JP5561607B2 - 表面被覆ｗｃ基超硬合金製インサート - Google Patents
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Description
本発明は、切刃に衝撃的かつ断続的高負荷が作用する鋼や鋳鉄等の断続重切削加工において、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性、耐熱塑性変形性を示し、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆ＷＣ基超硬合金製インサート（以下、被覆超硬インサートという）に関するものである。
従来、鋼や鋳鉄の切削加工用工具としては、例えば、特許文献１に示されるように、超硬合金の成分として、Ｚｒ，Ｈｆの炭化物の硬質相を含有させることにより、刃先温度が高温となる重切削加工時の刃先の塑性変形を防止し、耐摩耗性の向上を図った超硬合金製工具が知られており、また、その超硬合金製工具基体に硬質被覆層を形成した表面被覆超硬インサート（従来被覆超硬インサート１という）も広く知られている。
また、例えば、特許文献２に示されるように、超硬合金の成分として、いずれも重量比で、４〜１２％のＣｏ、０．３％以上のＴｉ、０．５％以上のＮｂ、０．３％未満のＴａを含有し、さらに、超硬合金表面には、Ｃｏ富化率が１．２０〜３．００で厚さが１０〜５０μｍのＣｏ富化領域が形成され、該Ｃｏ富化領域には立方晶炭化物は含まれないが、Ｃｏ富化領域直下には多量の立方晶炭化物を含む超硬合金を基体とする被覆超硬インサート（従来被覆超硬インサート２という）が知られ、そして、従来被覆超硬インサート２は、高い切刃強度とすぐれた耐熱衝撃性を有することが知られている。
また、例えば、特許文献２に示されるように、超硬合金の成分として、いずれも重量比で、４〜１２％のＣｏ、０．３％以上のＴｉ、０．５％以上のＮｂ、０．３％未満のＴａを含有し、さらに、超硬合金表面には、Ｃｏ富化率が１．２０〜３．００で厚さが１０〜５０μｍのＣｏ富化領域が形成され、該Ｃｏ富化領域には立方晶炭化物は含まれないが、Ｃｏ富化領域直下には多量の立方晶炭化物を含む超硬合金を基体とする被覆超硬インサート（従来被覆超硬インサート２という）が知られ、そして、従来被覆超硬インサート２は、高い切刃強度とすぐれた耐熱衝撃性を有することが知られている。
近年の切削加工装置の高性能化はめざましく、一方で切削加工に対する省力化および省エネ化、さらに低コスト化の要求は強く、これに伴い、切削加工はますます高速化、高効率化の傾向にあるが、上記の従来被覆超硬インサート１，２においては、これを、通常条件の切削加工に用いた場合には特段の問題は生じないが、例えば、切刃に衝撃的かつ断続的高負荷が作用する断続重切削加工に用いた場合には、チッピング、偏摩耗等の発生により、比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
例えば、従来被覆超硬インサート１においては、切刃の靭性が十分でないためにチッピングや欠損を発生しやすく、また、従来被覆超硬インサート２においては、切刃の耐熱塑性変形性が十分でないために偏摩耗を生じやすく、これらが原因となって、工具寿命に至るという問題点がある。
したがって、切刃に衝撃的かつ断続的高負荷が作用する鋼や鋳鉄の断続重切削加工においても、すぐれた耐チッピング性、耐熱塑性変形性を備え、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆ＷＣ基超硬合金製インサート（被覆超硬インサート）の開発が望まれている。
例えば、従来被覆超硬インサート１においては、切刃の靭性が十分でないためにチッピングや欠損を発生しやすく、また、従来被覆超硬インサート２においては、切刃の耐熱塑性変形性が十分でないために偏摩耗を生じやすく、これらが原因となって、工具寿命に至るという問題点がある。
したがって、切刃に衝撃的かつ断続的高負荷が作用する鋼や鋳鉄の断続重切削加工においても、すぐれた耐チッピング性、耐熱塑性変形性を備え、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆ＷＣ基超硬合金製インサート（被覆超硬インサート）の開発が望まれている。
