分として、上記の実施例１〜９及び比較例１〜８におけるＴｉ（Ｃ，Ｎ）粉に代えて、平均粒径が１．２μｍでＷ／Ｔｉが５／５の（Ｗ，Ｔｉ）Ｃ粉を用い、硬質相成分と結合相成分とを下記の表２に示す重量比になるように配合し、それ以外は、上記の実施例１〜９及び比較例１〜９の場合と同様にして超硬質合金の焼結体を得た。

そして、このようにして得た超硬質合金の焼結体についても、上記の実施例１〜９及び比較例１〜９の場合と同様にしてＳＥＭ写真を撮影し、組織中の各相の面積比率の平均値を求め、その結果を下記の表２に示した。

ここで、この比較例１０の超硬質合金の焼結体においては、上記のように硬質相成分にＴｉ（Ｃ，Ｎ）粉を用いていないため、図５のＳＥＭ写真に示すように、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）相が現れず、(1)として示した白色のＷＣ相と、(2)として示した薄い灰色の（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ）Ｃ相（β相と略す。）と、(3)として示した濃い灰色の結合相とが存在していた。

（実施例１０，１１及び比較例１１，１２）
実施例１０及び比較例１１，１２においては、硬質相成分として、上記の実施例１〜９及び比較例１〜９におけるＣ／Ｎが５／５のＴｉ（Ｃ，Ｎ）粉に代えて、平均粒径が１．５μｍでＣ／Ｎが７／３のＴｉ（Ｃ，Ｎ）粉を、実施例１１においては、平均粒径が１．５μｍでＣ／Ｎが３／７のＴｉ（Ｃ，Ｎ）粉を用いるようにした。

さらに、実施例１０においては、その他の成分として、周期律表ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族の炭化物である平均粒径が１．４μｍのＣｒ₃Ｃ₂粉を、実施例１１においては、平均粒径が２．５μｍのＭｏ₂Ｃ粉を用いるようにした。

そして、上記の硬質相成分と結合相成分とその他の成分とを、それぞれ下記の表３に示す重量比になるように配合し、それ以外は、上記の実施例１〜９及び比較例１〜９の場合と同様にして各超硬質合金の焼結体を得た。

そして、このようにして得た各超硬質合金の焼結体についても、上記の実施例１〜９及び比較例１〜９の場合と同様にしてＳＥＭ写真を撮影し、組織中の各相の面積比率の平均値を求め、その結果を下記の表３に示した。

そして、上記の実施例１〜１１及び比較例１〜１２の各超硬質合金の焼結体を用いてＩＳＯ規格ＳＥＫＮ１２０３ＡＦＮ-１６のチップを作製し、このように作製した各チップをそれぞれカッター径が１００ｍｍの正面フライスに取り付けた。

そして、上記の各チップを取り付けた正面フライスを用い、第１切削試験においては、炭素鋼Ｓ５３Ｃ材に対して、切削速度１５０ｍ／ｍｉｎ，送り０．３ｍｍ／刃，切込み２．０ｍｍ，切削幅７５ｍｍの条件で切削長さ０．５ｍの切削を繰り返して行い、チップにおける逃げ面の摩耗量及びチップの欠けを調べ、上記の摩耗量が０．３ｍｍ以上になった場合や、チップに欠けが生じた場合には、その時点における切削長さを、また摩耗量が０．３ｍｍ以上にならない場合や、チップに欠けが生じない場合には、切削長さ２０ｍの時点における摩耗量を求め、その結果を下記の表４に示した。

また、第２切削試験においては、ＳＵＳ３０４材に対して、切削速度１２０ｍ／ｍｉｎ，送り０．２ｍｍ／刃，切込み２．０ｍｍ，切削幅７５ｍｍの条件で切削長さ０．５ｍの切削を繰り返して行い、チップにおける逃げ面の摩耗量、チップの欠け及びチップへの切屑の溶着を調べ、上記の摩耗量が０．３ｍｍ以上になった場合や、チップに欠けが生じた場合や、チップに溶着が生じた場合には、その時点における切削長さを、また摩耗量が０．３ｍｍ以上にならない場合や、チップに欠けが生じない場合や、チップに溶着が生じない場合には、切削長さ５ｍの時点における摩耗量を求め、その結果を下記の表４に示した。

この結果から明らかなように、本発明の条件を満たす実施例１〜１１の各超硬質合金の焼結体からなるチップを使用した場合には、上記の第１切削試験及び第２切削試験の何れにおいても、チップの摩耗が少なく、チップが欠けたり、切屑が溶着したりすることはなかった。

これに対して、比較例１〜３のサーメットと同じ有芯組織になった各超硬質合金の焼結体からなるチップを使用した場合には、上記の第１切削試験及び第２切削試験の何れにおいてもチップに欠けが発生した。

また、ＷＣ相の面積比率が４５％を超える比較例４及び比較例８、結合相成分が２０重量％を超える比較例７、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）相が存在しない比較例１０の各超硬質合金の焼結体からなるチップを使用した場合には、上記の第１切削試験及び第２切削試験の何れにおいても、チップの摩耗が大きくなり、さらに比較例４及び比較例１０の超硬質合金の焼結体からなるチップを使用した場合には、第２切削試験において切屑の溶着も発生していた。

また、ＷＣ相の面積比率が１０％未満になった比較例５及び比較例９、結合相成分が８重量％未満になった比較例６、（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）相の面積比率が６０％を超える比較例１１及び比較例１２の各超硬質合金の焼結体からなるチップを使用した場合には、上記の第１切削試験及び第２切削試験の何れにおいてもチップに欠けが発生し、さらに比較例１１及び比較例１２の超硬質合金の焼結体からなるチップを使用した場合には、第２切削試験において切屑の溶着も発生していた。

実施例２の超硬質合金の焼結体における組織状態を示した図である。実施例３の超硬質合金の焼結体における組織状態を示した図である。実施例４の超硬質合金の焼結体における組織状態を示した図である。比較例１の超硬質合金の焼結体における組織状態を示した図である。比較例１０の超硬質合金の焼結体における組織状態を示した図である。

Claims

ＷＣ、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、（Ｔａ，Ｎｂ）Ｃ（但し、Ｎｂ＝０の場合を含む。）を含む硬質相成分と、Ｃｏ及び／又はＮｉの結合相成分とからなる超硬質合金において、上記の硬質相成分が８０重量％〜９２重量％、結合相成分が８重量％〜２０重量％の範囲であり、その組織が、ＷＣ相、（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）相（但し、Ｎｂ＝０の場合を含む。）、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）相、結合相の４相からなり、走査電子顕微鏡写真により測定した各相の占める面積比率が、ＷＣ相が１０％〜４５％、（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）相が３０％〜６０％、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）相が５％〜２５％の範囲であり、残部が結合相からなることを特徴とする超硬質合金
請求項１に記載の超硬質合金において、上記の硬質相成分におけるＴｉ（Ｃ，Ｎ）の量が８重量％〜３５重量％の範囲であることを特徴とする超硬質合金。
請求項１又は請求項２に記載の超硬質合金において、上記の相成分に、周期律表ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族の化合物が５重量％以下含有されていることを特徴とする超硬質合金。