JP7209216B2

JP7209216B2 - 耐塑性変形性、耐チッピング性にすぐれたｗｃ基超硬合金製切削工具および表面被覆ｗｃ基超硬合金製切削工具

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Publication number: JP7209216B2
Application number: JP2019004930A
Authority: JP
Inventors: 誠五十嵐; 佳祐河原; 龍市川; 一樹岡田
Original assignee: Mitsubishi Materials Corp
Current assignee: Mitsubishi Materials Corp
Priority date: 2019-01-16
Filing date: 2019-01-16
Publication date: 2023-01-20
Anticipated expiration: 2039-01-16
Also published as: JP2020110891A

Description

本発明は、ステンレス鋼等の難削材の切削加工において、すぐれた耐塑性変形性を備え、すぐれた耐チッピング性を発揮するＷＣ基超硬合金製切削工具（「ＷＣ基超硬工具」ともいう）および表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具に関する。

ＷＣ基超硬合金は硬さが高く、また、靱性を備えることから、これを基体とするＷＣ基超硬工具は、すぐれた耐摩耗性を発揮し、また、長期の使用にわたって長寿命を有する切削工具として知られている。
しかし、近年、被削材の種類、切削加工条件等に応じて、ＷＣ基超硬工具の切削性能、工具寿命をより一段と向上させるべく、各種の提案がなされている。

例えば、特許文献１では、炭化タングステンを主成分とする硬質相と、鉄族元素（コバルトを含み、コバルトの含有量は超硬合金中において８質量％以上であることが好ましい）を主成分とする結合相とを備える超硬合金において、炭化タングステンの粒子数をＡ、他の炭化タングステン粒子との接触点の点数が１点以下の炭化タングステン粒子の粒子数をＢとするとき、Ｂ／Ａ≦０．０５を満たすようにすることで、超硬合金の耐塑性変形性を向上させ、その結果として、炭素鋼、ステンレス鋼の湿式連続切削加工において、ＷＣ基超硬工具の長寿命化を図ることが提案されている。

特許文献２では、Ｃｏ量が１０～１３質量％、Ｃｏ量に対するＣｒ量の比が２～８％、ＴａＣとＮｂＣの少なくとも１種をＴａＣとＮｂＣの総量が０．２～０．５質量％となる範囲で含有し、残部がＷＣから成り、硬さが８８．６ＨＲＡ～８９．５ＨＲＡであるＷＣ基超硬工具において、研磨面上の面積比におけるＷＣ積算粒度８０％径Ｄ８０と積算粒度２０％径Ｄ２０の比Ｄ８０／Ｄ２０を２．０≦Ｄ８０／Ｄ２０≦４．０の範囲とし、また、Ｄ８０を４．０～７．０μｍの範囲とし、かつＷＣ接着度ｃを０．３６≦ｃ≦０．４３とすることにより、ステンレス鋼に代表される難削材の切削加工において、被削材の凝着を防止し耐欠損性を向上させることが提案されている。

特許文献３では、ＷＣ基超硬工具において、ＷＣ基超硬合金の成分組成を、ＷＣ－ｘ質量％Ｃｏ－ｙ質量％Ｃｒ_３Ｃ_２－ｚ質量％ＶＣで表したとき、６≦ｘ≦１４、０．４≦ｙ≦０．８、０≦ｚ≦０．６、（ｙ＋ｚ）≦０．１ｘを満足し、また、ＷＣ基超硬合金のＷＣ接着度Ｃを、Ｃ＝１－Ｖ_ｂ ^α・ｅｘｐ（０．３９１・Ｌ）で表したとき、この式におけるＷＣ基超硬合金の結合相体積率の値Ｖ_ｂは０．１１≦Ｖ_ｂ≦０．２５、また、（ＷＣ粒子の粒度分布の標準偏差）／（平均ＷＣ粒度）の値Ｌは０．３≦Ｌ≦０．７の範囲内であって、さらに、係数αが０．３≦α≦０．５５の値を満足するＷＣ接着度Ｃを有するＷＣ基超硬合金とすることにより、Ａｌ合金、炭素鋼等の切削加工において、硬さと剛性を低下させることなく靱性を向上させ、耐欠損性を高めたＷＣ基超硬工具が提案されている。

