JP7104626B2 - 切削工具 - Google Patents

Description

本発明は、制御された量の微細分散したη相を含む、超硬合金の基材を備える切削工具に関連する。

超硬合金製の切削工具は、当分野で公知である。

超硬合金構造体に対する炭素含有量の影響は周知である。炭素が不足すると、η相、例えば、Ｗ_６Ｃｏ_６Ｃ、Ｗ_３Ｃｏ_３Ｃが形成されるが、炭素が過剰になると、遊離グラファイトが析出する。炭素含有量は、通常、η相もグラファイトも形成されないように調整する。η相及びグラファイトは共に、避けるべきものとして考えられる。η相を含む超硬合金は脆いことが知られており、その理由のためにη相は、一般的に望ましくない。

しかし、当分野において、η相が意図的に形成されるいくつかの超硬合金等級がある。ＵＳ４８４３０３９において、コーティングされた超硬合金インサートは、低炭素含有量で製造されて、焼結後、超硬合金がη相を含む。その後、超硬合金に浸炭処理が施されて、勾配表面領域が形成される。その表面領域はη相を含まず、超硬合金の内部よりも少ないＣｏ含有量を有する。しかし、これらの種類の材料は、切削操作で十分に作用しなかった。代わりに、これらの種類の材料は、一般に、ＥＰ０１８２７５９でのように鉱業用途において用いられる。

ＥＰ２６９１１９８に、η相のナノ粒子によって強化された、鉱業用途に好適な超硬合金が記載されている。ナノ粒子の粒径は、１０ｎｍ未満であり、超硬合金は、少なくとも０．７０^＊２０１．９μＴｍ^３／ｋｇ＝１４１μＴｍ^３／ｋｇの磁気飽和を有する。

くし状割れ（ｃｏｍｂ ｃｒａｃｋ）は、いくつかのフライス切削用途において長い間問題であり、くし状割れ耐性が改良されて、より長い工具寿命をもつ切削工具材料を見つけようと努めてきた。

制御され、十分に分布したη相を有する超硬合金基材を提供することによって、くし状割れ耐性を大幅に改良することができると明らかになった。

本発明は、ＷＣと、Ｃｏ、Ｆｅ、及びＮｉの一又は複数を含む結合相とを含む超硬合金基材を備える切削工具に関連する。超硬合金基材は、Ｍｅ_１２Ｃ炭化物及び／又はＭｅ_６Ｃ炭化物を含むη相をさらに含み（式中、Ｍｅは、Ｗ、Ｍｏ、及び結合相金属の一又は複数から選択される）、超硬合金の対理論値炭素含有量不足値（ｓｕｂｓｔｏｉｃｈｉｏｍｅｔｒｉｃ ｃａｒｂｏｎ ｃｏｎｔｅｎｔ）は－０．３０重量％から－０．１６重量％の間である。

焼結体の対理論値炭素含有量不足値－０．１７重量％を有する、本発明による超硬合金のＬＯＭ画像を示す図である。 特許請求の範囲よりも少ない炭素含有量、対理論値炭素含有量不足値－０．３５重量％を有する粉末から製造された超硬合金のＬＯＭ画像を示す図である。 焼結体の対理論値炭素含有量不足値－０．１５重量％、すなわち特許請求の範囲よりも多い炭素含有量を有する超硬合金のＬＯＭ画像を示す図である。 対理論値炭素含有量不足値－０．１３重量％を有する粉末から製造された、結合剤としてＮｉを有する、本発明による超硬合金のＬＯＭ画像を示す図である。 焼結体の対理論値炭素含有量不足値が－０．１４重量％の勾配を形成する浸炭熱処理を施した超硬合金のＬＯＭ画像を示す図である。 ピークの番号付けが１＝ＷＣ、２＝Ｍ_６Ｃ、３＝Ｍ_１２Ｃ、４＝Ｃｏである、ＣＶＤコーティング前（Ａ）及びＣＶＤコーティング後（Ｂ）のＸＲＤ回折を示す図である。

