JP6337733B2

JP6337733B2 - 超硬工具

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Publication number: JP6337733B2
Application number: JP2014209449A
Authority: JP
Inventors: 修神田; 松本　卓也; 卓也松本; 賢志郎大家
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2014-10-10
Filing date: 2014-10-10
Publication date: 2018-06-06
Anticipated expiration: 2034-10-10
Also published as: JP2016078137A

Description

本発明は、超硬工具に関し、さらに詳しくは、高強度材加工用の超硬工具に関する。

多量にＮｉを含有するオーステナイト系ステンレス鋼やＮｉ基合金等の高強度材を加工するために、超硬工具が利用される。超硬工具はたとえば、ねじ切削工具、冷間引抜プラグ及びビレット穿孔工具等である。高強度材を加工する際、超硬工具と被加工高強度材との摩擦により、超硬工具に機械的摩耗が生じる。特に、高強度材を切削加工する際は、超硬工具の機械的摩耗が早く、刃先欠損が著しい。そのため工具寿命が短くなる傾向がある。

さらに、高強度材の加工時には、超硬工具と被加工高強度材との摩擦により、高い摩擦熱が生じる。高い摩擦熱が生じると、被加工高強度材の一部が超硬工具に凝着する。超硬工具に凝着した被加工高強度材は、加工の最中に超硬工具表面から離脱する。離脱する際、超硬工具の刃先の一部が同時に欠落して微小な欠損が生じる。刃先に生じた微小な欠損が起点となり、超硬工具全体の破壊が加速度的に進行する。そのため、さらに工具寿命が短くなる傾向がある。

工具表面の潤滑性を改善することで、上述の機械的摩耗及び刃先の欠損が抑制されて、超硬工具全体の破壊が抑制される。その結果、工具寿命が向上する。そのため、工具表面の潤滑性向上を目的として、加工時に水溶性潤滑液又は有機系潤滑液が利用される。特に、多量にＮｉを含有するオーステナイト系ステンレス鋼やＮｉ基合金等の難加工性の高強度材は、潤滑剤無しでは加工が困難である場合が多い。しかしながら、これらの潤滑剤は、作業環境への影響が懸念されている。そのため、最近では、ドライ加工（ドライ切削等）に利用可能な超硬工具、つまり、潤滑剤を用いなくても、工具寿命を向上可能な超硬工具が求められている。

超硬工具の工具寿命を向上する技術が、たとえば、特開２００５−４２１４６号公報（特許文献１）、特開２００４−７４３１９号公報（特許文献２）に提案されている。これらの文献では、物理蒸着法により、硬質の保護膜を超硬工具等の表面に形成する。

特許文献１では、物理蒸着法を用いて、工具等の基材上に高硬度被膜を形成する。高硬度被膜は、Ａｌ、Ｃｒ及びＳｉを主成分とする金属窒化物からなり、１０００℃以上での耐摩耗性に優れる、と特許文献１には記載されている。特許文献２では、物理蒸着法を用いて、酸硫化鉄層を含む硬質皮膜を工具表面に被覆する。酸硫化鉄層が耐摩耗性に効果的に作用する、と特許文献２には記載されている。

上述の高硬度被膜及び硬質皮膜等を物理蒸着することにより、超硬工具の耐摩耗性を改善する技術は数多く提案されている。一方、特開２０１０−９９９１６号公報（特許文献３）は、上述の技術とは異なる技術を提案する。特許文献３は、切削工具に応用可能な複合材料を提案する。特許文献３に記載の複合材料は、基体表面上に形成された周期律表の第４金属、第５金属、第４金属及び第５金属の窒化物又はホウ化物或いはホウ窒化物内から選ばれるいずれか１種以上の成分よりなる中間層と、中間層表面に被膜した立方晶窒化ホウ素を主成分とする表面膜とから形成される。これにより、耐摩耗性、低摩擦性、耐熱性、熱伝導性に優れた複合材料を得ることができる、と特許文献３には記載されている。

