JP7099800B2 - 複合部材およびこれからなる切削工具 - Google Patents

Description

この発明は、複合部材およびこれからなる切削工具に関し、特に、鉄鋼系材料基体の表面の一部または全部に、ＷＣ基超硬合金が設けられた高硬度、高靱性を有する複合部材に関し、さらには、この複合部材からなる切削性能のすぐれた切削工具に関する。

鋼や鋳鉄の切削加工用工具としては、ＷＣ基超硬合金が広く利用されているが、希少金属であるタングステンの使用量を削減するために、従来から、各種の提案がなされている。

例えば、特許文献１には、工具を少なくとも基体、溶射皮膜で構成し、該基体を工具鋼、合金鋼、鋳鉄からなる鉄鋼材料で構成し、該溶射皮膜を超硬質合金とした金属材料切削用工具が提案されており、これによって、高能率、長寿命、高精度等の工具性能を維持しつつ、工具コストを低減した切削工具を提供し得るとされている。

また、例えば、特許文献２には、切削用材料として炭化タングステンを使用することは、よく知られているが、鑞付けにより、炭化タングステン製インサートを、切削工具に取り付けるのに適したプロセスではないとの観点から、結合剤がコバルト、硬質材料が炭化タングステンであるような前記硬質材料を含む混合物を鋼帯の縁部に被着させ鋼帯の一部分を融解させるために、前記移動可能な鋼帯を放射線ビームで照射し、前記硬質材料及び結合剤元素を含む前記混合物を前記鋼帯の融解部分に供給し、硬質材料により被覆された鋼帯から個々のブレードを形成するブレードの製造方法が提案されている。

また、例えば、特許文献３には、複合材料からなる切削工具インサートとして、基体（台金）にＷＣ成分の含有量が１０ｍａｓｓ％以下であるＴｉ基サーメットを採用し、その基体の刃先となる部分にのみ、ＷＣと結合相形成成分（例えば、Ｃｏ，Ｎｉ，Ｆｅ）を主成分とし、該結合相の面積割合が８～３０面積％であるＷＣ基超硬合金を刃先材料として形成し、一方、基体と刃先材料との界面側のＴｉ基サーメットの結合相（例えば、Ｃｏ，Ｎｉ，Ｆｅからなる結合相）の含有量を１０～４０面積％とすることによって、タングステン使用量の低減を図り得るばかりか、密着強度不足による欠損や変形を生じることもなく、かつ、すぐれた耐摩耗性を発揮するＷＣ基超硬合金製切削工具インサートを得ること、さらに、刃先材料を溶射膜として構成した場合には、Ｔｉ基サーメットの結合相富化層の下部に結合相量が少なく、硬質層が富化した層が形成されており、ＷＣ成分の含有量が１０ｍａｓｓ％以下であり、また、適正な結合相分布が形成されているために、溶射膜との熱膨張係数差が制御され、それによる適度な残留圧縮応力が付与されることにより、より一段と密着強度にすぐれるとともに、剥離、欠損等の異常損傷を発生することもなく、すぐれた耐摩耗性を発揮するタングステン使用量を低減したＷＣ基超硬合金製切削工具インサートを得ることが提案されている。

特開２００３－１９１１２６号公報 特開２０１０－５９６号公報 特開２０１３－１８８８３２号公報

前記特許文献１～３に示す、超硬合金と鉄鋼材料、あるいは、超硬合金とサーメットからなる複合材料においては、希少金属であるタングステンの使用量の低減は図られるものの、この複合材料から形成した切削工具を、切れ刃に高負荷が作用する切削条件で使用した場合には、超硬合金の硬度が不十分であり、また、靱性・抗折強度も十分ではないため、耐欠損性、耐摩耗性の観点から、切削工具としての十分な性能を発揮することができなかった。
そこで、希少金属であるタングステンの使用量を低減し得るとともに、硬度、靱性にすぐれたＷＣ基超硬合金と鉄鋼系材料からなる複合材料が望まれる。