本発明者等は、上記の課題に応えるため、ＷＣ基超硬合金からなる基体の成分および焼結条件について鋭意研究したところ、以下の知見を得た。
すなわち、従来のＷＣ超硬合金製インサート（例えば、従来被覆超硬インサート１，２）は、通常、原料粉末として、所定粒径のＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、ＴｉＣ粉末、ＴｉＮ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末等を所定割合に配合し、さらにバインダーと溶剤を加えて混合し、これを乾燥後、所定圧力で所定形状の圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を、所定の焼結条件で焼結してＷＣ超硬合金製インサートの素材を製造し、これを研削して、所定インサート形状およびホーニング量に加工することによって得ている。
本発明者等は、上記従来のＷＣ超硬合金製インサートの製法において、ＷＣ超硬合金の原料粉末として、所定粒径のＷＣ粉末、Ｃｏ粉末に、
（ａ）Ｚｒ化合物粉末、Ｎｂ化合物粉末およびＴａ化合物粉末、
（ｂ）ＮｂとＴａの複合化合物粉末とＺｒ化合物粉末、
（ｃ）ＮｂとＴａとＺｒの複合化合物粉末、
（ｄ）ＮｂとＺｒの複合化合物粉末とＴａ化合物粉末、
（ｅ）ＴａとＺｒの複合化合物粉末とＮｂ化合物粉末、
上記（ａ）〜（ｅ）のうちの少なくともいずれかを必須の粉末成分として添加し、次いで、プレス成形により圧粉体を作製し、これを例えば、昇温スピード２〜１０℃／ｍｉｎ，Ｎ２圧力０．０６〜２．０ＫＰａにて１３００℃まで加熱昇温し、ついで、圧力を保持しながら３５〜８０％のＮ２をＡｒで置換して、Ｎ２／Ａｒ混合雰囲気として、昇温スピード１０〜２０℃／ｍｉｎにて１４００〜１５００℃の間の所定温度まで加熱昇温し、その後、４５分間保持焼成後冷却するという条件下で焼結を行い、次いで、これを研削して、所定インサート形状およびホーニング量に加工し、この上に硬質被覆層を蒸着形成することにより、ＷＣ超硬合金製インサート基体の表面に、実質的にＺｒを含有しない５〜３５μｍの平均厚さのＣｏ富化表面領域が形成されるとともに、該Ｃｏ富化表面領域のＣｏ含有量が超硬合金内部のＣｏ含有量の１．３０〜２．１０（但し、質量比）であり、また、同Ｃｏ富化表面領域のＮｂおよびＴａの合計含有量が、同Ｃｏ富化表面領域のＣｏ含有量の０．０２５〜０．０８５（但し、質量比）である本発明のＷＣ超硬合金製インサートを得ることができる。
なお、ＷＣ基超硬合金製インサート基体のＣｏ富化表面領域の組織写真の一例を図１に示す。
（ａ）Ｚｒ化合物粉末、Ｎｂ化合物粉末およびＴａ化合物粉末、
（ｂ）ＮｂとＴａの複合化合物粉末とＺｒ化合物粉末、
（ｃ）ＮｂとＴａとＺｒの複合化合物粉末、
（ｄ）ＮｂとＺｒの複合化合物粉末とＴａ化合物粉末、
（ｅ）ＴａとＺｒの複合化合物粉末とＮｂ化合物粉末、
上記（ａ）〜（ｅ）のうちの少なくともいずれかを必須の粉末成分として添加し、次いで、プレス成形により圧粉体を作製し、これを例えば、昇温スピード２〜１０℃／ｍｉｎ，Ｎ２圧力０．０６〜２．０ＫＰａにて１３００℃まで加熱昇温し、ついで、圧力を保持しながら３５〜８０％のＮ２をＡｒで置換して、Ｎ２／Ａｒ混合雰囲気として、昇温スピード１０〜２０℃／ｍｉｎにて１４００〜１５００℃の間の所定温度まで加熱昇温し、その後、４５分間保持焼成後冷却するという条件下で焼結を行い、次いで、これを研削して、所定インサート形状およびホーニング量に加工し、この上に硬質被覆層を蒸着形成することにより、ＷＣ超硬合金製インサート基体の表面に、実質的にＺｒを含有しない５〜３５μｍの平均厚さのＣｏ富化表面領域が形成されるとともに、該Ｃｏ富化表面領域のＣｏ含有量が超硬合金内部のＣｏ含有量の１．３０〜２．１０（但し、質量比）であり、また、同Ｃｏ富化表面領域のＮｂおよびＴａの合計含有量が、同Ｃｏ富化表面領域のＣｏ含有量の０．０２５〜０．０８５（但し、質量比）である本発明のＷＣ超硬合金製インサートを得ることができる。
なお、ＷＣ基超硬合金製インサート基体のＣｏ富化表面領域の組織写真の一例を図１に示す。
そして、上記所定のＣｏ質量比、Ｎｂ質量比、Ｔａ質量比を有するＣｏ富化表面領域を備えた本発明の被覆超硬インサートは、切刃に衝撃的かつ断続的高負荷が作用する鋼や鋳鉄の断続重切削加工に用いた場合にも、切刃はこれに満足できる靭性と耐熱塑性変形性を相兼ね備えるため、長時間の使用に亘って、すぐれた耐チッピング性と耐摩耗性を発揮す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、