特開２００５−４２１４６号公報特開２００４−７４３１９号公報特開２０１０−９９９１６号公報

しかしながら、上述の特許文献１〜３に開示された技術であっても、十分な潤滑性及び耐摩耗性が得られない場合がある。この場合、工具寿命を向上しにくい。

本発明の目的は、工具寿命を向上可能な超硬工具を提供することである。

本実施形態による超硬工具は、焼結体を備える。焼結体は、超硬合金成分と窒化物生成成分とを含有する。超硬合金成分はＷＣ、Ｃｏ、ＴｉＣ及びＴａＣからなる群から選択される２種以上からなり、少なくともＷＣ及びＣｏを含有する。窒化物生成成分はＡｌ、Ｃｒ及びＳｉからなる群から選択される１種以上の特定元素と、Ｂとを含有する。超硬合金成分を１００質量％とした場合に、特定元素の総含有量は０．０３〜０．３０質量％であり、Ｂの含有量は０．１０〜１．００質量％である。焼結体は、下窒化層と上窒化層とを備える。下窒化層は、焼結体表面に形成され、六方晶窒化ホウ素と特定元素の窒化物とを含有する。上窒化層は、下窒化層上に形成され、立方晶窒化ホウ素と、六方晶窒化ホウ素と、特定元素の窒化物とを含有する。上窒化層における、立方晶窒化ホウ素及び六方晶窒化ホウ素の合計含有量は７０〜９０質量％であり、特定元素の窒化物の含有量は１０〜３０質量％である。

本実施形態による超硬工具は、潤滑性及び耐摩耗性に優れる。そのため、優れた工具寿命を有する。

図１は、本実施形態による超硬工具の断面図である。図２は、図１とは異なる、他の実施形態による超硬工具の断面図である。

以下、図面を参照して、本実施形態を詳しく説明する。図中同一又は相当部分には同一符号を付してその説明は繰り返さない。

[超硬工具]
図１は本実施形態による超硬工具の断面図である。図１を参照して、超硬工具１は焼結体２からなる。焼結体２は、下窒化層３と上窒化層４とを備える。下窒化層３は焼結体２表面に形成されている。上窒化層４は下窒化層３上に形成されている。

[焼結体]
焼結体２は、超硬合金成分と、窒化物生成成分とを含有する。

[超硬合金成分]
超硬合金成分は、ＷＣ、Ｃｏ、ＴｉＣ及びＴａＣからなる群から選択される２種以上からなり、少なくともＷＣ及びＣｏを含有する。

炭化タングステン（ＷＣ）は、高硬度及び高融点の炭化物であり、靱性及び抗折強度に優れる。そのため、ＷＣは、主に重切削の環境下で耐摩耗性を向上する。さらに、ＷＣの熱伝導率が高いため、切削時に、超硬工具１に発生する摩擦熱を外部へ逃がすことができる。コバルト（Ｃｏ）はＷＣの結晶粒の粒界に介在する。ＣｏはＷＣ結晶粒のバインダ（結合材）として機能し、ＷＣ結晶粒の粒界すべり強度を高める。

超硬合金成分はさらに、任意の成分として、炭化チタン（ＴｉＣ）又は炭化タンタル（ＴａＣ）を含有してもよい。ＴｉＣはＷＣと比較して硬度が高い。そのため、ＴｉＣを含有した場合、超硬工具の強度が向上する。タンタル（Ｔａ）はＷ及びＴｉと比較して、炭化物を生成し易い。Ｃが、ＷＣ及びＴｉＣの生成に必要な量よりも多く含有された場合、Ｔａは過剰分の炭素（Ｃ）と結合して化学的に安定なＴａＣを形成する。過剰分のＣが遊離した状態で残存すると、ＷＣの結晶粒界に存在して脆弱層となり、超硬工具の強度を低下させる可能性がある。Ｔａは、過剰分のＣと結合して遊離状態のＣを低減するため、超硬工具の強度の低下を抑制できる。したがって、超硬合金成分はＷＣ及びＣｏとともに、ＴｉＣ及びＴａＣのいずれか１種以上を含有するのが好ましい。