本発明者等は、上述のような観点から、タングステン使用量の低減を図るとともに、硬度、靱性（曲げ強度）にすぐれたＷＣ基超硬合金と鉄鋼系材料からなる複合材料について鋭意検討したところ、鉄鋼系材料をレーザー照射により融解し、融解した鉄鋼系材料にＷＣ基超硬合金粉末を分散させ、鉄鋼系材料上にＷＣ基超硬合金層を形成するにあたり、レーザー照射条件（レーザー出力、レーザースポット径、走査速度）を適切にコントロールし、ＷＣ基超硬合金層における所定のアスペクト比のＷＣ粒子を所定の面積割合で形成することにより、ＷＣ基超硬合金層の硬度、靱性（曲げ強度）を高め得ることを見出したのである。
また、前記ＷＣ基超硬合金層の硬さを、その厚さ方向に向かって漸次増加させることによって、ＷＣ基超硬合金層の最表面では、１５００～２０００ＨＶの硬さを得られることを見出したのである。
さらに、前記ＷＣ基超硬合金層を、鉄鋼材料内部に所定の深さ侵入するように形成することにより、靱性（曲げ強度）をさらに高め得ることを見出したのである。
そして、前記複合材料によって切削工具を構成することにより、この切削工具は、硬度、靱性にすぐれるため、長期の使用にわたって、すぐれた切削性能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、
「（１）鉄鋼系材料の表面の一部または全部にＷＣ基超硬合金層が設けられている複合材料であって、
（ａ）前記ＷＣ基超硬合金層は、５０μｍ以上１０００μｍ以下の最大厚さを有し、
（ｂ）前記ＷＣ基超硬合金層表面を含む任意の縦断面を観察した場合、ＷＣ粒子が占める面積割合は、前記ＷＣ基超硬合金層の面積の５０％以上であり、
（ｃ）前記ＷＣ基超硬合金層表面から、該層の厚さの１／５の内部深さまでの領域において縦断面を観察し、前記ＷＣ基超硬合金層におけるＷＣ粒子について、アスペクト比が１以上２未満のＷＣ粒子が前記観察した縦断面の面積に占める面積割合をＸ面積％とした場合、アスペクト比が２以上のＷＣ粒子が前記観察した縦断面の面積に占める面積割合Ｙ％は、０．５Ｘ≦Ｙ≦２Ｘを満足することを特徴とする複合材料。
（２）前記（１）に記載の複合材料において、前記ＷＣ基超硬合金層の結合相は、Ｆｅを２０原子％以上５０原子％以下およびＣｏを５０原子％以上８０原子％以下含有し、
前記ＷＣ基超硬合金層の硬さは、前記鉄鋼系材料との界面側から前記ＷＣ基超硬合金層表面に向かって漸次増加する硬さプロファイルを備え、かつ、前記ＷＣ基超硬合金層の最表面におけるビッカース硬さＨＶは１５００以上２０００以下であることを特徴とする前記（１）に記載の複合材料。
（３）前記複合材料において、前記ＷＣ基超硬合金層を設ける以前の前記鉄鋼系材料の表面を基準面とした場合、前記ＷＣ基超硬合金層の最大侵入深さが前記鉄鋼系材料の基準面から内部へ２０μｍ以上２００μｍ以下に形成されていることを特徴とする前記（１）または（２）に記載の複合材料。
（４）前記（１）乃至（３）のいずれかに記載の複合材料において、鉄鋼系材料が高速度工具鋼またはダイス鋼であることを特徴とする複合材料。
（５）前記（１）乃至（４）のいずれかに記載の複合材料から構成されていることを特徴とする切削工具。」
を特徴とするものである。