特許文献４では、ＷＣ基超硬工具において、ＷＣ－ＷＣ接着界面長さをＬ１とし、ＷＣ－Ｃｏ接着界面長さをＬ２とした時、
Ｒ＞（０．８２－０．０８６×Ｄ）×（１０／Ｖ）
の式を満足させることにより、Ｎｉ基耐熱合金の切削加工において、ＷＣ基超硬工具の耐熱塑性変形性と靱性を向上させることが提案されている。
なお、Ｒ＝（Ｌ１）／（（Ｌ１）＋（Ｌ２））
Ｄ：ＷＣ面積平均粒径（μｍ）であって、０．６≦Ｄ≦１．７の範囲である。
ここで、前記Ｄは、ＷＣの面積率が５０％となるときのＷＣの粒径をいう。
Ｖ：結合相体積（ｖｏｌ％）であって、９≦Ｖ≦１４の範囲である。

特許文献５では、重量％で、Ｃｒまたは／およびＣｒ化合物：０～４％（Ｃｒ換算で）、Ｖまたは／およびＶ化合物：０～４％（Ｖ換算で）、ＴａＣ：０～２％、ＴｉＣ：０～２％、
Ｎまたは／およびＮ化合物：０～１％（Ｎ換算で）、Ｃｏ：０．１～１０％、ＷＣおよび不可避不純物：残からなる組成を有し、かつ、０．０６～３０ナノメータのＣｏ平均厚み（ＣＦＰ）を有し、焼結に際し、昇温途中９００度Ｃ～１６００度Ｃの温度範囲の１部または全範囲において、気体を圧力媒体として３気圧～２００気圧の圧力を負荷して高密度化を図った切削加工工具用ＷＣ－Ｃｏ系超硬部品が提案されており、このＷＣ－Ｃｏ系超硬部品、望ましくは、ＷＣの平均粒径が１μｍ以下、ＣＦＰが０．０６～３０ｎｍの範囲の超微粒低Ｃｏ超硬合金部品の靱性を高めることができるとされている。
ただし、ＣＦＰは、Ｃｏ平均厚み（ｎｍ）であって、
ＣＦＰ＝０．５８＊Ａ／（１００－Ａ）＊Ｒ
から算出した値であり、Ａ：Ｃｏ（％），２Ｒ：ＷＣ平均粒径（ｎｍ）である。

特許第６２５６４１５号公報特開２０１７－８８９９９号公報特開２０１７－１４８８９５号公報特開２０１７－１７９４３３号公報特開平７－３０５１３６号公報

前記特許文献１～５で提案されている従来のＷＣ基超硬工具によれば、ＷＣ－ＷＣ粒子相互の接触点数、ＷＣの粒度、ＷＣ接着度あるいは製造条件等をコントロールすることによって、ＷＣ基超硬工具の切削性能、工具特性の向上を図っている。
しかし、前記従来の工具では、ステンレス鋼のような難削材の切削加工においては、ＷＣ－ＷＣ粒子の界面での粒界すべりの発生、あるいは、結合相への応力集中による亀裂の発生等により、チッピング等の異常損傷の発生を十分に抑制することができず、そのため、工具寿命は短命であった。

本発明者らは、ステンレス鋼のような難削材の切削加工において、すぐれた耐塑性変形性と耐チッピング性を発揮するＷＣ基超硬工具を提供すべく、ＷＣ基超硬合金の結合相の形態に着目し、鋭意研究を進めたところ、次のような知見を得た。