技術的な効果、すなわち、改良されたくし状割れ耐性は、本明細書で開示されるように、結合相の高いＷ含有量、及び十分に分布したη相の存在の２つのことの結果である可能性が高い。結合相におけるＷの溶解度は、炭素含有量に直接関連する。η相形成の限界に達するまで、結合剤のＷの量は炭素含有量の減少と共に増加する。炭素含有量がさらにより少なくまで減少しても、結合剤のＷの溶解度はこれ以上増大しないであろう。結合剤に溶解した大量のＷを得るのに有益ないくつかの超硬合金等級において、炭素含有量は、低く保たれているが、η相形成の限界を超えている。

本発明の超硬合金は、さらにより少ない炭素含有量を有し、その結果η相が形成される。これにより、結合剤及びη相の両方の高いＷ含有量を有する超硬合金をもたらすことになる。

本明細書において、η相は、Ｍｅ_１２Ｃ及びＭｅ_６Ｃから選択される炭化物を意味し、式中、ＭｅはＷ、Ｍｏ、及び結合相金属の一又は複数から選択される。一般的な炭化物は、Ｗ_６Ｃｏ_６Ｃ、Ｗ_３Ｃｏ_３Ｃ、Ｗ_６Ｎｉ_６Ｃ、Ｗ_３Ｎｉ_３Ｃ、Ｗ_６Ｆｅ_６Ｃ、Ｗ_３Ｆｅ_３Ｃである。

本発明の一実施態様において、η相はＭｅ_１２Ｃ及びＭｅ_６Ｃの両方を含む。

本発明の一実施態様において、η相は、ＸＲＤ測定より見積もられた、９０体積％より多いＭｅ_１２Ｃを含む。

本発明の一実施態様において、η相はＭｏを含まない。

本発明のさらに別の実施態様において、η相はＭｏを含有する。Ｍｏが超硬合金に存在する場合、Ｍｏはη相のタングステンの一部と置き換わることになる。

η相の平均粒径は、好適には０．１から１０μｍであり、好ましくは０．５から３μｍである。平均粒径は、様々な方法、例えば、ＳＥＭ／ＬＯＭ画像の平均切片（ｍｅａｎ ｌｉｎｅａｒ ｉｎｔｅｒｃｅｐｔ）によって、又はＥＢＳＤによって測定することができる。

η相の分布は、可能な限り均一であるべきである。

本発明の一実施態様において、η相の体積分率は、好適には２から１０体積％の間、好ましくは４から８体積％の間、より好ましくは４から６体積％の間である。

本発明の一実施態様において、η相分布は、超硬合金基材全体にわたって同じである。それによって、本明細書において、例えば、ＵＳ４８４３０３９のように、超硬合金が、η相の何れの勾配、又はη相を有しないゾーンを含まないことを意味する。

本発明の超硬合金は、所定の範囲内の対理論値炭素含有量不足値を有する。対理論値炭素不足値は、化学量論値の炭素に比した炭素含有量の目安である。対理論値不足値は、結合相含有量、他の炭化物などの他のパラメータに依存しないので、用いるのに良好な目安である。

炭素バランス（ｃａｒｂｏｎ ｂａｌａｎｃｅ）は、η相形成を制御するために重要である。好適には、炭素含有量は、対理論値炭素不足値－０．３０重量％から－０．１６重量％の間であり、好ましくは対理論値炭素不足値－０．２８重量％から－０．１７重量％の間である。

一方で、理論炭素含有量は、結合相含有量などの他のパラメータによって決まる。粉末について、焼結する前に、化学量論値は、ＷＣが完全に化学量論的である、すなわち原子比Ｗ：Ｃが１：１であると仮定することによって計算される。他の炭化物が存在する場合、やはりそれらは、化学量論的であると仮定される。