次に、この発明について、詳細に説明する。

図１にその縦断面模式図を示すように、本発明は、鉄鋼系材料の表面の一部または全部にＷＣ基超硬合金層が設けられている複合材料であって、ＷＣ基超硬合金層は、５０μｍ以上１０００μｍ以下の最大厚さを有するとともに、該ＷＣ基超硬合金層において、ＷＣ粒子が占める面積割合は５０面積％以上である。
本発明で、ＷＣ基超硬合金層の最大厚さを、５０μｍ以上１０００μｍ以下としているのは、例えば、本発明の複合材料を高硬度耐摩耗性部材である切削工具として用いた場合に、ＷＣ基超硬合金層の最大厚さが薄い場合には、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ないからであり、特に、ＷＣ基超硬合金層の最大厚さが５０μｍ未満である場合には、短寿命となる。一方、ＷＣ基超硬合金層の最大厚さが１０００μｍを超える場合には、すぐれた硬さを備えるものの靱性が低下し剥離・欠損等を発生しやすくなることから、ＷＣ基超硬合金層の最大厚さは、５０μｍ以上１０００μｍ以下とする。
鉄鋼系材料表面への上記厚さのＷＣ基超硬合金層は、例えば、後記するレーザーを用いた肉盛法を複数回繰り返し行うことによって形成することができる。
なお、本発明の複合材料を構成する鉄鋼系材料としては、特段の制限はないが、高速度工具鋼、ダイス鋼を用いることが好適である。

本発明でいう、ＷＣ基超硬合金層の厚さとは、走査型電子顕微鏡およびオージェ電子分光装置を用いて、ＷＣ基超硬合金層と鉄鋼系材料との接合部近傍の縦断面観察をし、ＷＣ基超硬合金層側からみて、ＷＣ粒子が観察される臨界位置を界面とし、ＷＣ基超硬合金層を設ける以前の鉄鋼系材料の表面に垂直方向に、前記界面からＷＣ基超硬合金層表面までの最大距離をＷＣ基超硬合金層の最大厚さという（図１参照）。

本発明のＷＣ基超硬合金層は、主として、ＷＣ基超硬合金の硬質成分であるＷＣ粒子によってその高硬度を発現するが、前記ＷＣ基超硬合金層表面を含む縦断面観察において、該層中に占めるＷＣ粒子の面積割合が５０面積％未満では、十分な高硬度、耐摩耗性を発揮することができないから、ＷＣ基超硬合金層に占めるＷＣ粒子の面積割合は５０面積％以上とする。

前記ＷＣ基超硬合金層の厚さおよび該層中に占める前記ＷＣ粒子の面積割合を有する本発明の複合材料において、アスペクト比が1以上２未満であるＷＣ粒子は、比較的等方的な性質を有する組織であって、このＷＣ粒子によってＷＣ基超硬合金層全体としての高硬度を担保している。一方、アスペクト比が２以上のＷＣ粒子は、細長い組織であり、ＷＣ基超硬合金層におけるクラックの伝播を抑え、靱性を向上させる効果を有する。
したがって、高硬度とともに靱性を向上させるためには、アスペクト比が1以上２未満であるＷＣ粒子とアスペクト比が２以上であるＷＣ粒子の面積割合を調整することが必要であるが、ＷＣ粒子アスペクト比が１以上２未満のＷＣ粒子が占める面積割合をＸ面積％とした場合、アスペクト比が２以上のＷＣ粒子が占める面積割合Ｙ％が０．５Ｘ未満では、ＷＣ基超硬合金層の靱性が不足し、一方、前記面積割合Ｙが２Ｘを超えると硬さが不足することから、本発明の複合材料においては、０．５Ｘ≦Ｙ≦２Ｘと定めた。

本発明において、前記ＷＣ粒子の面積割合、ＷＣ粒子のアスペクト比、Ｘの値、Ｙの値は、次の方法によって測定・算出する。
まず、ＷＣ基超硬合金層の表面から、該層の厚さの１／５の内部深さまでの領域において、２０００倍の走査型電子顕微鏡による縦断面の画像を取得し、この画像から、各ＷＣ粒子について面積割合とアスペクト比を求めるが、まず、アスペクト比が１以上２未満のＷＣ粒子が前記観察した縦断面の面積に占める面積割合を合計して、その値をＸとする。
ついで、アスペクト比が２以上のＷＣ粒子が前記観察した縦断面の面積に占める面積割合を合計して、その値をＹ％とし、前記Ｘの値とＹの値が、不等式０．５Ｘ≦Ｙ≦２Ｘを満足するか否かを判定する。
また、前記２０００倍の走査型電子顕微鏡により取得した画像全体の面積と、全てのＷＣ粒子が占める面積を比較し、全てのＷＣ粒子が占める面積割合を算出することにより、ＷＣ基超硬合金層に占めるＷＣ粒子の面積割合を算出する。