前記特許文献１～４に示されるＷＣ基超硬工具においては、主として、ＷＣ粒子に着目した改善がなされ、また、前記特許文献５に示されるＷＣ基超硬工具においては、主として、ＣＦＰに着目した改善がなされていたが、本発明者らは、従来の技術とは視点を変えて、結合相の形態に着目して研究を重ねたところ、ＷＣ基超硬合金の結合相のうちの微細結合相粒子について、その真円度を０．９～１．０の範囲内に定めた場合には、ＷＣ基超硬合金中の微細結合相粒子が、細長形状ではなく円形に近い形状であるため、ＷＣ―ＷＣ粒子間の接触長さが長くなることによって、ＷＣ－ＷＣ粒子の界面での粒界すべりの発生が低減されることで耐塑性変形性が向上し、切削加工時の刃先の変形発生が抑制されることを見出した。
また、ＷＣ基超硬合金中の微細結合相粒子は円形に近い形状となるために、切削加工時に作用する高負荷による応力集中が抑制されるとともに空隙の形成も抑制されることによって、変形、破壊の起点が減少し、チッピング、欠損等の異常損傷の発生が抑制されることを見出した。
つまり、ＷＣ基超硬合金の結合相のうちの微細結合相粒子について、その真円度を０．９～１．０の範囲内に定めたＷＣ基超硬工具を、ステンレス鋼等の難削材の切削加工に供した場合には、耐塑性変形性の向上によって、刃先の変形が抑制され、また、変形、破壊の起点が減少することによって、チッピング、欠損等の異常損傷の発生が抑えられ、工具の長寿命化が図られ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）ＷＣ基超硬合金を基体とするＷＣ基超硬合金製切削工具において、
前記ＷＣ基超硬合金の成分組成は、結合相形成成分としてのＣｏを６～１４質量％とＣｒ_３Ｃ_２を０．１～１．４質量％含有し、残部はＷＣ及び不可避不純物からなり、前記ＷＣ基超硬合金の断面について測定した結合相粒子の個数積算１０％粒度における粒子面積をＡ１０としたとき、Ａ１０以下の面積を有する微細結合相粒子の平均真円度が０．９～１．０の範囲内であることを特徴とするＷＣ基超硬合金製切削工具。
（２）前記ＷＣ基超硬合金は、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ及びＺｒＣのうちから選ばれる少なくとも１種以上を合計量で４質量％以下、さらに含有することを特徴とする（１）に記載のＷＣ基超硬合金製切削工具。
（３）（１）または（２）に記載のＷＣ基超硬合金製切削工具の少なくとも切れ刃には、硬質被覆層が形成されていることを特徴とする表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具。」
を特徴とするものである。
なお、前記（１）、（２）におけるＣｒ_３Ｃ_２、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣの含有量は、ＷＣ基超硬合金の断面について測定したＣｒ量、Ｔａ量、Ｎｂ量、Ｔｉ量、Ｚｒ量を、いずれも炭化物換算した数値である。

本発明のＷＣ基超硬工具および表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具は、その基体を構成するＷＣ基超硬合金の成分であるＣｏ、Ｃｒ_３Ｃ_２、あるいはさらに、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣが特定の組成範囲を有し、また、ＷＣ基超硬合金における結合相粒子の個数積算１０％粒度における粒子面積をＡ１０としたとき、Ａ１０以下の面積を有する微細結合相粒子の平均真円度が０．９～１．０の範囲であることから、ＷＣ基超硬合金中には細長い形状の微細結合相粒子の存在は少なく、その多くは円形状に近い形状を有する微細結合相粒子であるため、ＷＣ－ＷＣ粒子同士の接触界面が長くなるために、ステンレス鋼等の難削材の切削加工において、切削加工時の高負荷が作用した場合でも、ＷＣ粒子間の粒界すべりの発生が抑制されて耐塑性変形性が向上し、刃先の変形が抑制され切削工具の長寿命化が図られる。
さらに、微細結合相粒子への応力集中が緩和されるため、結合相が起点となる破壊の発生が減少し、チッピング等の異常損傷の発生が抑制される。