理論炭素含有量を、例えばＣｏ及びＷＣから構成された、焼結超硬合金で見積もる場合、原子比Ｗ：Ｃが１：１であると仮定して、添加されるＷＣ原料の量に基づいて行われるか、又は焼結材料の測定から、次いで測定されたタングステン含有量から、原子比Ｗ：Ｃが１：１であると仮定して、理論炭素含有量を計算することができる。

これにより、本明細書で用いられる、用語対理論値炭素不足値は、化学分析によって決定された全炭素含有量から、超硬合金に存在するＷＣ及び可能な他の炭化物に基づいて計算された理論炭素含有量を差し引いたものを意味する。

一例として、特定の超硬合金の理論炭素含有量が５．６０重量％であり、同じ超硬合金であるが、炭素含有量５．３０重量％で製造される場合、対理論値炭素不足値は－０．３０重量％であることになる。

改良されたくし状割れ耐性を得るのに必要な、十分に分布したη相を成し得るために、正確な炭素含有量を得ることが必須である。したがって、くし状割れ耐性の改良をもたらすことになる、η相の単なる存在だけではなく、η相が、好適な量で十分に分布している必要がある。これは、製造中に炭素バランスを注意深く制御することによって成し遂げられる。

焼結超硬合金の炭素含有量が少なすぎる場合、すなわち、対理論値不足値で－０．３０重量％より低い場合、η相の量は多くなりすぎ、超硬合金が脆くなることになる。一方、炭素含有量が、特許請求の範囲に記載の範囲よりもより多い場合、すなわち、－０．１６重量％より高いが、依然としてη相形成領域にある場合、形成されたη相は、超硬合金の靭性低下をもたらす、大きなクラスターなどで不均一に分布していることになる。対理論値炭素含有量不足値の範囲の限界は、実施例に記載の方法によって行われる分析に基づく。不要な、η相の大きなクラスターを得ること、例えば図３参照と、目標とする、微細に分布したη相を得ること、図１参照との炭素含有量の差は、非常に小さい可能性がある。その限界に近づくことは、微小構造を観測して、不要な大きなクラスターが含まれないことを確かめることを必要とする。

本発明による超硬合金は、均一に分布したη相を有するべきであり、それによって、本明細書において、超硬合金が大きなクラスターを含まないことを意味する。

結合相は、好適には、焼結体の２から２０重量％、好ましくは、焼結体の５から１２重量％の間の量で、Ｆｅ、Ｃｏ、及びＮｉの一又は複数から、好ましくはＣｏから選択される。

本発明の一実施態様において、Ｃｒが超硬合金に存在する場合、Ｃｒの一部は結合相に溶解している。

超硬合金のＷＣの量は、好適には８０から９８重量％である。焼結前の、原料粉末中のＷＣの粒径（ＦＳＳＳ）は、好適には０．１から１２μｍの間、好ましくは０．４から９μｍの間である。

本発明の一実施態様において、超硬合金はまた、０．５から２０重量％、好ましくは０．８から５重量％の量でＭｏも含む。

超硬合金は、超硬合金の分野で一般的な他の成分、例えばＴｉ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｃｒ、若しくはＶの一又は複数の炭化物、炭窒化物、或いは窒化物を含むこともできる。

本発明の一実施態様において、超硬合金インサートに、耐摩耗性ＣＶＤ（化学蒸着法）が施されている。本発明のさらに別の実施態様において、超硬合金インサートに、複数の層、好適には少なくとも、例えばＴｉの炭窒化物層、及びＡｌ_２Ｏ_３層、好ましくは、少なくとも１種のＴｉ（Ｃ，Ｎ）層、α－Ａｌ_２Ｏ_３層、及び外部のＴｉＮ層を含む、耐摩耗性ＣＶＤコーティングが施されている。