「 原料として少なくともＷＣ粉末、Ｃｏ粉末を含むとともに、さらに、
（ａ）Ｚｒ化合物粉末、Ｎｂ化合物粉末およびＴａ化合物粉末、
（ｂ）ＮｂとＴａの複合化合物粉末とＺｒ化合物粉末、
（ｃ）ＮｂとＴａとＺｒの複合化合物粉末、
（ｄ）ＮｂとＺｒの複合化合物粉末とＴａ化合物粉末、
（ｅ）ＴａとＺｒの複合化合物粉末とＮｂ化合物粉末、
上記（ａ）〜（ｅ）のうちの少なくともいずれかを含む配合原料を成形、焼結して得られるＷＣ基超硬合金を基体とし、この基体上に硬質被覆層を蒸着形成した表面被覆超硬合金製インサートにおいて、
上記ＷＣ基超硬合金の基体表面には、Ｚｒを含有しない５〜３５μｍの平均厚さのＣｏ富化表面領域が形成され、かつ、該Ｃｏ富化表面領域におけるＣｏ含有量は、超硬合金内部のＣｏ含有量の１．３０〜２．１０（但し、質量比）を満足し、かつ、該Ｃｏ富化表面領域におけるＮｂおよびＴａの合計含有量は、前記Ｃｏ富化表面領域におけるＣｏ含有量の０．０２５〜０．０８５（但し、質量比）であることを特徴とする表面被覆超硬合金製インサート。」
を特徴とするものである。
「 原料として少なくともＷＣ粉末、Ｃｏ粉末を含むとともに、さらに、
（ａ）Ｚｒ化合物粉末、Ｎｂ化合物粉末およびＴａ化合物粉末、
（ｂ）ＮｂとＴａの複合化合物粉末とＺｒ化合物粉末、
（ｃ）ＮｂとＴａとＺｒの複合化合物粉末、
（ｄ）ＮｂとＺｒの複合化合物粉末とＴａ化合物粉末、
（ｅ）ＴａとＺｒの複合化合物粉末とＮｂ化合物粉末、
上記（ａ）〜（ｅ）のうちの少なくともいずれかを含む配合原料を成形、焼結して得られるＷＣ基超硬合金を基体とし、この基体上に硬質被覆層を蒸着形成した表面被覆超硬合金製インサートにおいて、
上記ＷＣ基超硬合金の基体表面には、Ｚｒを含有しない５〜３５μｍの平均厚さのＣｏ富化表面領域が形成され、かつ、該Ｃｏ富化表面領域におけるＣｏ含有量は、超硬合金内部のＣｏ含有量の１．３０〜２．１０（但し、質量比）を満足し、かつ、該Ｃｏ富化表面領域におけるＮｂおよびＴａの合計含有量は、前記Ｃｏ富化表面領域におけるＣｏ含有量の０．０２５〜０．０８５（但し、質量比）であることを特徴とする表面被覆超硬合金製インサート。」
を特徴とするものである。
本発明の構成について、以下に説明する。
本発明被覆超硬インサートの超硬合金基体は、例えば、所定粒径のＷＣ粉末、Ｃｏ粉末に、
（ａ）Ｚｒ化合物粉末、Ｎｂ化合物粉末およびＴａ化合物粉末、
（ｂ）ＮｂとＴａの複合化合物粉末とＺｒ化合物粉末、
（ｃ）ＮｂとＴａとＺｒの複合化合物粉末、
（ｄ）ＮｂとＺｒの複合化合物粉末とＴａ化合物粉末、
（ｅ）ＴａとＺｒの複合化合物粉末とＮｂ化合物粉末、
上記（ａ）〜（ｅ）のうちの少なくともいずれかを必須の粉末成分として添加して、所定配合比の原料粉末を形成した後、バインダーと溶剤を加えて混合し、これを乾燥後、所定圧力で所定形状の圧粉体にプレス成形した後、この圧粉体を、例えば、昇温スピード２〜１０℃／ｍｉｎ，Ｎ２圧力０．０６〜２．０ＫＰａにて１２００℃まで加熱昇温（一次昇温という）し、ついで、圧力を保持しながら３５〜８０％のＮ２をＡｒで置換して、Ｎ２／Ａｒ混合雰囲気として、昇温スピード１０〜２０℃／ｍｉｎで１４００〜１５００℃の間の所定温度まで加熱昇温（二次昇温という）し、その後、４５分間保持焼成後冷却するという条件下で焼結を行い、次いで、これを研削して、所定インサート形状およびホーニング量に加工することにより得る。
原料粉末組成は、質量比で、
ＷＣ：Ｃｏ：Ｚｒ化合物：Ｎｂ化合物：Ｔａ化合物
＝（ ７０．０〜９４．０％）：（４．０〜１２．０％）：（１．０〜７．０％）：（０．７〜４．０％）：（０．６〜６．５％）
であることが望ましい。
ここで、上記化合物とは、主として、炭化物、窒化物、炭窒化物等をいい、また、複合化合物とは、Ｎｂ，Ｔａ，Ｚｒの固溶体化合物をいう。
（ａ）Ｚｒ化合物粉末、Ｎｂ化合物粉末およびＴａ化合物粉末、
（ｂ）ＮｂとＴａの複合化合物粉末とＺｒ化合物粉末、
（ｃ）ＮｂとＴａとＺｒの複合化合物粉末、
（ｄ）ＮｂとＺｒの複合化合物粉末とＴａ化合物粉末、
（ｅ）ＴａとＺｒの複合化合物粉末とＮｂ化合物粉末、