切れ刃の逃げ面塑性変形量の測定模式図を示す。なお、上図（すくい面）は平面図、下図（逃げ面）は側面図である。切れ刃の逃げ面塑性変形量は、切削前の変形していない切れ刃稜線を基準とし、切削によって切れ刃稜線が押し込まれて変形した量を切削後に測定する。具体的な測定法は、工具の主切れ刃側逃げ面について、切れ刃から十分離れた位置で主切れ刃側逃げ面とすくい面が交差する稜線上に線分を引き、同線分を切れ刃部方向に延伸し、延伸した線分と切れ刃部稜線間の距離（延伸した線分の垂直方向）が最も離れている部分を測定し、これを切れ刃の逃げ面塑性変形量として求める。

以下、本発明について詳細に説明する。

Ｃｏ：
Ｃｏは、ＷＣ基超硬合金の主たる結合相形成成分として含有させるが、Ｃｏ含有量が６質量％未満では十分な靱性を保持することはできず、一方、Ｃｏ含有量が１４質量％を超えると急激に軟化し、切削工具として必要とされる所望の硬さが得られず、変形および摩耗進行が顕著になることから、ＷＣ基超硬合金中のＣｏ含有量を６～１４質量％と定めた。

Ｃｒ_３Ｃ_２：
Ｃｒ_３Ｃ_２は、主たる結合相を形成するＣｏ中にＣｒが固溶し、硬質相を形成するＷＣ相の成長を抑制して、ＷＣ相の粒径を微細化させ、ＷＣ基超硬合金を微粒・均粒組織とし、靱性を高める。しかし、この作用は、Ｃｒ_３Ｃ_２含有量が、０．１質量％未満では不充分であり、一方、その含有量がＣｏの含有量に対し１０％を超えると、ＣｒとＷの複合炭化物を析出し、靱性が低下し、また、欠損発生の起点となる。
本発明においてはＣｏ含有量上限が１４質量％であるため、Ｃｒ_３Ｃ_２の上限はＣｏ含有量上限の１０％である１．４質量％である。
したがって、ＷＣ基超硬合金中のＣｒ_３Ｃ_２含有量は、０．１～１．４質量％と定めた。

ＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣ：
本発明のＷＣ基超硬合金は、その成分として、さらに、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ及びＺｒＣのうちから選ばれる少なくとも１種以上を合計量で４質量％以下、さらに含有することができる。
Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒはいずれも、主たる結合相を形成するＣｏ中に固溶して硬さを高める効果を有するが、それらを炭化物換算した合計含有量が４質量％を超えると、炭化物析出により靱性を低下させ、欠損発生の起点となる。
したがって、ＷＣ基超硬合金中の成分としてＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ及びＺｒＣのうちから選ばれる少なくとも１種以上を含有させる場合には、その合計含有量は、４質量％以下とすることが望ましい。
なお、前記したＣｒ_３Ｃ_２、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣの含有量は、ＷＣ基超硬合金についてＥＰＭＡによって測定したＣｒ量、Ｔａ量、Ｎｂ量、Ｔｉ量、Ｚｒ量を、いずれも炭化物換算した数値である。