[窒化物生成成分]
窒化物生成成分は、Ａｌ、Ｃｒ及びＳｉからなる群から選択される１種以上の特定元素と、Ｂとを含有する。

[特定元素]
アルミニウム（Ａｌ）、クロム（Ｃｒ）及びシリコン（Ｓｉ）からなる特定元素は、Ｎとの親和力が大きい。そのため、焼結体２を窒化処理した場合に、特定元素は安定な窒化物を形成する。以下、特定元素の窒化物を「特定窒化物」という。特定窒化物は優れた硬さを有するため、焼結体２を窒化処理すれば、表層に形成される下窒化層３の硬さが高まる。さらに、上窒化層４にも、特定窒化物が含まれるため、上窒化層４の硬さが高まる。

[ボロン（Ｂ）]
ボロン（Ｂ）はＮとの親和力が大きい。そのため、焼結体２を窒化処理した場合に、安定な窒化物である窒化ホウ素を形成する。窒化ホウ素には、六方晶窒化ホウ素（ｈ−ＢＮ）及び立方晶窒化ホウ素（ｃ−ＢＮ）を含むいくつかの結晶形が存在する。Ｂを含む焼結体２を周知の方法で窒化処理すると、六方晶窒化ホウ素を含む下窒化層３が焼結体２の表層に生成する。六方晶窒化ホウ素の硬度は比較的低い。下窒化層３を備える焼結体２を真空熱処理すると、下窒化層３表層に含まれる六方晶窒化ホウ素の一部が立方晶窒化ホウ素に転移する。したがって、下窒化層３上に立方晶窒化ホウ素を含む上窒化層４が形成される。立方晶窒化ホウ素は硬度が非常に高く、さらに、熱伝導率も高い。そのため、下窒化層３を備える焼結体２を真空熱処理することにより、下窒化層３よりも硬い上窒化層４が形成される。

[窒化物生成成分の含有量]
超硬合金成分を１００質量％とした場合に、特定元素の総含有量は０．０３〜０．３０質量％であり、Ｂの含有量は０．１０〜１．００質量％である。特定元素の総含有量及びＢの含有量のいずれかが低すぎれば、窒化処理により下窒化層３に生成される窒化物が少なすぎる。この場合、下窒化層３の硬度が低い。さらに、下窒化層３上に形成される上窒化層４の硬度も低い。硬度が低いと、耐摩耗性が低下する。一方、特定元素の総含有量及びＢの含有量のいずれかが高すぎれば、下窒化層３に過剰の窒化物が生成される。この場合、下窒化層３の表面粗さが粗くなる。下窒化層３の影響を受け、上窒化層４の表面粗さが粗くなる。表面粗さが粗ければ、潤滑性が低下する。したがって、特定元素の総含有量が０．０３〜０．３０質量％であり、Ｂの含有量が０．１０〜１．００質量％である。

[下窒化層]
上述のとおり、焼結体２は、下窒化層３を含む。下窒化層３は焼結体２を窒化処理することにより、焼結体２表面に形成される。下窒化層３は、六方晶窒化ホウ素と、特定窒化物とを含有する。下窒化層３は、特定窒化物を含むため硬度が高い。下窒化層３の厚さはたとえば、５０μｍ以下である。下窒化層３の厚さの好ましい下限は３０μｍである。

[上窒化層]
焼結体２はさらに、上窒化層４を含む。上窒化層４は、下窒化層３を備える焼結体２を真空熱処理することにより、下窒化層３上に形成される。上窒化層４は、立方晶窒化ホウ素と、六方晶窒化ホウ素と、特定窒化物とを含有する。上窒化層４は、立方晶窒化ホウ素を含むため、下窒化層３よりもさらに硬度が高い。上窒化層４の厚さはたとえば、５μｍ以下である。上窒化層４の厚さの好ましい下限は３μｍである。