上記（ａ）〜（ｅ）のうちの少なくともいずれかを必須の粉末成分として添加して、所定配合比の原料粉末を形成した後、バインダーと溶剤を加えて混合し、これを乾燥後、所定圧力で所定形状の圧粉体にプレス成形した後、この圧粉体を、例えば、昇温スピード２〜１０℃／ｍｉｎ，Ｎ２圧力０．０６〜２．０ＫＰａにて１２００℃まで加熱昇温（一次昇温という）し、ついで、圧力を保持しながら３５〜８０％のＮ２をＡｒで置換して、Ｎ２／Ａｒ混合雰囲気として、昇温スピード１０〜２０℃／ｍｉｎで１４００〜１５００℃の間の所定温度まで加熱昇温（二次昇温という）し、その後、４５分間保持焼成後冷却するという条件下で焼結を行い、次いで、これを研削して、所定インサート形状およびホーニング量に加工することにより得る。
原料粉末組成は、質量比で、
ＷＣ：Ｃｏ：Ｚｒ化合物：Ｎｂ化合物：Ｔａ化合物
＝（ ７０．０〜９４．０％）：（４．０〜１２．０％）：（１．０〜７．０％）：（０．７〜４．０％）：（０．６〜６．５％）
であることが望ましい。
ここで、上記化合物とは、主として、炭化物、窒化物、炭窒化物等をいい、また、複合化合物とは、Ｎｂ，Ｔａ，Ｚｒの固溶体化合物をいう。
上記の製造法で得られたＺｒ化合物、Ｎｂ化合物及びＴａ化合物が含有されている本発明の超硬合金基体に、当業者に広く知られている硬質被覆層（ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、Ａｌ２Ｏ３層等）を、化学蒸着によって被覆形成することにより、本発明被覆超硬インサートを作製する。
得られた本発明被覆超硬インサートの超硬基体表面と硬質被覆層との界面近傍を、光学顕微鏡を用いて観察すると、図１に示されるように、基体表面には、５〜３５μｍの平均厚さのＣｏ富化表面領域が形成されていることが観察される。
形成されるＣｏ富化表面領域の厚さは、焼結時の温度、時間、圧力等によって影響されるが、Ｃｏ富化表面領域が５μｍよりも薄くなると、断続重切削加工において、耐チッピング性、耐欠損性の向上が期待できず、一方、Ｃｏ富化表面領域が３５μｍよりも厚くなると、耐熱塑性変形性が低下し偏摩耗を生じやすくなることから、Ｃｏ富化表面領域の平均厚さは、５〜３５μｍとする。
得られた本発明被覆超硬インサートの超硬基体表面と硬質被覆層との界面近傍を、光学顕微鏡を用いて観察すると、図１に示されるように、基体表面には、５〜３５μｍの平均厚さのＣｏ富化表面領域が形成されていることが観察される。
形成されるＣｏ富化表面領域の厚さは、焼結時の温度、時間、圧力等によって影響されるが、Ｃｏ富化表面領域が５μｍよりも薄くなると、断続重切削加工において、耐チッピング性、耐欠損性の向上が期待できず、一方、Ｃｏ富化表面領域が３５μｍよりも厚くなると、耐熱塑性変形性が低下し偏摩耗を生じやすくなることから、Ｃｏ富化表面領域の平均厚さは、５〜３５μｍとする。
次に、本発明被覆超硬インサートＷＣ基超硬合金基体のＣｏ富化表面領域とＷＣ超硬合金基体内部のＣｏ含有量、Ｎｂ含有量及びＴａ含有量は、以下のようにして測定する。
Ｃｏ含有量、Ｎｂ含有量およびＴａ含有量の測定は、電子線マイクロアナライザ（以下、ＥＰＭＡで示す）を用いて、前記ＷＣ基超硬合金基体の縦断面にて行った。
上記の測定によると、Ｃｏ富化表面領域のＣｏ含有量は、超硬合金内部のＣｏ含有量の１．３０〜２．１０であり、また、Ｎｂ含有量およびＴａ含有量の合計は、前記Ｃｏ富化表面領域のＣｏ含有量の０．０２５〜０．０８５（但し、いずれも質量比）であることがわかる。
Ｃｏ含有量、Ｎｂ含有量およびＴａ含有量の測定は、電子線マイクロアナライザ（以下、ＥＰＭＡで示す）を用いて、前記ＷＣ基超硬合金基体の縦断面にて行った。
上記の測定によると、Ｃｏ富化表面領域のＣｏ含有量は、超硬合金内部のＣｏ含有量の１．３０〜２．１０であり、また、Ｎｂ含有量およびＴａ含有量の合計は、前記Ｃｏ富化表面領域のＣｏ含有量の０．０２５〜０．０８５（但し、いずれも質量比）であることがわかる。
Ｃｏ富化表面領域のＣｏ含有量は、焼結条件、特に、一次昇温時のＮ２圧力、二次昇温および焼成時のＮ２／Ａｒ混合ガス中のＮ２とＡｒの混合比によって、以下のように大きく影響される。
一次昇温時のＮ２圧力と、二次昇温および焼成時のＮ２／Ａｒ混合ガス中のＮ２分圧の差が大きいと、Ｃｏ富化表面領域のＣｏ含有量が相対的に高くなる。逆に、一次昇温時のＮ２圧力と、二次昇温および焼成時のＮ２／Ａｒ混合ガス中のＮ２分圧の差が小さいと、Ｃｏ富化表面領域のＣｏ含有量が相対的に低くなる。