微細結合相粒子の平均真円度（Ｃｉｒｃｕｌａｒｉｔｙ）：
本発明でいうＷＣ基超硬合金の微細結合相粒子の平均真円度、即ち、特許請求の範囲の請求項１に記載される「微細結合相粒子の平均真円度」、とは、ＷＣ基超硬合金の断面について、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を使用した観察によって特定した個々の微細結合相粒子の真円度を求め、求めた真円度を平均した値であるとして定義する。
ここで、微細結合相粒子とは、例えば、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、倍率３０００～４０００倍でＷＣ基超硬合金の断面を観察して、結合相（Ｃｏを主成分とする相）のコントラストが他の相のコントラストから明確に分離可能なＳＥＭ像を取得し、これを画像処理して個々の結合相粒子の面積と個数を求め、結合相粒子の面積を横軸とし、また、結合相粒子の個数を縦軸とし、結合相面積の小さい粒子から個数を積み上げた累積分布を作成し、個数積算１０％における粒子面積をＡ１０とした場合に、Ａ１０以下の面積を有する結合相粒子を微細結合相粒子いう。
そして、微細結合相粒子の真円度については、例えば、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、倍率３０００～４０００倍でＷＣ基超硬合金の断面を観察してＳＥＭ像を取得し、該ＳＥＭ像における微細結合相粒子を特定して抽出し、画像解析ソフトＩｍａｇｅＪを用いて測定することにより、個々の微細結合相粒子の真円度を求めることができる。

より具体的に説明すれば、次のとおり。
ＷＣ基超硬合金の断面の１つの観察視野においてｎ個の微細結合相粒子が特定された場合、個々の微細結合相粒子に番号１からｎを付与し、番号１～ｎの微細結合相粒子の面積をそれぞれＡ_１～Ａ_ｎとし、また、番号１～ｎの微細結合相粒子の周長をＬ_１～Ｌ_ｎとした時、番号ｍの微細結合相粒子の真円度Ｃ_ｍは、
Ｃ_ｍ＝４π×Ａ_ｍ／Ｌ_ｍ ^２
で定義される。
そして、ｍ＝１～ｎとしてＣ_１～Ｃ_ｎの値を求め、さらに、これらＣ_１～Ｃ_ｎの平均値Ｃ_１～ｎを求め、このＣ_１～ｎが前記１つの観察視野における微細結合相粒子の真円度となる。
そして、複数の観察視野（例えば、１０ヶ所の観察視野）で、それぞれの観察視野における微細結合相粒子の真円度を求め、これらを平均した値を、本発明でいうＷＣ基超硬合金の断面の微細結合相粒子の平均真円度、即ち、特許請求の範囲の請求項１に記載される「微細結合相粒子の平均真円度」、であると定義する。
真円度の定義からも明らかなように、真円度あるいは平均真円度の値が１に近いほど、ＷＣ基超硬合金の微細結合相粒子の形状は真円に近づき、一方、この値が０に近づくにつれ、微細結合相粒子の形状は円ではなく細長形状になっていくので、真円度あるいは平均真円度の値は、ＷＣ基超硬合金中における微細結合相粒子の形状の指標であるといえる。

本発明においては、微細結合相粒子の平均真円度を０．９～１．０の範囲内としているが、これは次の理由による。
ＷＣ基超硬合金中における微細結合相粒子の平均真円度が０．９未満では、細長形状の微細結合相粒子が多くなることによりＷＣ－ＷＣ粒子同士の接触界面長さが短くなるとともに、細長形状の微細結合相粒子の先端部に応力集中を生じやすく、微細結合相粒子先端部には空隙を生じ、ＷＣ－ＷＣ粒子間の粒界すべりを生じやすくなり、耐塑性変形性が十分でなくなる。さらに、微細結合相粒子先端部に形成された空隙は、ＷＣ基超硬工具の変形、破壊の起点となるため、靱性、耐チッピング性、耐欠損性等が低下する。
微細結合相粒子の平均真円度が１．０（あるいは１．０に近い値）の場合は、微細結合相粒子の形状が円形あるいはほぼ円形ということであり、ＷＣ－ＷＣ粒子同士の接触界面が長くなるために、耐塑性変形性が向上するとともに、チッピング、欠損に対する耐異常損傷性も向上する。
したがって、本発明においては、微粒結合相粒子の平均真円度は０．９～１．０の範囲内とする。そして、これによって、ステンレス鋼等の難削材の湿式連続切削加工において、耐塑性変形性が向上することで、刃先の変形が抑制され、また、ＷＣ－ＷＣ粒子間の空隙形成を抑制するとともに、結合相への応力集中を緩和することで、チッピング、欠損等の耐異常損傷性を高め、切削工具の長寿命化を図ることができる。