本発明の複合材料におけるＷＣ基超硬合金層を構成する硬質成分としては、前記のように該層中において５０面積％以上を占めるＷＣ粒子を主たる硬質成分とするが、従来から知られているＴｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｖ、ＮｂおよびＴａの炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物、窒酸化物および炭窒酸化物等からなる副硬質相成分を含有させることができる。
また、本発明では、前記ＷＣ基超硬合金層を構成する結合相成分として、２０～５０原子％Ｆｅおよび５０～８０原子％のＣｏを含有させる。
結合相成分のＦｅが２０原子％未満では、鉄鋼系材料との密着強度が不十分となり靱性が低下する恐れがあり、一方、Ｆｅの含有量が５０原子％を超えると鉄系材料からなる被削材との反応性が高くなり、クレーター摩耗が発達しやすくなることから、Ｆｅの含有量２０～５０原子％、残部はＣｏ（即ち、Ｃｏ含有量は５０～８０原子％）とすることが望ましい。

前記ＷＣ基超硬合金層の結合相におけるＦｅ含有量およびＣｏ含有量は、次のようにして求めることができる。
まず、鉄鋼系材料とＷＣ基超硬合金層との界面からＷＣ基超硬合金層側に、前記界面からＷＣ基超硬合金層表面に向けてＷＣ基超硬合金層を１０等分するように、ＷＣ基超硬合金層を設ける以前の鉄鋼系材料の表面と平行方向に９本の線を引き、同線上で線分析を行い、結合相中のＦｅおよびＣｏの含有量を測定し、前記９本の線についてそれぞれ測定したＦｅおよびＣｏの含有量を平均化することによって、ＷＣ基超硬合金層の結合相におけるＦｅ含有量およびＣｏ含有量をそれぞれの平均値として求めることができる。

また、本発明では、ＷＣ基超硬合金層における層厚方向の硬さプロファイルを、鉄鋼系材料との界面側からＷＣ基超硬合金層表面に向かって漸次硬さが増加する傾斜構造とし、ＷＣ基超硬合金層の最表面におけるビッカース硬さＨＶを１５００以上２０００以下とすることが望ましい。
このような硬さ分布は、例えば、後記するレーザーを用いた肉盛法を複数回繰り返し行うことによって形成することができ、本発明により得られるＷＣ基超硬合金層の最表面におけるＨＶ１５００以上２０００以下という硬さは、通常のＷＣ基超硬合金の硬さに匹敵するものである。

本発明におけるＷＣ基超硬合金層における層厚方向の硬さプロファイル（硬さ傾斜構造）は、前記結合相中のＦｅおよびＣｏの含有量を測定する際に用いた前記９本の線について、それぞれのマイクロビッカース硬さを測定することにより、鉄鋼系材料とＷＣ基超硬合金層との界面からＷＣ基超硬合金層表面に向かう硬さプロファイルを求めることができる。

本発明では、例えば、レーザーを用いた肉盛法により鉄鋼系材料の表面の一部または全部にＷＣ基超硬合金層を形成し、しかも、図１に示すように、前記ＷＣ基超硬合金層の最大侵入深さが前記鉄鋼系材料の基準面から内部へ２０μｍ以上２００μｍ以下に形成されていること望ましい。
つまり、レーザー照射により鉄鋼系材料を溶融させ、鉄鋼系材料表面の一部または全部に鉄鋼系材料のプールを形成するとともに、該プール内にＷＣ基超硬合金を溶け込ませ、これを冷却することによって、ＷＣ基超硬合金付加層の最大浸入深さが鉄鋼系材料の基準面から２０μｍ～２００μｍの深さとなるようＷＣ基超硬合金層が形成されていることが望ましい。
ここで、鉄鋼系材料の基準面とは、ＷＣ基超硬合金層を設ける以前の鉄鋼系材料の表面をいう。
鉄鋼系材料の基準面からのＷＣ基超硬合金層の最大浸入深さが２０μｍ未満では、形成される鉄鋼系材料のプールの深さが浅く、鉄鋼系材料とＷＣ基超硬合金との溶け込み量が少なく、鉄鋼系材料に対するＷＣ基超硬合金層の密着効果が少ないため、複合部材に負荷が作用した場合、鉄鋼系材料とＷＣ基超硬合金層が剥離を発生しやすい。
一方、鉄鋼系材料の基準面からのＷＣ基超硬合金層の最大浸入深さが２００μｍを超える場合には、鉄鋼系材料の溶融量が大きいため、冷却時に割れを生じやすくなり、その結果、ＷＣ基超硬合金層の脱落が生じやすくなる。
したがって、鉄鋼系材料の基準面からのＷＣ基超硬合金層の最大浸入深さは、２０μｍ～２００μｍとすることが望ましい。