また、Ｃｏ富化表面領域におけるＮｂ含有量、Ｔａ含有量は、焼結条件、特に、一次昇温時のＮ２圧力と、二次昇温および焼成時のＮ２／Ａｒ混合ガス中のＮ２とＡｒの混合比に加えて、二次昇温時の昇温スピードによって、以下のように大きく影響される。
一次昇温時のＮ２圧力と、二次昇温および焼成時のＮ２／Ａｒ混合ガス中のＮ２分圧の差が大きく、二次昇温時の昇温スピードが高いと、Ｃｏ富化表面領域のＮｂ含有量、Ｔａ含有量が相対的に高くなる。逆に、一次昇温時のＮ２圧力と、二次昇温および焼成時のＮ２／Ａｒ混合ガス中のＮ２分圧の差が小さく、二次昇温時の昇温スピードが低いと、Ｃｏ富化表面領域のＮｂ含有量、Ｔａ含有量が相対的に低くなる。
一次昇温時のＮ２圧力と、二次昇温および焼成時のＮ２／Ａｒ混合ガス中のＮ２分圧の差が大きいと、Ｃｏ富化表面領域のＣｏ含有量が相対的に高くなる。逆に、一次昇温時のＮ２圧力と、二次昇温および焼成時のＮ２／Ａｒ混合ガス中のＮ２分圧の差が小さいと、Ｃｏ富化表面領域のＣｏ含有量が相対的に低くなる。
また、Ｃｏ富化表面領域におけるＮｂ含有量、Ｔａ含有量は、焼結条件、特に、一次昇温時のＮ２圧力と、二次昇温および焼成時のＮ２／Ａｒ混合ガス中のＮ２とＡｒの混合比に加えて、二次昇温時の昇温スピードによって、以下のように大きく影響される。
一次昇温時のＮ２圧力と、二次昇温および焼成時のＮ２／Ａｒ混合ガス中のＮ２分圧の差が大きく、二次昇温時の昇温スピードが高いと、Ｃｏ富化表面領域のＮｂ含有量、Ｔａ含有量が相対的に高くなる。逆に、一次昇温時のＮ２圧力と、二次昇温および焼成時のＮ２／Ａｒ混合ガス中のＮ２分圧の差が小さく、二次昇温時の昇温スピードが低いと、Ｃｏ富化表面領域のＮｂ含有量、Ｔａ含有量が相対的に低くなる。
Ｃｏ富化表面領域におけるＣｏ含有量が１．３０未満であると、Ｃｏ富化表面領域の靭性が不十分であって、耐チッピング性、耐欠損性の向上を期待することはできず、一方、Ｃｏ富化表面領域におけるＣｏ含有量が２．１０を超えると、Ｃｏ富化表面領域の耐熱塑性変形性が低下傾向を示すようになるため、偏摩耗が発生しやすくなり、耐摩耗性が劣化することから、Ｃｏ富化表面領域のＣｏ含有量は、超硬合金内部のＣｏ含有量の１．３０〜２．１０（但し、質量比）と定めた。
さらに、Ｃｏ富化表面領域の耐熱塑性変形性の良否は、Ｃｏ富化表面領域に存在するＮｂ成分、Ｔａ成分とＮｂ含有量、Ｔａ含有量が大きな影響を与える。即ち、焼結後の超硬基体のＣｏ富化表面領域に、前記Ｃｏ富化表面領域におけるＣｏ含有量に対して０．０２５〜０．０８５（但し、質量比）のＮｂ、Ｔａが存在すると、Ｃｏ富化表面領域の耐熱塑性変形性が向上する。しかし、前記Ｃｏ富化表面領域のＣｏ含有量に対するＮｂ含有量、Ｔａ含有量の合計量が０．０２５未満の場合には、Ｎｂ、ＴａによるＣｏ強度向上の作用が不十分となり、所望のＣｏ富化表面領域の耐熱塑性変形性を確保できなくなることから偏摩耗が発生しやすくなり、一方、Ｃｏ富化表面領域のＮｂ含有量、Ｔａ含有量の合計量が０．０８５を超えるような場合には、相対的にＣｏ富化表面領域の靭性が低下するためにチッピングや欠損が発生しやすくなることから、Ｃｏ富化表面領域のＮｂ含有量、Ｔａ含有量の合計量は、Ｃｏ富化表面領域のＣｏ含有量に対して０．０２５〜０．０８５（但し、質量比）と定めた。
なお、この発明の超硬合金の必須成分として含有しているＺｒ化合物については、ＷＣを含む炭化物の強固なスケルトン構造を形成し、その結果として、耐熱塑性変形性を向上させるが、Ｃｏ富化表面領域中に多量のＺｒが存在すると、焼結性が低下するばかりか靭性も低下し、チッピング発生の起点となりやすい。
ただ、前記した本発明の超硬合金の焼結条件によれば、Ｃｏ富化表面領域中のＺｒ含有量は、実質的にゼロとなるため、耐チッピング性および耐熱塑性変形性に悪影響を及ぼすことはない。
さらに、Ｃｏ富化表面領域の耐熱塑性変形性の良否は、Ｃｏ富化表面領域に存在するＮｂ成分、Ｔａ成分とＮｂ含有量、Ｔａ含有量が大きな影響を与える。即ち、焼結後の超硬基体のＣｏ富化表面領域に、前記Ｃｏ富化表面領域におけるＣｏ含有量に対して０．０２５〜０．０８５（但し、質量比）のＮｂ、Ｔａが存在すると、Ｃｏ富化表面領域の耐熱塑性変形性が向上する。しかし、前記Ｃｏ富化表面領域のＣｏ含有量に対するＮｂ含有量、Ｔａ含有量の合計量が０．０２５未満の場合には、Ｎｂ、ＴａによるＣｏ強度向上の作用が不十分となり、所望のＣｏ富化表面領域の耐熱塑性変形性を確保できなくなることから偏摩耗が発生しやすくなり、一方、Ｃｏ富化表面領域のＮｂ含有量、Ｔａ含有量の合計量が０．０８５を超えるような場合には、相対的にＣｏ富化表面領域の靭性が低下するためにチッピングや欠損が発生しやすくなることから、Ｃｏ富化表面領域のＮｂ含有量、Ｔａ含有量の合計量は、Ｃｏ富化表面領域のＣｏ含有量に対して０．０２５〜０．０８５（但し、質量比）と定めた。