コーティングはまた、ブラッシング、ブラストなどの、当分野で公知の追加の処理を施されることもある。

本明細書において、切削工具は、インサート、エンドミル、又はドリルを意味する。

本発明の一実施態様において、切削工具は、インサート、好ましくはフライス切削インサートである。

本発明の一実施態様において、超硬合金基材は、フライス切削用に、鋳鉄、鋼鉄、又はＴｉ合金で用いられる。

本発明は、上記に記載の超硬合金基材を備える切削工具を製造する方法にも関連する。本方法は、以下の工程：
－ 硬質成分を形成する粉末を用意する工程
－ Ｃｏ、Ｆｅ、及びＮｉから選択される結合相を形成する粉末を用意する工程
－ フライス切削液（ｍｉｌｌｉｎｇ ｌｉｑｕｉｄ）を用意する工程
－ 粉末を、フライス切削し、乾燥させ、加圧し、焼結して超硬合金にする工程
を含み、Ｗ、Ｗ_２Ｃ、Ｍｏ、又はＭｏ_２Ｃの一又は複数が、焼結超硬合金の炭素含有量が対理論値不足値で－０．３０重量％から－０．１６重量％の間であるような量で添加される。

最終的な焼結超硬合金の製造において正確な炭素含有量を達成するために、Ｗ、Ｗ_２Ｃ、Ｍｏ、又はＭｏ_２Ｃの一又は複数が添加される。

本発明の一実施態様において、Ｗ及びＷ_２Ｃの一又は複数が添加される。

本発明の一実施態様において、Ｗ、Ｗ_２Ｃ、Ｍｏ、又はＭｏ_２Ｃの粉末の一又は複数は、他の原料に添加する前に、予め粉砕される。

Ｗ、Ｗ_２Ｃ、Ｍｏ、又はＭｏ_２Ｃの正確な量は、他の原料の組成によって決まる。

通常、一部の炭素は、酸素の存在のために、焼結中に失われる。酸素は、炭素と反応し、焼結の間にＣＯ又はＣＯ_２として残り、そのため炭素バランスを変え、その結果Ｗ、Ｗ_２Ｃ、Ｍｏ、若しくはＭｏ_２Ｃの一又は複数の添加量を調整しなければならない。正確に、焼結の間に失われる炭素がどの程度であるかは、原料、及び用いられる製造技術によって変わり、且つ焼結材料の、目標とする対理論値炭素含有量不足値を得るために、Ｗ、Ｗ_２Ｃ、Ｍｏ、又はＭｏ_２Ｃの添加を調整する当分野の技術者によって変わる。

硬質成分を形成する粉末は、ＷＣ、及び超硬合金の分野で一般的な他の成分、例えば、Ｔｉ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｃｒ、若しくはＶの一又は複数の炭化物、炭窒化物、又は窒化物から選択される。

本発明の一実施態様において、添加されるＷＣの量は、乾燥粉末重量に対して８０から９８重量％の間である。ＷＣ粉末の粒径（ＦＳＳＳ）は、好適には０．１から１２μｍの間、好ましくは０．４から９μｍの間である。

本発明の一実施態様において、硬質成分を形成する粉末はＷＣである。

本発明の一実施態様において、硬質成分を形成する粉末の少なくとも一部は、元素Ｗ、Ｃ、及びＣｏを主に含む、回収された超硬合金屑から製造される粉末フラクションとして添加される。

結合相を形成する粉末は、Ｃｏ、Ｎｉ、若しくはＦｅの一又は複数、或いはその合金である。結合相を形成する粉末は、乾燥粉末重量に対して、２から２０重量％、好ましくは５から１２重量％の間の量で添加される。

従来の超硬合金製造において、フライス切削液として一般に用いられる任意の液体を用いることができる。フライス切削液は、好ましくは、水、アルコール、又は有機溶媒であり、より好ましくは、水、及び水とアルコールとの混合物であり、最も好ましくは、水とエタノールとの混合物である。スラリーの特性は、添加されるフライス切削液の量に依存する。スラリーを乾燥するにはエネルギーを要するので、液体の量は、費用を低く保つために最小限でなければならない。しかし、揚水性スラリーを得て、システムの目詰まりを防ぐために、十分な液体を添加する必要がある。また、当分野で一般的に公知の、他の化合物、例えば、分散剤、ｐＨ調節剤などをスラリーに添加することもできる。