鉄鋼系材料の基準面からのＷＣ基超硬合金層の最大浸入深さは、走査型電子顕微鏡により取得した画像において、ＷＣ基超硬合金層を形成する以前の鉄鋼系材料の表面を基準面とし、該基準面からＷＣ基超硬合金層を横断する線分を引き、該線分から、鉄鋼系材料とＷＣ基超硬合金層の界面への垂直な距離を測定し、その最大距離をＷＣ基超硬合金層の最大浸入深さとして求める。

本発明の複合材料は、硬度、靱性にすぐれることから、ＷＣ基超硬合金層を切れ刃側として使用する切削工具に好適である。
なお、ＷＣ基超硬合金層をそのまま切れ刃として切削加工に供することができるが、ＷＣ基超硬合金層表面に、従来から良く知られている硬質被覆層（例えば、Ｔｉ化合物層、ＴｉＡｌＮ層、Ａｌ_２Ｏ_３層等）を物理蒸着あるいは化学蒸着等により被覆形成することによって、表面被覆切削工具として使用することもできる。

本発明の複合材料は、例えば、レーザー肉盛法によって作製することができる。
まず、ＷＣ基超硬合金層を形成する鉄鋼系材料の所定位置に対してレーザー照射を行い、該位置の鉄鋼系材料を溶融させてプールを形成し、該プールに向けて所定成分組成のＷＣ基超硬合金粉末を吹きつけ、該プールにおいて溶融した鉄鋼系材料でＷＣ基超硬合金を希釈・溶融し、その後、これを冷却し、さらにこの操作を複数回繰り返し行うことにより、本発明で規定するＷＣ基超硬合金層（厚さ、ＷＣ粒子の面積割合、所定アスペクト比率のＷＣ粒子、結合相成分組成、硬さプロファイル、最大浸入深さ）が、鉄鋼系材料の表面の一部または全部に設けられた、すぐれた硬さと靱性を有する複合材料を作製することができる。
なお、レーザー肉盛操作を繰り返し行う場合には、レーザー照射によって、鉄鋼系材料は溶融させず、直前に形成したＷＣ基超硬合金層のうちの、結合相のみを溶融させることが好ましい。
なお、レーザー照射に際して、鉄鋼系材料にクラックを発生させないため、大出力、大スポット径の照射は避けるべきであって、レーザー出力１００～３００Ｗ、スポット径０．１～２ｍｍ程度の低エネルギー照射が望ましい。

例えば、鉄鋼系材料として高速度工具鋼の表面に、レーザー出力５００Ｗ、スポット径２ｍｍの条件で肉盛を行った場合には、レーザー出力が大きく、高速度工具鋼表面の溶融プールが大きくなるため、ＷＣ基超硬合金層の最大浸入深さは２００μｍを超えるとともに、冷却後ビード割れが発生した（図２参照）。

これに対して、鉄鋼系材料として前記と同じ高速度工具鋼の表面に、レーザー出力２００Ｗ、スポット径１ｍｍの条件で、この操作を合計３回繰り返し行って肉盛層を形成した場合には、１回目の操作では、ＷＣ基超硬合金層の厚さは８０μｍ、かつ、最大浸入深さは５０μｍのＷＣ基超硬合金層が形成され、３回目の操作により、２９０μｍの厚さ、１００μｍの最大浸入深さのＷＣ基超硬合金層が形成され、冷却後もクラックの発生は生じなかった（図３参照）。