なお、この発明の超硬合金の必須成分として含有しているＺｒ化合物については、ＷＣを含む炭化物の強固なスケルトン構造を形成し、その結果として、耐熱塑性変形性を向上させるが、Ｃｏ富化表面領域中に多量のＺｒが存在すると、焼結性が低下するばかりか靭性も低下し、チッピング発生の起点となりやすい。
ただ、前記した本発明の超硬合金の焼結条件によれば、Ｃｏ富化表面領域中のＺｒ含有量は、実質的にゼロとなるため、耐チッピング性および耐熱塑性変形性に悪影響を及ぼすことはない。
本発明の表面被覆超硬合金製インサートによれば、特に、Ｃｏ富化表面領域のＣｏ含有量は、超硬合金内部のＣｏ含有量の１．３０〜２．１０（但し、質量比）であり、かつ、Ｃｏ富化表面領域のＮｂ含有量、Ｔａ含有量の合計量は、前記Ｃｏ富化表面領域のＣｏ含有量の０．０２５〜０．０８５（但し、質量比）とされ、Ｃｏ富化表面領域が靭性と耐熱塑性変形性を相兼ね備えることにより、切刃に衝撃的かつ断続的高負荷が作用する鋼や鋳鉄等の断続重切削加工において、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性と耐熱塑性変形性を示し、その結果、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を発揮することができる。
次に、本発明の表面被覆超硬合金製インサートについて、実施例により具体的に説明する。
原料粉末として、いずれも０．５〜３μｍの範囲内の所定の平均粒径を有するＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、ＺｒＣ粉末、ＺｒＣＮ粉末、ＮｂＣ粉末、ＮｂＣＮ粉末、ＴａＣ粉末、ＴａＣＮ粉末、Ｃｒ３Ｃ２粉末を、表１に示される割合に配合し、さらにバインダーと溶剤を加えてアセトン中で２４時間ボールミル混合し、減圧乾燥した後、１００ＭＰａの圧力で所定形状の圧粉体にプレス成形した。
このプレス成形により得た圧粉体を、表２に示す焼結条件で焼結し、本発明の被覆超硬インサート素材１〜１０を製造した。
これらの被覆超硬インサート素材から研削にて、ＣＮＭＧ１２０４０８（ホーニング量０．０７ｍｍ）に規定されるインサート形状およびホーニング量に加工し、本発明の被覆超硬インサート基体１〜１０を製造した。
このプレス成形により得た圧粉体を、表２に示す焼結条件で焼結し、本発明の被覆超硬インサート素材１〜１０を製造した。
これらの被覆超硬インサート素材から研削にて、ＣＮＭＧ１２０４０８（ホーニング量０．０７ｍｍ）に規定されるインサート形状およびホーニング量に加工し、本発明の被覆超硬インサート基体１〜１０を製造した。
さらに、上記本発明の被覆超硬インサート基体１〜１０の表面に、各種の硬質被覆層を形成し、表３に示す本発明の表面被覆超硬合金製インサート１〜１０(以下、実施例１〜１０という)を製造した。
実施例１〜１０の表面被覆超硬合金製インサートについて、それぞれの超硬インサート基体の表面のＣｏ富化表面領域の厚さを、前記超硬インサートを縦断面方向に鏡面ラップした後に光学顕微鏡観察によって求めた。
なお、図１に、本発明の表面被覆超硬合金製インサート５の超硬基体表面の断面光学顕微鏡写真を示す。
さらに、実施例１〜１０の表面被覆超硬合金製インサートの内部のＣｏ含有量、Ｎｂ含有量、Ｔａ含有量、Ｚｒ含有量、また、Ｃｏ富化表面領域のＣｏ含有量、Ｎｂ含有量、Ｔａ含有量、Ｚｒ含有量を、前記本発明超硬合金製インサートの縦断面における当該箇所をＥＰＭＡにより測定し求めるとともに、各種の含有比率、即ち、（Ｃｏ富化表面領域のＣｏ含有量）／（超硬合金内部のＣｏ含有量），（Ｃｏ富化表面領域のＮｂ含有量）／（Ｃｏ富化表面領域のＣｏ含有量），（Ｃｏ富化表面領域のＴａ含有量）／（Ｃｏ富化表面領域のＣｏ含有量），（（Ｃｏ富化表面領域のＮｂ含有量）+（Ｃｏ富化表面領域のＴａ含有量））／（Ｃｏ富化表面領域のＣｏ含有量）を求めた。
これらの結果を、表３に示す。