有機結合剤はまた、後続の噴霧乾燥操作中の粒状化を容易にするために、また、任意の、後続の加圧操作及び焼結操作のための加圧剤として作用するためにも、任意選択的にスラリーに添加される。有機結合剤は、当分野で一般的に用いられる任意の結合剤であってもよい。有機結合剤は、例えば、パラフィン、ポリエチレングリコール（ＰＥＧ）、長鎖脂肪酸などであってもよい。有機結合剤の量は、好適には、全体の乾燥粉末体積に対して１５から２５体積％の間であり、有機結合剤の量は、全体の乾燥粉末体積に含まれない。

硬質成分を形成する粉末、及び結合相を形成する粉末、及び場合により有機結合剤を含むスラリーは、好適には、ボールミル又はアトライターミルの何れかにおけるフライス切削操作によって混合される。次いで、スラリーは、好適には、ボールミル又はアトライターミルで粉砕されて、均一なスラリーブレンドが得られる。

有機液体と混ぜた粉末材、及び場合により有機結合剤を含有するスラリーは、乾燥塔の適切なノズルによって噴霧され、小液滴が、高温ガス流、例えば窒素流で即座に乾燥されて、凝集細粒を形成する。小規模の実験について、他の乾燥方法、例えば蒸発皿乾燥（ｐａｎ ｄｒｙｉｎｇ）も用いることができる。

素地は、その後、一軸加圧、多軸加圧などの加圧操作によって、乾燥された粉末／顆粒から形成される。

本発明によって製造された、粉末／顆粒から形成された素地は、その後、例えば、真空焼結、焼結ＨＩＰ、放電プラズマ焼結、ガス圧焼結（ＧＰＳ）などの、任意の従来の焼結法によって焼結される。

焼結温度は、典型的には１３００から１５８０℃の間、好ましくは１３６０から１４５０℃の間である。

本発明の一実施態様において、超硬合金インサートに熱処理を施す。好適には、温度は、８５０から１１５０℃の間、好ましくは９００から１０５０℃の間である。昇温での時間は、好適には、２０から２０００分の間、好ましくは６０から１６００分の間である。この熱処理によって、η相の組成は、Ｍｅ_６Ｃ＋Ｍｅ_１２Ｃの混合物から、η相が主にＭｅ_１２Ｃであるものに変わることになる。

相変態を成し遂げるための、熱処理の温度及び時間の調整は当分野の技術者によって変わり、より低い温度では、昇温でより長い時間を要することになるが、高い温度が用いられる場合、より短い時間で十分であろう。

本発明の一実施態様において、熱処理は、ＣＶＤ技術を用いた耐摩耗性コーティングの蒸着法において本質的に開示されている。すなわち、蒸着に昇温が用いられるので、超硬合金が熱処理されることになる。

本発明のさらに別の実施態様において、超硬合金インサートに、耐摩耗性ＣＶＤコーティングが施されている。慣例的な蒸着温度により、上記の熱処理工程と同様な変化をη相にもたらすことになる。

本発明の一実施態様において、ＣＶＤコーティングが蒸着される。好適には、ＣＶＤコーティングは、複数の層、好適には、少なくとも、ＭＴＣＶＤによって蒸着される炭窒化物層、及びＣＶＤによって蒸着されるＡｌ_２Ｏ_３層、より好ましくはＴｉ（Ｃ，Ｎ）層及びＡｌ_２Ｏ_３層を含む。場合により、摩耗検出のための、最外部の着色層、例えばＴｉＮ層を蒸着することもできる。