下窒化層３及び上窒化層４は高い硬度を有する。そのため、加工時の摩擦に対して超硬工具１の摩耗が少ない。したがって、超硬工具１の耐摩耗性が高まる。

真空熱処理により形成される上窒化層４は、下窒化層３よりも緻密でかつ均質である。そのため、上窒化層４は、下窒化層３よりも表面粗さが小さい。さらに、立方晶窒化ホウ素の潤滑性は高いため、上窒化層４の潤滑性は下窒化層３よりも高い。上窒化層４はさらに、熱伝導率が高い。そのため、加工時に生じる摩擦熱を外部に逃がすことができ、被加工高強度材の超硬工具１への凝着が抑制される。

上述のとおり、上窒化層４は下窒化層３を備える焼結体２を真空熱処理することにより形成される。この場合、上窒化層４における、立方晶窒化ホウ素及び六方晶窒化ホウ素の合計含有量は７０〜９０質量％であり、特定窒化物の含有量は１０〜３０質量％である。焼結体２に物理蒸着等の方法で付加されたその他の窒化層と異なり、上窒化層４は焼結体２に含まれる窒化物生成成分が徐々に濃化することによって形成される。そのため、上窒化層４の下窒化層３に対しての密着性は非常に高い。

[硬質保護層]
図２は、図１とは異なる他の超硬工具１０の断面図である。図２の超硬工具１０は、図１の超硬工具１と比較して、硬質保護層５を上窒化層４上に備える。超硬工具１０のその他の構成は、超硬工具１と同じである。

硬質保護層５は、任意に形成される。硬質保護層５は、金属窒化物、金属炭化物、金属炭窒化物及び金属酸化物からなる群から選択される１種以上を含有する。硬質保護層５はたとえば、ＴｉやＡｌを含む金属窒化物、金属炭化物、金属炭窒化物及び金属酸化物又はこれらの複合化合物である。硬質保護層５は、焼結体２と同等又はそれ以上の硬さを有する。硬質保護層５はさらに、切削等の加工環境下において十分な化学的安定性を有する。そのため、加工対象材、たとえば、高硬度材との凝着が抑制される。

[製造方法]
本実施形態の超硬工具の製造方法の一例を説明する。本実施形態の超硬工具の製造方法は、焼結体を製造する工程と、窒化処理工程と、真空熱処理工程とを備える。超硬工具が硬質保護層５を備える場合はさらに、成膜工程を備える。以下、各工程を詳述する。

[焼結体の製造工程]
初めに、焼結体２を製造する。焼結体２の製造方法は特に限定されない。たとえば、上述の超硬合金成分及び窒化物生成成分を含有した原料の炭化物及び金属粉末を、整粒及び混合して混合原料を製造する。混合原料を所定形状の金型で加圧成形して打ち抜きする。得られた成形体を真空中で焼成して、焼結体２を製造する。

[窒化処理工程]
焼結体２に対して窒化処理を実施する。窒化処理は周知の方法を採用できる。たとえば、電気炉内に焼結体２、ＮＨ₃ガス、Ｎ₂ガス及び必要に応じてＣＯ₂ガスを導入する。電気炉内を５００〜５５０℃に加熱して窒化処理を実施する。加熱時間は特に限定されないが、２時間程度が好ましい。加熱により、ＮＨ₃ガスからＮ原子が乖離する。乖離したＮ原子が焼結体２の表面から内部に侵入し、拡散する。さらに、焼結体２内部に存在する窒化物生成成分がＮ原子と結合して、窒化物が形成され、焼結体２の表層に、窒化物を含有する下窒化層３が形成される。ＣＯ₂ガスを炉内へ導入した場合は、Ｃ原子が乖離する。乖離したＣ原子は、窒化物の生成領域を拡げ、窒化層３の安定的な形成を促進させる。

[真空熱処理工程]
下窒化層３を備えた焼結体２に対して真空熱処理を実施する。真空熱処理はたとえば、真空炉に下窒化層３を備えた焼結体２を入れ、炉内を排気ポンプにより１Ｐａ以下に減圧する。減圧することによって、炉内の酸素分圧が下がる。そのため、酸化層の形成が抑制される。減圧に加えて、真空炉内を１０００〜１２００℃に加熱することで真空熱処理を実施する。加熱時間は特に限定されないが、２時間程度が好ましい。真空熱処理により、下窒化層３表層に含有される六方晶窒化ホウ素の一部が立方晶窒化ホウ素に転位する。そして、立方晶窒化ホウ素を含む上窒化層４が下窒化層３上に形成される。以上の工程により、本実施形態の超硬工具１を製造できる。