本発明のＷＣ基超硬工具は、例えば、以下の工程によって作製することができる。
まず、粗粒ＷＣ粉末、微粒ＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、Ｃｒ_３Ｃ_２粉末からなる原料粉末、あるいは、必要に応じて、さらに、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＺｒＣ粉末のうちの1種以上の粉末を含有する原料粉末を、所定の組成になるように配合・混合して、混合粉末を作製する。
ついで、前記混合粉末を成形して圧粉成形体を作製し、この圧粉成形体を、加熱温度：１０００℃以上１１００℃以下の温度において、等温保持時間：３０～３００分、加熱雰囲気：アルゴンガス雰囲気、雰囲気圧力：０．５～０．７ＭＰａの条件で等温保持する固相再配列工程を行い、ついで、加熱温度：１３００℃以上１５００℃以下、かつ、加熱保持時間：３０～１２０分、真空雰囲気の条件で焼結して、ＷＣ基超硬合金を作製する。
固相再配列工程における等温保持温度は、結合相の液相生成温度より１００℃以上低温であり、結合相の塑性流動が活発でない。この温度範囲でガス圧力により固相収縮を促進することによりＷＣ粒子の再配列が顕著となり、等温保持工程後はＷＣ粒子間に平均真円度が０．９～１．０に近いＣｏを主成分とする結合相粒子が残存する。
ついで、前記ＷＣ基超硬合金を、機械加工、研削加工し、所望サイズ・形状のＷＣ基超硬工具を作製することができる。

前記の工程で作製されたＷＣ基超硬工具においては、ＷＣ基超硬合金の微細結合相粒子の平均真円度が０．９～１．０の範囲となり、細長形状ではなくほぼ円形状に近い微細結合相粒子が形成されるとともに、ＷＣ－ＷＣ粒子の接触界面長さが長くなる。
その結果、ＷＣ－ＷＣ粒子界面での粒界すべりが抑制されるため、耐塑性変形性が向上し、さらに、結合相への応力集中が緩和されるため、結合相が起点となる破壊、例えば、結合相とＷＣ粒子間に形成された空隙が起点となる破壊、が減少し、靱性が向上する。
さらに、前記ＷＣ基超硬合金製切削工具の少なくとも切れ刃に、Ｔｉ－Ａｌ系、Ａｌ－Ｃｒ系等の炭化物、窒化物、炭窒化物あるいはＡｌ_２Ｏ_３等の硬質皮膜を、ＰＶＤ、ＣＶＤ等の成膜法により被覆形成することにより、表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具を作製することができる。
なお、表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具の作製にあたり、硬質皮膜の種類、成膜法は、当業者に既によく知られている膜種、成膜手法を採用すればよく、特に、制限するものではない。

本発明のＷＣ基超硬工具および表面被覆ＷＣ基超硬工具について、実施例により具体的に説明する。

（ａ）まず、焼結用の粉末として、表１に示す平均粒径（ｄ５０）４．０～８．０μｍの粗粒ＷＣ粉末、同じく表１に示す平均粒径（ｄ５０）０．５～２．０μｍの微粒ＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、Ｃｒ_３Ｃ_２粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＺｒＣ粉末を用意する。
これらの粉末を、表１に示す配合組成となるように配合して、焼結用粉末を作製した。
表１には、各種粉末の配合組成（質量％）を示す。
なお、Ｃｏ粉末、Ｃｒ_３Ｃ_２粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＺｒＣ粉末の平均粒径（ｄ５０）は、いずれも、１．０～３．０μｍの範囲内である。