図面の詳細な説明
図１は、焼結体の対理論値炭素含有量不足値－０．１７重量％を有する、本発明による超硬合金のＬＯＭ画像を示す図である。
図２は、特許請求の範囲よりも少ない炭素含有量、対理論値炭素含有量不足値－０．３５重量％を有する粉末から製造された超硬合金のＬＯＭ画像を示す図である。
図３は、焼結体の対理論値炭素含有量不足値－０．１５重量％、すなわち特許請求の範囲よりも多い炭素含有量を有する超硬合金のＬＯＭ画像を示す図である。
図４は、対理論値炭素含有量不足値－０．１３重量％を有する粉末から製造された、結合剤としてＮｉを有する、本発明による超硬合金のＬＯＭ画像を示す図である。
図５は、焼結体の対理論値炭素含有量不足値が－０．１４重量％の勾配を形成する浸炭熱処理を施した超硬合金のＬＯＭ画像を示す図である。
図６は、ピークの番号付けが１＝ＷＣ、２＝Ｍ_６Ｃ、３＝Ｍ_１２Ｃ、４＝Ｃｏである、ＣＶＤコーティング前（Ａ）及びＣＶＤコーティング後（Ｂ）のＸＲＤ回折を示す図である。

実施例１
超硬合金インサートを、表１に記載の原料から製造する。
表1

粉末を、フライス切削液（比率９／９１の水／エタノール）及び有機結合剤、ＰＥＧ２重量％と一緒に（ＰＥＧの量は乾燥粉末重量には含まれない）、ボールミルで８時間粉砕した。次いでスラリーを蒸発皿乾燥させた。次いで、集塊を加圧して素地にし、Ａｒ＋ＣＯ ４０ｍｂａｒ、１４１０℃で焼結した。

次いで、焼結された部分を、炭素含有量、及び硬度、η相の量などのパラメータについて分析した。η相の量は、ソフトウェアＩｍａｇｅ Ｊを用いて、セットアップ「Ａｕｔｏｍａｔｉｃ」を用いた画像解析によって決定した。解析に用いた画像は、１０００×及び２０００×の倍率のＬＯＭ画像であり、２つの測定をそれぞれの倍率で行った。表２の値はこれらの平均である。表の値は、２つの画像、各画像につき２測定で実施された全部で４つの画像解析からの平均である。磁性％Ｃｏは、規格ＤＩＮ ＩＥＣ６０４０４－７を用いた、Ｆｏｅｒｓｔｅｒ Ｉｎｓｔｒｕｍｅｎｔｓ Ｉｎｃ．製のＦｏｅｒｓｔｅｒ Ｋｏｅｒｚｉｍａｔ ＣＳ １．０９６で解析することによって決定した。結果を表２に示す。

超硬合金の磁性特性は、Ｃｏ結合相の強磁性特性によって決定されるが、硬質相（ＷＣなど）は非強磁性である。結合相におけるＣｏの測定磁性モーメントへの寄与は、常に１００％純粋Ｃｏの（理論的）磁性モーメントのパーセンテージのみである。これは、例えば、超硬合金組成の一部の金属、例えばＷ及びＣｒが、焼結中にＣｏ結合相に溶解することができ、純粋Ｃｏに比べてＣｏ結合相の強磁性特性を低減させる可能性があるために起こり得る。したがって、用語磁性％Ｃｏは、純粋Ｃｏの磁性モーメントに対して測定された磁性モーメントを意味する。

焼結材料の理論炭素含有量は、初めにＬＥＣＯ ＷＣ－６００装置を用いて全炭素含有量を測定することによって計算され、この分析について、分析前に試料を破砕した。値の正確性は、±０．０１重量％である。Ｃｏ含有量は、Ｐａｎａｌｙｔｉｃａｌ Ａｘｉｏｓ Ｍａｘ Ａｄｖａｎｃｅｄ ｉｎｓｔｒｕｍｅｎｔを用いて、ＸＲＦ（Ｘ線蛍光）で測定する。試料の全重量からコバルト及び炭素の量を差し引くことによって、ＷＣが１：１比であると仮定して、理論炭素含有量を計算するのに用いられる、Ｗ含有量が得られる。