[成膜工程]
さらに、上窒化層４の上に硬質保護層５を形成する場合、成膜工程を実施する。具体的には、上窒化層４を備えた焼結体２に対して、周知の成膜工程を実施する。たとえば、物理蒸着法、化学蒸着法及び溶融塩浴処理法のいずれかを実施する。物理蒸着は、たとえば以下の方法で行うことができる。硬質保護層５を構成する金属元素を用いた混合粉末を、円板形状に加圧成形して成形体を製造する。成形体を真空焼結後、スパッタ法又はアークイオンプレーテイング法を用いて、金属成分から金属イオンを電磁気的に励起させる。その後、装置気相中に窒素ガス等を充填させる。充填された窒素ガスは、分解して窒素イオンとなる。励起した金属イオンは、直流バイアス電源制御により負に帯電した焼結体２の表面に引き付けられる。上述の窒素イオンと金属イオンとが焼結体２の表面で化学結合することにより、上窒化層４の表面に硬質保護層５が形成される。

[焼結体作製]
超硬合金成分として、ＷＣ：８５質量％、Ｃｏ：１０質量％、ＴｉＣ：３質量％、ＴａＣ：２質量％の比率で混合した原料を準備した。表１に示す窒化物生成成分を原料に添加し、各試験番号の混合原料を製造した。

混合原料を整粒及び混合し、２００ＭＰａで加圧成形した。得られた成形体に対して、大気中にて、１０００℃で仮焼結を実施した。加熱時間は２時間であった。仮焼結後の成形体に対して、真空中にて、１５００〜１７００℃で本焼結を実施して焼結体を製造した。加熱時間は２時間であった。

[窒化処理]
得られた焼結体をＮＨ₃ガス、Ｎ₂ガスとＣＯ₂ガスを導入した電気炉で５００〜５５０℃に加熱して窒化処理を実施し、下窒化層を形成した。窒化処理における均熱時間は２時間であった。

[真空熱処理]
下窒化層を形成した各焼結体を真空炉に入れ、炉内を排気ポンプにより１Ｐａ以下に減圧した。減圧に加えて、真空炉内を１０００〜１２００℃に加熱することで真空熱処理を実施し、上窒化層を形成した。真空熱処理における均熱時間は２時間であった。試験番号１４においては、真空熱処理を実施しなかった。

[成膜工程]
試験番号１３の超硬工具に、成膜工程を実施した。成膜工程として物理蒸着法（ＰＶＤ）を用いた。Ｔｉ及びＡｌを用いた混合粉末を、円板形状に加圧成形して成形体を製造した。成形体を真空焼結後、スパッタ法を用いて、金属成分を電気的に励起させた。その後、装置気相中に窒素ガスを充填させた。励起させた金属成分と焼結体の成分とを、窒化層の表面上にて化学結合させて、ＴｉＡｌ−Ｎからなる硬質保護層を３．０μｍ厚で成膜した。

[上窒化層中の窒化物測定試験]
各試験番号の超硬工具の上窒化層中の窒化ホウ素含有量及び他の窒化物の含有量を測定した。測定はエネルギー分散形Ｘ線分析装置付き走査型電子顕微鏡（日本電子製、ＪＳＭ−７１００型ＦＥＳＥＭ）を用いて行った。上窒化層の任意の５箇所を走査型電子顕微鏡にて観察し、組成を分析した。５箇所の平均組成を上窒化層の組成とした。測定倍率５０００倍で、加速電圧；２０ｋＶ、照射電流；最大１００ｎＡの電子ビームを照射し、Ｂ−ｋα線、Ａｌ−ｋα線、Ｃｒ−ｋα線及びＳｉ−ｋα線の各Ｘ線強度を測定した。各元素のＸ線強度をもとに、それぞれの窒化物量（質量％）を算出し、測定値とした。結果を表１に示す。