（ｂ）表１に示す配合組成に配合した焼結用粉末を、ボールミルで７２時間湿式混合し、乾燥した後、１００ＭＰａの圧力でプレス成形して圧粉成形体を作製した。

（ｃ）ついで、これらの圧粉成形体を、表２に示す条件、即ち、０．５～０．７ＭＰａのアルゴン雰囲気中、１０００～１１００℃の保持温度範囲まで加熱し（この温度範囲は、固相反応は起こるが結合相の液相生成温度以下である）、該保持温度で３０～３００分保持するという条件で固相再配列工程を行った。

（ｄ）ついで、炉内を１０^－１Ｐａ以下の真空雰囲気とし、表３に示す条件、即ち、加熱温度：１３００℃以上１５００℃以下、かつ、加熱保持時間：３０～１２０分、１０^－１Ｐａ以下の真空雰囲気の条件で焼結して、ＷＣ基超硬合金を作製した。

（ｅ）ついで、前記ＷＣ基超硬合金を、機械加工、研削加工し、ＣＮＭＧ１２０４０８－ＧＭのインサート形状の表４に示すＷＣ基超硬工具１～１２（以下、本発明工具１～１２とう）を作製した。

比較のために、比較例のＷＣ基超硬工具１～９(以下、比較例工具１～９という)を製造した。
その製造手順は、本発明工具１～１２の製造工程において、前記工程（ｃ）を省略したもの、もしくは、不適切な条件にて前記工程（ｃ）を行ったものである。
つまり、表１に示す配合組成に配合した焼結用粉末を、ボールミルで７２時間湿式混合し、乾燥した後、１００ＭＰａの圧力でプレス成形して圧粉成形体を作製し、表３に示す条件、即ち、加熱温度：１３００℃以上１５００℃以下、かつ、加熱保持時間：３０～１２０分、真空雰囲気の条件で焼結して、ＷＣ基超硬合金を作製し、これを機械加工、研削加工し、ＣＮＭＧ１２０４０８－ＧＭのインサート形状の表５に示す比較例工具１～９を作製した。
なお、比較例工具９については、表２に示す条件にて固相再配列工程を行った後、表３に示す条件で焼結して、ＷＣ基超硬合金を作製した。

本発明工具１～１２及び比較例工具1～９のＷＣ基超硬合金の断面について、ＥＰＭＡにより、その成分であるＣｏ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒの含有量を１０点測定し、その平均値を各成分の含有量とした。
なお、Ｃｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒは、それぞれの炭化物に換算して含有量を算出した。
表４、表５に、それぞれの平均含有量を示す。

つぎに、本発明工具１～１２及び比較例工具1～９のＷＣ基超硬合金の断面について、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、倍率３０００～４０００倍でＷＣ基超硬合金の断面を観察して、画像サイズ１２０×９６ｍｍ、ｐｉｘｅｌ数１２８０×１０２４ｐｉｘｅｌでＳＥＭ像を取得し、これを画像処理し、一つの観察視野内の個々の結合相粒子の面積と個数を求め、結合相粒子の面積を横軸とし、また、結合相粒子の個数を縦軸とする結合相粒子の累積分布を作成し、個数積算１０％における粒子面積をＡ１０とし、Ａ１０以下の面積を有する微細結合相粒子について、画像解析ソフトＩｍａｇｅＪを用いて個々の微細結合相粒子の真円度を測定し、前記一つの観察視野における個々の微細結合相粒子の真円度の平均値を求めた。
なお、前記観察倍率とｐｉｘｅｌ数の関係から、３０００倍観察では最小結合相面積は９７７ｎｍ^２であり、４０００倍観察では５４９ｎｍ^２である。また、観察視野倍率は視野内に１５０～４００個の結合相粒子が含まれるように倍率を選定した。本発明においては、ＷＣ粒子によって分断された個々の結合相を各々一つの結晶粒と見なしている。
そして、１０箇所の観察視野で求めたそれぞれの真円度の平均値をさらに平均することにより、ＷＣ基超硬合金の断面における微細結合相粒子の平均真円度を算出した。
表４、表５に、Ａ１０の値と平均真円度の値を示す。