実施例１〜１０の表面被覆超硬合金製インサートについて、それぞれの超硬インサート基体の表面のＣｏ富化表面領域の厚さを、前記超硬インサートを縦断面方向に鏡面ラップした後に光学顕微鏡観察によって求めた。
なお、図１に、本発明の表面被覆超硬合金製インサート５の超硬基体表面の断面光学顕微鏡写真を示す。
さらに、実施例１〜１０の表面被覆超硬合金製インサートの内部のＣｏ含有量、Ｎｂ含有量、Ｔａ含有量、Ｚｒ含有量、また、Ｃｏ富化表面領域のＣｏ含有量、Ｎｂ含有量、Ｔａ含有量、Ｚｒ含有量を、前記本発明超硬合金製インサートの縦断面における当該箇所をＥＰＭＡにより測定し求めるとともに、各種の含有比率、即ち、（Ｃｏ富化表面領域のＣｏ含有量）／（超硬合金内部のＣｏ含有量），（Ｃｏ富化表面領域のＮｂ含有量）／（Ｃｏ富化表面領域のＣｏ含有量），（Ｃｏ富化表面領域のＴａ含有量）／（Ｃｏ富化表面領域のＣｏ含有量），（（Ｃｏ富化表面領域のＮｂ含有量）+（Ｃｏ富化表面領域のＴａ含有量））／（Ｃｏ富化表面領域のＣｏ含有量）を求めた。
これらの結果を、表３に示す。
比較のため、原料粉末として、いずれも０．５〜３μｍの範囲内の所定の平均粒径を有するＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、ＺｒＣ粉末、ＺｒＣＮ粉末、ＮｂＣ粉末、ＮｂＣＮ粉末、ＴａＣ粉末、ＴａＣＮ粉末、Ｃｒ３Ｃ２粉末を、表４に示される割合に配合し、さらにバインダーと溶剤を加えてアセトン中で２４時間ボールミル混合し、減圧乾燥した後、１００ＭＰａの圧力で所定形状の圧粉体にプレス成形し、 このプレス成形により得た圧粉体を、表５に示す焼結条件で焼結し、比較例の被覆超硬インサート素材１〜１０を製造した。
これらの被覆超硬インサート素材から研削にて、ＣＮＭＧ１２０４０８（ホーニング量０．０７ｍｍ）に規定されるインサート形状およびホーニング量に加工し、比較例の被覆超硬インサート基体１〜１０を製造した。
これらの被覆超硬インサート素材から研削にて、ＣＮＭＧ１２０４０８（ホーニング量０．０７ｍｍ）に規定されるインサート形状およびホーニング量に加工し、比較例の被覆超硬インサート基体１〜１０を製造した。
さらに、上記比較例の被覆超硬インサート基体１〜１０の表面に、各種の硬質被覆層を形成し、表６に示す比較例の表面被覆超硬合金製インサート１〜１０(以下、比較例１〜１０という)を製造した。
比較例１〜１０の表面被覆超硬合金製インサートについて、それぞれの超硬インサート基体の表面のＣｏ富化表面領域の厚さを、前記比較超硬インサートを鏡面ラップした後に光学顕微鏡観察によって求めた。
さらに、比較例１〜１０の表面被覆超硬合金製インサートの内部のＣｏ含有量、Ｎｂ含有量、Ｔａ含有量、Ｚｒ含有量、また、Ｃｏ富化表面領域のＣｏ含有量、Ｎｂ含有量、Ｔａ含有量、Ｚｒ含有量を、前記比較例超硬合金製インサートの縦断面における当該箇所をＥＰＭＡにより測定し求めるとともに、各種の含有比率、即ち、（Ｃｏ富化表面領域のＣｏ含有量）／（超硬合金内部のＣｏ含有量），（Ｃｏ富化表面領域のＮｂ含有量）／（Ｃｏ富化表面領域のＣｏ含有量），（Ｃｏ富化表面領域のＴａ含有量）／（Ｃｏ富化表面領域のＣｏ含有量），（（Ｃｏ富化表面領域のＮｂ含有量）+（Ｃｏ富化表面領域のＴａ含有量））／（Ｃｏ富化表面領域のＣｏ含有量）を求めた。
これらの結果を、表６に示す。
比較例１〜１０の表面被覆超硬合金製インサートについて、それぞれの超硬インサート基体の表面のＣｏ富化表面領域の厚さを、前記比較超硬インサートを鏡面ラップした後に光学顕微鏡観察によって求めた。
さらに、比較例１〜１０の表面被覆超硬合金製インサートの内部のＣｏ含有量、Ｎｂ含有量、Ｔａ含有量、Ｚｒ含有量、また、Ｃｏ富化表面領域のＣｏ含有量、Ｎｂ含有量、Ｔａ含有量、Ｚｒ含有量を、前記比較例超硬合金製インサートの縦断面における当該箇所をＥＰＭＡにより測定し求めるとともに、各種の含有比率、即ち、（Ｃｏ富化表面領域のＣｏ含有量）／（超硬合金内部のＣｏ含有量），（Ｃｏ富化表面領域のＮｂ含有量）／（Ｃｏ富化表面領域のＣｏ含有量），（Ｃｏ富化表面領域のＴａ含有量）／（Ｃｏ富化表面領域のＣｏ含有量），（（Ｃｏ富化表面領域のＮｂ含有量）+（Ｃｏ富化表面領域のＴａ含有量））／（Ｃｏ富化表面領域のＣｏ含有量）を求めた。
これらの結果を、表６に示す。