[窒化層中の立方晶窒化ホウ素の有無の確認試験]
各試験番号の超硬工具の窒化層中の窒化ホウ素の結晶構造解析を行った。測定は、Ｘ線回折装置（リガク製、ＡｕｔｏＭＡＴＥＩＩ型Ｘ線測定装置）を用いて行った。Ｘ線源はＣｒ−ｋα線、直径０．５ｍｍの入射コリメータを用い、管電圧は４０ｋＶ、管電流は４０ｍＡでＸ線を発生させた。走査範囲（２θ）は最大１５０°として測定を実施し、Ｘ線回折チャートを得た。得られたＸ線回折チャートのピーク形状から、窒化層における立方晶窒化ホウ素（ｃ−ＢＮ）の有無を確認した。試験番号１〜１３及び試験番号１５〜２３においては、上窒化層中の立方晶窒化ホウ素の有無を確認した。試験番号１４においては、下窒化層中の立方晶窒化ホウ素の有無を確認した。結果を表１に示す。表１中、立方晶窒化ホウ素が確認されたものは「Ｄ」と表示し、確認されなかったものは「ＮＤ」と表示した。

以下に述べる方法を用いて、得られた超硬工具の性能評価試験を実施した。試験番号１〜１２及び１５〜２３の超硬工具は、上窒化層に対して試験した。試験番号１３の超硬工具は、硬質保護層に対して試験した。試験番号１４の超硬工具は下窒化層に対して試験した。

[ビッカース硬さ試験]
各試験番号の超硬工具のビッカース硬さを測定した。ビッカース硬さはＪＩＳ規格Ｚ２２４４（２００９）に基づいて実施し、試験荷重は９．８０Ｎ（１ｋｇｆ）とした。測定結果を表１に示す。

[表面粗さ測定試験]
各試験番号の超硬工具の表面粗さを測定した。具体的には、表面粗さを触針（ダイアモンド製；外径２５μｍ）を用い、室温、荷重；０．１Ｎ、測定速度；０．５ｍｍ／秒として、超硬工具の任意表面を試験片の長手方向及び長手方向と直交する方向の双方１０ｍｍ長で計測し、双方向の平均値を以て表面粗さとした。表面粗さは、ＪＩＳＢ０６０１（１９９４）に定める「算術平均粗さ；Ｒａ」を採用した。測定結果を表１に示す。

[切削試験後の凝着量測定試験]
各試験番号の超硬工具を用いて切削試験を実施し、切削後における被削材の超硬工具刃先への凝着量を測定した。切削は以下の条件で行った。直径３０ｍｍ、長さ３００ｍｍの円柱形合金材を準備した。円柱形合金材の材質はインコネル−６２５（Ｎｉ含有量が５８質量％以上、Ｆｅ含有量が５質量％以下のＮｉ基高合金）であった。超硬工具の形状は、１２．７ｍｍ×１２．７ｍｍ×厚さ４．８ｍｍであった。この超硬工具を用いて、円柱形合金材の長手方向に外削加工を実施した。切削時の切込量は０．５ｍｍ以下、周速は１００ｍ／分以下、送り速度は０．１ｍｍ／回転、切削長は２００ｍｍであり、潤滑剤は使用しなかった。

切削後、超硬工具表面に付着した円柱形鋼材の凝着量を測定した。凝着量の測定はエネルギー分散形Ｘ線分析装置付き走査型電子顕微鏡（日本電子製、ＪＳＭ−７１００型ＦＥＳＥＭ）を用いて行った。超硬工具表面の任意の５箇所を走査型電子顕微鏡にて観察し、組成分析した。５箇所の平均値を採用した。測定倍率５０００倍で、加速電圧；２０ｋＶ、照射電流；最大１００ｎＡの電子ビームを照射し、Ｎｉ−ｋα線及びＷ−Ｌα線の各強度を測定し、各元素の濃度（質量％）を算出した。Ｎｉ及びＷの質量％比を測定結果とした。結果を表１に示す。