ＬＥＣＯ ＷＣ－６００装置によって測定された全炭素含有量から理論炭素含有量を差し引くことによって、対理論値炭素含有量不足値が得られる。表２に示すように、焼結材料の対理論値炭素含有量不足値は、粉末の対理論値炭素含有量不足値とは異なる。それは、炭素の一部が原料の不純物である酸素と反応し、それによって焼結中にＣＯ又はＣＯ_２としてガス放出し、合金の最終的な全体のＣ含量を低減するためである。
表2

発明１から４の微小構造を見ると、Ｗ又はＷ_２Ｃの添加の種類は、微小構造にとってあまり重要ではないことが示される。十分に分布したη相は、全ての試料において示される。図１に、実施例４に従って製造された、発明１のＬＯＭ画像を示す。

特許請求の範囲に記載の範囲より少ない対理論値炭素不足値を有する、参照１は、超硬合金を脆くすることになるので望ましくないη相の量の増加を示す。図２に、参照１のＬＯＭ画像を示す。

特許請求の範囲に記載の範囲より多い対理論値炭素不足値を有する、参照２は、クラスターで不均一に分布した無制御に形成されるη相を示す。図３に、参照２のＬＯＭ画像を示す。

実施例２
超硬合金は、コバルトがＮｉ ６重量％で置き換えられ、且つ焼結前の粉末の対理論値炭素含有量不足値が－０．１３重量％であったことを除いて、実施例１に記載されたのと同様に製造された。

焼結材料のＬＯＭ画像（図４）は、ＣｏがＮｉで置き換えられたとしても、η相について同じ微小構造を得ることができることを示す。

実施例３
超硬合金インサートは、実施例１と同様に製造され、発明１と同じ組成を有する。

次いで、超硬合金インサートに、１３５０℃での浸炭環境の熱処理を１５－２０分間施した。次いで、η相を含まず、インサートの内部よりもより少ないＣｏ含有量を有する、平均して厚さ約２００μｍの表面ゾーンを形成した。焼結体の対理論値炭素含有量不足値は、－０．１４重量％であった。

この試料１のＬＯＭ画像を図５に示す。

実施例４
超硬合金インサートは、表１の発明１と同じ原料で製造されたが、粉末の対理論値炭素不足値は－０．１１重量％であった。インサートは、粉末を、蒸発皿乾燥ではなく噴霧乾燥させたことを除いて、実施例１と同様に製造された。次いで、インサートの一つに、第１の薄いＴｉＮ層を含むＣＶＤコーティングでコーティングし、次いでＴｉ（Ｃ，Ｎ）層２．７μｍを８８５℃で蒸着し、次いでα－Ａｌ_２Ｏ_３層２．７μｍ及び最外部のＴｉＮ層１．２μｍを両方１０００℃で蒸着した。４時間＋４時間（全体で約８．５時間）。
表3

超硬合金基材にＣＶＤ蒸着法が施されるとき、相変態が生じることが観察された。蒸着前に、亜炭化物は、（ＣｏＷ）_６Ｃ＋（ＣｏＷ）_１２Ｃの混合物であるが、蒸着後、亜炭化物は主に（ＣｏＷ）_１２Ｃである。高温（１２５０℃より高い）平衡で、亜炭化物相は（ＣｏＷ）_６Ｃであり、１２５０℃より低いと、ＣｏとＷＣとの平衡の、最も安定な亜炭化物は、（ＣｏＷ）_１２Ｃであることが知られている。ＣＶＤ法は、１０５０℃で比較的長い時間実施されたので、（ＣｏＷ）_６Ｃの（ＣｏＷ）_１２Ｃへの相変態が生じた。これは、ＸＲＤ回折図を示した図６に明示されている。

実施例４
（実施例）
この試験、正面フライス試験において、本発明によるコーティングされた超硬合金を、全て同じ寸法の、先行技術による３種のインサートと比較した。試験は、ねずみ鋳鉄において、以下の切削パラメータで、湿潤条件の下実施された。
Ｖｃ：２２０
Ｆｚ：０．３５
Ａｐ：３
Ａｅ：６０＋６０ｍｍ