本発明によれば、鉄鋼系材料の表面の一部または全部にＷＣ基超硬合金層が設けられ、すぐれた靱性とすぐれた硬さを相兼ね備えた複合材料を得ることができる。
そして、この複合材料は、そのすぐれた靱性とすぐれた硬さを生かし、切削工具として好適に使用することができる。

鉄鋼系材料の表面の一部または全部にＷＣ基超硬合金層が設けられている本発明に係る複合材料の縦断面模式図を示す。 繰返し肉盛回数１回の比較例複合材料１についての縦断面概観組織（上段）とＷＣ基超硬合金層内の組織（下段）を示す。 繰返し肉盛回数３回の本発明複合材料１についての縦断面概観組織（上段）とＷＣ基超硬合金層内の組織（下段）を示す。

以下、この発明を実施例に基づいて、具体的に説明する。

表１に示す成分組成の鉄鋼系材料の表面に、表２に示す本発明条件にてレーザーを照射し、レーザー照射箇所に表３に示す配合組成からなる造粒-仮焼したＷＣ基超硬合金粉末を表２に示す条件で投射し、この操作を、表２に示す回数繰り返し行い、鉄鋼系材料の表面の一部または全部にＷＣ基超硬合金層を形成することにより、表４に示す本発明の複合材料１～１２（本発明複合材料１～１２という）を作製した。
なお、レーザー照射条件は、いずれも、レーザー出力１００～３００Ｗ、スポット径０．１～２．０ｍｍ、操作速度５００～２０００ｍｍ／ｍｉｎ、繰返し肉盛回数１～１０回の範囲内である。
なお、本発明複合材料１の縦断面概観組織とＷＣ基超硬合金層内の組織を図３に示す。

本発明複合材料１～１２について、走査型電子顕微鏡とオージェ電子分光装置を用いて、ＷＣ基超硬合金層と鉄鋼系材料との接合部近傍の縦断面を観察し、ＷＣ基超硬合金層側からみて、ＷＣ粒子が観察される臨界位置を界面とし、ＷＣ基超硬合金層を設ける以前の鉄鋼系材料の表面に垂直方向に、界面からＷＣ基超硬合金層表面までの距離を求め、そのうちの最大値をＷＣ基超硬合金層の最大厚さとして求めた。

また、本発明複合材料１～１２について、２０００倍の走査型電子顕微鏡によりＷＣ基超硬合金層表面を含む任意の縦断面箇所の画像を取得し、画像全体の面積と、該画像中に存在する全てのＷＣ粒子が占める合計面積とから、ＷＣ基超硬合金層に占めるＷＣ粒子の面積割合を算出した。
さらに、ＷＣ基超硬合金層の表面から、該層の厚さの１／５の内部深さまでの領域において、前記２０００倍の走査型電子顕微鏡により縦断面箇所の画像を取得し、この画像から、各ＷＣ粒子についてのアスペクト比と面積割合を求め、アスペクト比が１以上２未満のＷＣ粒子の面積割合を合計して、その値をＸとし、ついで、アスペクト比が２以上のＷＣ粒子の面積割合を合計して、その値をＹとし、前記Ｘの値とＹの値が、不等式０．５Ｘ≦Ｙ≦２Ｘを満足するか否かを判定した。

また、本発明複合材料１～１２について、２０００倍の走査型電子顕微鏡を用いて、鉄鋼系材料とＷＣ基超硬合金層との界面近傍の画像を取得し、まず、鉄鋼系材料とＷＣ基超硬合金層との界面からＷＣ基超硬合金層側に、前記界面からＷＣ基超硬合金層表面に向けてＷＣ基超硬合金層を１０等分するように、前記ＷＣ基超硬合金層を設ける以前の鉄鋼系材料の表面と平行方向に９本の線を引き、同線上で線分析を行い、結合相中のＦｅおよびＣｏの含有量を測定し、前記９本の線についてそれぞれ測定したＦｅおよびＣｏの含有量を平均化することによって、ＷＣ基超硬合金層の結合相におけるＦｅ含有量およびＣｏ含有量をそれぞれの平均値として求めた。

