JP7307394B2 - 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 - Google Patents
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Description
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。
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。
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。
したがって、WC基超硬合金の結合相の真円度を0.55~0.75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、工具の刃先の変形が抑制されるとともに、変形、破壊の起点が減少することによって、チッピング等の異常損傷の発生も抑制され、工具の長寿命化を図ることができるのである。
「(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、Co:6~14質量%、Cr3C2:0.1~1.4質量%、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の真円度が0.55~0.75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Cr3C2、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。
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。
Cr3C2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、Cr3C2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、Cr3C2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Cr3C2含有量は、0.1~1.4質量%と定めた。
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Cr3C2、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。
本発明でいうWC基超硬合金の結合相の真円度、即ち、特許請求の範囲の請求項1に記載される「結合相の真円度」、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結合相の真円度の平均値であるとして定義する。
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像における結合相を特定して抽出し、画像解析ソフトImageJを用いて測定することにより、結合相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個の結合相が特定された場合、個々の結合相に番号1からnを付与し、番号1~nの結合相の面積をそれぞれA1~Anとし、また、番号1~nの結合相の周長をL1~Lnとした時、番号mの結合相の真円度Cmは、
Cm=4π×Am/Lm 2
で定義される。
そして、m=1~nとしてC1~Cnの値を求め、さらに、これらC1~Cnの平均値C1~nを求め、このC1~nが前記1つの観察視野における結合相の真円度となる。
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結合相の真円度を求め、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結合相の真円度、即ち、特許請求の範囲の請求項1に記載される「結合相の真円度」、であると定義する。
真円度の定義からも明らかなように、真円度の値が1に近いほど、WC基超硬合金の結合相の形状は真円に近づき、一方、真円度の値が0に近づくにつれ、結合相の形状は円ではなく細長形状になっていくので、真円度の数値は、WC基超硬合金中における結合相の形状の指標であるといえる。
WC基超硬合金中における結合相の真円度が0.55未満では、細長形状の結合相が多くなることにより結合相への応力集中が生じ、これを原因とする破壊が生じやすくなるとともに、WC-WC粒子間への結合相成分であるCoの回り込み量が過多となり、高温での変形が促進され、耐塑性変形性が低下する。
一方、結合相の真円度が0.75を超えると、結合相の形状が円形に近づくためWC-WC粒子間での粒界すべりの発生は抑制されるものの、WC-WC粒子間への結合相成分であるCoの回り込み量が過度に減少するため、WC-WC粒子間に例えば空隙が残存形成され、この空隙が、変形、破壊の起点となり、靱性、耐チッピング性が低下する。
したがって、本発明においては、結合相の真円度は0.55~0.75の範囲内とする。
まず、WC粉末、Co粉末、Cr3C2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、保持雰囲気:アルゴンガス雰囲気、雰囲気圧力:0.3~0.5MPa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粒子間に真円度が0.55~0.75に近い空隙、もしくはCo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。
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Al2O3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。
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%)を示すとともに、WC粉末の平均粒径(d50)の値を示す。
なお、Co粉末、Cr3C2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。
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に関しては、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。
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。
なお、各工具の結合相の真円度は、10ヶ所の観察視野で測定した真円度の平均値である。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。
表4、表5に、真円度の平均値を示す。
被削材:JIS・SUS304(HB170)の丸棒、
切削速度:100m/min、
切り込み:2.0mm、
送り:0.5mm/rev、
切削時間:5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。
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:180m/min、
切り込み:2.0mm、
送り:0.5mm/rev、
切削時間:5分、
湿式水溶性切削油使用。
表8に、切削試験の結果を示す。
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。
Claims (3)
- 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、Co:6~14質量%、Cr3C2:0.1~1.4質量%、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の真円度が0.55~0.75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。
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