工具寿命基準は、深さ０．３５ｍｍまでの剥落／ひび割れであった。以下の合格数は、それぞれ３つの試験の平均である。

比較１は、この種の用途で従来用いられてきたインサートである。比較１のガンマ相の体積分率は、約２体積％である。

比較２は、η相を含まないが、発明１と同様の超硬合金であることを目的とする。コバルト含有量が発明１と比較２との間で異なる理由は、η相が形成されるとき、Ｃｏがη相の一部であるので費やされるからである。それは、過剰のコバルトを添加して補填しない限り、金属性コバルトの量、すなわち超硬合金で結合剤として作用するコバルトの量が、添加された量よりもより少なくなることを意味する。発明１について、Ｃｏ ７．４重量％は、添加されたＣｏの全量であるが、発明１の金属性コバルトの量は、約６重量％であると見積もられる。比較３は、特許請求の範囲に記載の範囲を超える対理論値炭素含有量不足値を提示する比較２と同様の超硬合金であることを目的とする。比較４は、焼結超硬合金に浸炭処理を施した実施例３からの試料である。

全てのインサートに、同じコーティング、すなわち実施例４に記載のＣＶＤコーティングが施されていた。
表4

表４から明らかであるように、本発明によるインサートは、比較の切削工具、比較１－４と比較して、より長い工具寿命をもつ。

Claims (12)

1. Ｃｏ、Ｆｅ、及びＮｉの一又は複数を含む結合相を含む超硬合金基材を備える切削工具であって、超硬合金は、Ｍｅ_１２Ｃ炭化物及び／又はＭｅ_６Ｃ炭化物を含むη相も含み、Ｍｅは、Ｗ、Ｍｏ、及び結合相金属から選択される一又は複数の金属であり、超硬合金の対理論値炭素含有量不足値は－０．３０重量％から－０．１６重量％の間であり、η相が、０．５から３μｍの粒径を有する、切削工具。
2. 超硬合金の対理論値炭素含有量不足値が、－０．２８重量％から－０．１７重量％の間である、請求項１に記載の切削工具。
3. 超硬合金のη相の量が２から１０体積％の間である、請求項１又は２に記載の切削工具。
4. 結合相含有量が２から２０重量％である、請求項１から３の何れか一項に記載の切削工具。
5. 結合相がコバルトである、請求項１から４の何れか一項に記載の切削工具。
6. η相分布が、超硬合金基材全体にわたって同じである、請求項１から５の何れか一項に記載の切削工具。
7. 超硬合金基材に、耐摩耗性ＣＶＤコーティングが施されている、請求項１から６の何れか一項に記載の切削工具。
8. 超硬合金基材に、少なくともＴｉ（Ｃ，Ｎ）層及びＡｌ_２Ｏ_３層を含むＣＶＤコーティングが施されている、請求項１から７の何れか一項に記載の切削工具。
9. 超硬合金基材を備える切削工具を製造する方法であって、
   － ０．４から９μｍの粒径を有するＷＣ粉末を含む硬質成分を形成する粉末を用意すること、
   － Ｃｏ、Ｆｅ、及びＮｉから選択される結合相を形成する粉末を用意すること、
   － フライス切削液を用意すること、
   － 粉末を、粉砕し、乾燥させ、加圧し、焼結して、超硬合金にすること、
   とを含み、
   Ｗ、Ｗ_２Ｃ、Ｍｏ、又はＭｏ_２Ｃの一又は複数が、焼結超硬合金の炭素含有量対理論値不足値で－０．３０重量％から－０．１６重量％の間であるような量で添加される、方法。
10. 超硬合金の対理論値炭素含有量不足値が－０．２８重量％から－０．１７重量％の間である、請求項９に記載の方法。
11. Ｗ又はＷ_２Ｃが添加される、請求項９又１０に記載の方法。
12. 超硬合金基材に、耐摩耗性ＣＶＤコーティングが施される、請求項９から１１の何れか一項に記載の方法。
    

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