上記本発明工具１～１２、比較例工具１～９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、以下の湿式連続切削加工試験を行った。
被削材：ＪＩＳ・ＳＵＳ３０４（ＨＢ１７０）の丸棒、
切削速度：１１０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：２．０ｍｍ、
送り：０．５ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：４分、
湿式水溶性切削油使用。
上記湿式連続切削加工試験後の、切れ刃の逃げ面塑性変形量を測定するとともに、切れ刃の損耗状態を観察した。なお、切れ刃の逃げ面塑性変形量は、工具の主切れ刃側逃げ面について、切れ刃から十分離れた位置で主切れ刃側逃げ面とすくい面が交差する稜線上に線分を引き、同線分を切れ刃部方向に延伸し、延伸した線分と切れ刃部稜線間の距離（延伸した線分の垂直方向）が最も離れている部分を測定し、切れ刃の逃げ面塑性変形量とした。また、逃げ面塑性変形量が０．０４ｍｍ以上であった時、損耗状態を刃先変形とした。
図１に、逃げ面塑性変形量の測定模式図を示す。
表６に、この測定結果を示す。

また、前記本発明工具１～４、比較例工具１～４の切れ刃表面に、表７に示す平均層厚の硬質被覆層をＰＶＤ法あるいはＣＶＤ法で被覆形成し、本発明表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具（以下、「本発明被覆工具」という）１～４、比較例表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具（以下、「比較例被覆工具」という）１～４を作製した。
上記の各被覆工具について、以下に示す、湿式連続切削加工試験を実施し、切れ刃の逃げ面塑性変形量を測定するとともに、切れ刃の損耗状態を観察した。
切削条件：
被削材：ＪＩＳ・ＳＵＳ３０４（ＨＢ１７０）の丸棒、
切削速度：１９０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：２．０ｍｍ、
送り：０．５ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：４分、
湿式水溶性切削油使用。
表８に、切削試験の結果を示す。

表６及び表８に示される試験結果によれば、本発明工具および本発明被覆工具は、寿命に影響を及ぼす重度のチッピングを発生することなく、すぐれた耐塑性変形性を発揮することが分かる。
これに対して、比較例工具および比較例被覆工具は、所定の切削時間において工具の塑性変形が甚大であり、所定の被削材寸法を満足することが困難であることがわかる。

以上のとおり、本発明工具および本発明被覆工具は、ステンレス鋼等の難削材の切削加工に供した場合、すぐれた耐塑性変形性とともに、すぐれた耐チッピング性を有するが、他の被削材、切削条件に適用した場合にも、長期の使用にわたってすぐれた切削性能を発揮し、工具の長寿命化が図られることが期待される。

Claims

ＷＣ基超硬合金を基体とするＷＣ基超硬合金製切削工具において、
前記ＷＣ基超硬合金の成分組成は、結合相形成成分としてのＣｏを６～１４質量％とＣｒ_３Ｃ_２を０．１～１．４質量％含有し、残部はＷＣ及び不可避不純物からなり、前記ＷＣ基超硬合金の断面について測定した結合相粒子の個数積算１０％粒度における粒子面積をＡ１０としたとき、Ａ１０以下の面積を有する微細結合相粒子の平均真円度が０．９～１．０の範囲内であることを特徴とするＷＣ基超硬合金製切削工具。
前記ＷＣ基超硬合金は、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ及びＺｒＣのうちから選ばれる少なくとも１種以上を合計量で４質量％以下、さらに含有することを特徴とする請求項１に記載のＷＣ基超硬合金製切削工具。
請求項１または２に記載のＷＣ基超硬合金製切削工具の少なくとも切れ刃には、硬質被覆層が形成されていることを特徴とする表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具。