さらに、本発明複合材料１～１２について、走査型電子顕微鏡により、鉄鋼系材料とＷＣ基超硬合金層との界面近傍の画像を取得し、該画像において、鉄鋼系材料の基準面（（ＷＣ基超硬合金層を設ける以前の鉄鋼系材料の表面））からＷＣ基超硬合金層を横断する線分を引き、該線分から、鉄鋼系材料とＷＣ基超硬合金層の界面までの垂直な距離を測定し、その最大距離をＷＣ基超硬合金層の最大浸入深さとして求めた。

表４に、上記で得た測定値、算出値、判定結果等を示す。

比較のため、表１に示す成分組成の鉄鋼系材料の表面に、表５に示す条件にてレーザーを照射し、レーザー照射箇所に表３に示す配合組成からなる造粒-仮焼したＷＣ基超硬合金粉末を投射し、鉄鋼系材料の表面の一部または全部にＷＣ基超硬合金層を形成することにより表６に示す比較例の複合材料１～１２（比較例複合材料１～１２という）を作製した。
なお、レーザー照射条件は、いずれも、レーザー出力５０～２０００Ｗ、スポット径０．０５～５ｍｍ、操作速度２００～３０００ｍｍ／ｍｉｎ、繰返し肉盛回数１～２０回の範囲内である。
なお、比較例複合材料１の縦断面概観組織とＷＣ基超硬合金層内の組織を、図２に示す。

次いで、比較例複合材料１～１２について、本発明複合材料１～１２の場合と同様にして、ＷＣ基超硬合金層の最大厚さ、ＷＣ基超硬合金層に占めるＷＣ粒子の面積割合を求め、また、ＷＣ基超硬合金層中におけるアスペクト比が１以上２未満のＷＣ粒子の面積割合合計Ｘと、アスペクト比が２以上のＷＣ粒子の面積割合合計Ｙを求め、不等式０．５Ｘ≦Ｙ≦２Ｘを満足するか否かを判定した。

さらに、ＷＣ基超硬合金層の結合相中のＦｅおよびＣｏの含有量を求め、ＷＣ基超硬合金層の最大浸入深さを求めた。
表６に、これらの値を示す。

つぎに、上記本発明複合材料１～１２および比較例複合材料１～１２について、結合相中のＦｅおよびＣｏの含有量を測定する際に用いた前記９本の線について、それぞれのマイクロビッカース硬さＨＶを測定することにより、鉄鋼系材料とＷＣ基超硬合金層との界面からＷＣ基超硬合金層表面に向かう硬さプロファイルを求めるとともに、ＷＣ基超硬合金層の最表面のマイクロビッカース硬さＨＶおよび肉盛り中央付近での圧痕におけるクラックの長さからＰａｌｍｑｖｉｓｔの式を用い破壊靱性値を求めた。
表７に、鉄鋼系材料とＷＣ基超硬合金層との界面からＷＣ基超硬合金層表面に向かう硬さプロファイル、ＷＣ基超硬合金層の最表面のマイクロビッカース硬さＨＶの値（ＧＰａ）および破壊靱性値の値（ＭＰａ・ｍ＾（１／２））を示す。
なお、硬さプロファイルについては、前記ＨＶを測定した９本の線のうち、鉄鋼系材料とＷＣ基超硬合金層との界面側の３本の線について求めた硬さの平均値を界面側硬さとし、ＷＣ基超硬合金層表面側の３本の線について求めた硬さの平均値を表面側硬さとし、残りの３本の線について求めた硬さの平均値を中央硬さとして、表７に記した。

ついで、上記本発明複合材料１～１２および比較例複合材料１～１２から、ＷＣ基超硬合金付加層をそれぞれの切れ刃とする本発明ドリル１～１２、本発明エンドミル１～１２、比較例ドリル１～１２、比較例エンドミル１～１２を作製した。
また、参考のため、表１に示される高速度工具鋼Ａ及び合金工具鋼Ｂから参考ドリルＡ、参考エンドミルＡ、参考ドリルＢ、参考エンドミルＢを作製した。
これらのドリル、エンドミルを切削試験に供することによって切削性能を調査した。