つぎに、上記の実施例１〜１０および比較例１〜１０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、
被削材：ＪＩＳ・Ｓ４５Ｃの２溝スリット入り丸棒、
切削速度：４００ ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：２．０ ｍｍ、
送り：０．３０ ｍｍ／ｒｅｖ．、
の条件（以下、切削条件１という）での炭素鋼の乾式高速断続切削加工試験（通常の切削速度は、２００ｍ／ｍｉｎ．）、
被削材：ＪＩＳ・ＳＮＣＭ４３９の２溝スリット入り丸棒、
切削速度：３５０ ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：３．０ ｍｍ、
送り：０．２５ ｍｍ／ｒｅｖ．、
の条件（以下、切削条件２という）での合金鋼の乾式断続高切込み切削加工試験（通常の切り込みは、１．５ｍｍ）、
を行い、
逃げ面摩耗幅が０．３ｍｍに達するまでの時間を測定した。
これらの切削加工試験結果を表７に示した。
被削材：ＪＩＳ・Ｓ４５Ｃの２溝スリット入り丸棒、
切削速度：４００ ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：２．０ ｍｍ、
送り：０．３０ ｍｍ／ｒｅｖ．、
の条件（以下、切削条件１という）での炭素鋼の乾式高速断続切削加工試験（通常の切削速度は、２００ｍ／ｍｉｎ．）、
被削材：ＪＩＳ・ＳＮＣＭ４３９の２溝スリット入り丸棒、
切削速度：３５０ ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：３．０ ｍｍ、
送り：０．２５ ｍｍ／ｒｅｖ．、
の条件（以下、切削条件２という）での合金鋼の乾式断続高切込み切削加工試験（通常の切り込みは、１．５ｍｍ）、
を行い、
逃げ面摩耗幅が０．３ｍｍに達するまでの時間を測定した。
これらの切削加工試験結果を表７に示した。
表３，６，７の結果からみて、本発明の表面被覆超硬合金製インサートにおいては、特に、Ｃｏ含有量の質量比が１．３０〜２．１０となっているＣｏ富化表面領域が形成され、さらに、該Ｃｏ富化表面領域におけるＣｏ含有量に対するＮｂ含有量およびＴａ含有量の合計が質量比で、０．０２５〜０．０８５となっているＣｏ富化表面領域が形成されていることによって、切刃に断続的かつ衝撃的高負荷が作用する鋼や鋳鉄等の断続重切削加工において、すぐれた耐チッピング性および耐熱塑性変形性を示し、その結果、長期の使用にわたって欠損、偏摩耗等を発生することなくすぐれた耐摩耗性を発揮することができるのに対して、比較例の表面被覆超硬合金製インサートでは、チッピングの発生あるいは耐摩耗性の劣化によって、短時間で寿命に至ることは明らかである。
本発明の表面被覆超硬合金製インサートは、断続重切削加工に用いられた場合、長期間の使用にわたってすぐれた切削性能を維持することができるばかりでなく、工具寿命の延命化も図られ、さらに、本発明の表面被覆超硬合金製インサートは、耐チッピング性、耐欠損性、耐熱塑性変形性、耐摩耗性等が求められる各種被削材のインサートとして用いることが可能であり、切削加工の省エネ化、低コスト化に十分満足に対応できるものである。
Claims (1)
- 原料として少なくともＷＣ粉末、Ｃｏ粉末を含むとともに、さらに、
（ａ）Ｚｒ化合物粉末、Ｎｂ化合物粉末およびＴａ化合物粉末、
（ｂ）ＮｂとＴａの複合化合物粉末とＺｒ化合物粉末、
（ｃ）ＮｂとＴａとＺｒの複合化合物粉末、
（ｄ）ＮｂとＺｒの複合化合物粉末とＴａ化合物粉末、
（ｅ）ＴａとＺｒの複合化合物粉末とＮｂ化合物粉末、
上記（ａ）〜（ｅ）のうちの少なくともいずれかを含む配合原料を成形、焼結して得られるＷＣ基超硬合金を基体とし、この基体上に硬質被覆層を蒸着形成した表面被覆超硬合金製インサートにおいて、
上記ＷＣ基超硬合金の基体表面には、Ｚｒを含有しない５〜３５μｍの平均厚さのＣｏ富化表面領域が形成され、かつ、該Ｃｏ富化表面領域におけるＣｏ含有量は、超硬合金内部のＣｏ含有量の１．３０〜２．１０（但し、質量比）を満足し、かつ、該Ｃｏ富化表面領域におけるＮｂおよびＴａの合計含有量は、前記Ｃｏ富化表面領域におけるＣｏ含有量の０．０２５〜０．０８５（但し、質量比）であることを特徴とする表面被覆超硬合金製インサート。
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