[評価結果]
評価結果を表１に示す。表１を参照して、試験番号１〜１２の超硬工具の特定元素の総含有量及びＢの含有量は適切であり、さらに、上窒化層が形成されていた。そのため、試験番号１〜１３のビッカース硬さは２０００以上であり、優れた耐摩耗性を示した。さらに、試験番号１〜１３の超硬工具の表面粗さＲａは０．１０μｍ以下であり、優れた潤滑性を示した。さらに、試験番号１〜１３の超硬工具と被削材との凝着量比は２．０以下であり、凝着の抑制に優れていた。

一方、試験番号１４の超硬工具のビッカース硬さは低く、２０００未満であった。さらに、表面粗さＲａは０．２４μｍであり、潤滑性が低かった。真空熱処理を実施せず、高緻密かつ潤滑性の高い上窒化層４が形成されなかったためと考えられる。

試験番号１５及び１６の超硬工具は、Ｂの含有量が下限値未満であった。そのため、ビッカース硬さは低く、２０００未満であった。上窒化層の硬度が低いためと考えられる。

試験番号１７〜１９の超硬工具は、特定元素の総含有量が下限値未満であった。そのため、上窒化層中の特定元素の窒化物の含有量が１０〜３０質量％の範囲外であった。そのため、ビッカース硬さは低く、２０００未満であった。下窒化層の硬度が低いためと考えられる。

試験番号１４〜１９の超硬工具は、切削試験後の凝着量比が２．０超となった。いずれの超硬工具も硬度が十分ではなかったためと考えられる。試験番号１４では、硬度が低いことに加え潤滑性が低かったため、凝着量比が大きくなったと考えられる。

試験番号２０〜２３の超硬工具は、特定元素の総含有量及びＢの含有量のいずれかが過剰であった。そのため、ビッカース硬さが２０００以上であった。しかし、表面粗さＲａが０．１０μｍ超であった。窒化物が過剰に生成して下窒化層の表面粗さが粗くなり、その影響を受けて上窒化層の表面粗さが粗くなったためと考えられる。試験番号２０〜２３の超硬工具と被削材との凝着量比は２．０超となった。表面粗さが粗いため、潤滑性が低下し、凝着量比が大きくなったと考えられる。

試験番号１３の超硬工具では、硬質保護層が形成された。そのため、ビッカース硬さが２５４０となり、試験番号１〜１２の超硬工具に比べてさらに高い耐摩耗性を示した。

以上、本実施形態を説明した。しかしながら、上述した実施形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施形態を適宜変更して実施することができる。

１、１０超硬工具
２焼結体
３下窒化層
４上窒化層
５硬質保護層

Claims

ＷＣ、Ｃｏ、ＴｉＣ及びＴａＣからなる群から選択される２種以上からなり、少なくともＷＣ及びＣｏを含有する超硬合金成分と、Ａｌ、Ｃｒ及びＳｉからなる群から選択される１種以上の特定元素と、Ｂとを含有し、前記超硬合金成分を１００質量％とした場合に、前記特定元素の総含有量は０．０３〜０．３０質量％であり、前記Ｂの含有量は０．１０〜１．００質量％である、窒化物生成成分とを含有する焼結体と、
前記焼結体表面に形成され、六方晶窒化ホウ素と、前記特定元素の窒化物とを含有する下窒化層と、
前記下窒化層上に形成され、立方晶窒化ホウ素と、六方晶窒化ホウ素と、前記特定元素の窒化物とを含有し、前記立方晶窒化ホウ素及び前記六方晶窒化ホウ素の合計含有量が７０〜９０質量％であり、前記特定元素の窒化物の含有量が１０〜３０質量％である、上窒化層とを備える、超硬工具。
請求項１に記載の超硬工具であって、
前記上窒化層は、前記下窒化層を備える前記焼結体を真空熱処理することにより形成される、超硬工具。
請求項１又は請求項２に記載の超硬工具であってさらに、
金属窒化物、金属炭化物、金属炭窒化物及び金属酸化物からなる群から選択される１種以上を含有する硬質保護層を前記上窒化層上に備える、超硬工具。