なお、前記エンドミルは、いずれも、切刃部の直径×長さが１０ｍｍ×２０ｍｍの寸法、並びにねじれ角３０度の２枚刃スクエア形状のサイズ・形状をもち、また、前記ドリルは、いずれも、溝形成部の直径×長さがそれぞれ５ｍｍ×６３．５ｍｍの寸法、並びにねじれ角２７度の２枚刃形状をもつ。

前記の各ドリルについて、次に示す切削条件Ａで穴あけ加工試験条件を実施し、前記の各エンドミルについて、次に示す切削条件Ｂで側面切削加工試験を実施した。
［切削条件Ａ］
被削材－平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・Ｓ２５Ｃの板材
回転速度：１６００ｍｉｎ．^－１、
送り：０．１４ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：１５ｍｍ、
の条件での炭素鋼の湿式穴あけ切削加工試験を行い（水溶性切削油使用）、先端切刃面の逃げ面摩耗幅が０．３ｍｍに至るまでの穴あけ加工数を測定した。
［切削条件Ｂ］
被削材－平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・Ｓ４５Ｃの板材、
切削速度：２８．３ｍ／ｍｉｎ、
回転速度：９００ｍｉｎ．^－１、
切り込み： ａｅ１．６ｍｍ、ａｐ１５ｍｍ、
送り速度（１刃当り）：０．０８３ｍｍ／ｔｏｏｔｈ、
切削長：２００ｍ、
の条件での炭素鋼の側面切削加工試験を実施し、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
表８に、これらの試験結果を示す。

表７に示される結果から、本発明複合材料１～１２は、硬度、靱性ともに、比較例複合材料１～１２に比し、優れていることがわかり、表８に示される結果から、本発明複合材料１～１２は切削性能においても優れていることがわかる。

本発明の複合材料は、硬度、靱性ともに優れることから、例えば、本発明複合材料により切削工具を構成した場合には、切削加工時にチッピング、欠損等の異常損傷を発生することなく、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を発揮し、切削加工の省エネ化、低コスト化、高能率化に寄与するものである。

Claims (4)

1. 鉄鋼系材料の表面の一部または全部にＷＣ基超硬合金層が設けられている複合材料であって、
   （ａ）前記ＷＣ基超硬合金層は、５０μｍ以上１０００μｍ以下の最大厚さを有し、
   （ｂ）前記ＷＣ基超硬合金層表面を含む任意の縦断面を観察した場合、ＷＣ粒子が占める面積割合は、前記ＷＣ基超硬合金層の面積の５０％以上であり、
   （ｃ）前記ＷＣ基超硬合金層表面から、該層の厚さの１／５の内部深さまでの領域において縦断面を観察し、前記ＷＣ基超硬合金層におけるＷＣ粒子について、アスペクト比が１以上２未満のＷＣ粒子が前記観察した縦断面の面積に占める面積割合をＸ面積％とした場合、アスペクト比が２以上のＷＣ粒子が前記観察した縦断面の面積に占める面積割合Ｙ％は、０．５Ｘ≦Ｙ≦２Ｘを満足することを特徴とする複合材料。
2. 請求項１に記載の複合材料において、前記ＷＣ基超硬合金層の結合相は、Ｆｅを２０原子％以上５０原子％以下含有し、
   前記ＷＣ基超硬合金層の硬さは、前記鉄鋼系材料との界面側から前記ＷＣ基超硬合金層表面に向かって漸次増加する硬さプロファイルを備え、かつ、前記ＷＣ基超硬合金層の最表面におけるビッカース硬さＨＶは１５００以上２０００以下であることを特徴とする請求項１に記載の複合材料。
3. 前記複合材料において、前記ＷＣ基超硬合金層を設ける以前の前記鉄鋼系材料の表面を基準面とした場合、前記ＷＣ基超硬合金層の最大侵入深さが前記鉄鋼系材料の基準面から内部へ２０μｍ以上２００μｍ以下に形成されていることを特徴とする請求項１または２に記載の複合材料。
4. 請求項１乃至３のいずれか一項に記載の複合材料から構成されていることを特徴とする切削工具。

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