JP7385829B2 - 耐塑性変形性、耐欠損性にすぐれた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。
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(重量%),2R:WC平均粒径(nm)である。
しかしながら、前記従来の工具では、合金鋼のエンドミル加工のような断続切削加工においては、耐塑性変形性や耐欠損性が十分ではなく、WC-WC粒子の界面でのクラック伸展、あるいは、結合相への応力集中による亀裂の発生等による欠損や工具変形等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。
「(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6.0~14.0質量%とCr3C2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結合相の粒度分布を解析し、累積10%粒子面積のときの結合相粒子一つが占める面積をA10、累積90%粒子面積のときの結合相粒子一つが占める面積をA90とした際、A10が0.15μm2以上、0.25μm2未満であり、かつ、A90/A10が8.0以上、11.0未満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4.0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。
また、本明細書中において、数値範囲を示す際に、「~」を用いる場合は、その数値の下限および上限を含むことを意味する。
したがって、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、合金鋼のエンドミル加工等の断続切削加工において、靱性の向上、耐欠損性の向上により、工具の長寿命化が図られる。
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6.0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14.0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6.0~14.0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14.0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4.0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4.0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、4.0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。
本発明は、WC基超硬合金において、結合相の粒度分布を範囲に規定することにより、適度な大きさの結合相粒子を多数有し、WCのスケルトン構造が強固に組まれた、耐塑性変形性にすぐれた組織を得るものである。
具体的には、WC基超硬合金における結合相の粒度分布を解析し、累積10%粒子面積のときの結合相粒子一つが占める面積をA10、累積90%粒子面積のときの結合相粒子一つが占める面積をA90とした際、A10が0.15μm2以上0.25μm2未満であり、かつ、A90/A10が8.0以上、11.0未満と規定することにより得ることができる。
これに対し、A10が、0.15μm2未満では、微細な結合性が多く存在し、粗大な結合相が不足することにより、耐塑性変形性が十分でなく、A10が0.25μm2以上では、粗大な結合相が多く存在し、微細な結合相が不足するため耐欠損性が十分でないため、所望の効果を発揮できない。また、A90/A10が8.0未満では、結合相の粒度分布が狭く、均質な組織となるため耐欠損性は向上するものの、WCのスケルトン構造が分断され、十分な耐塑性変形を発揮することが難しく、A90/A10が11.0以上では、粗大な結合相が非常に多く存在し、粗大な結合相が破壊の起点となることから、十分な耐欠損性を発揮できない。
SEM像からの結合相の抽出は、例えば、画像解析ソフトImageJを用いることができ、抽出した結合相各粒子の面積を、面積の小さい粒子から累積していき、累積面積率が結合相全面積の10%となったときの結合相面積をA10、累積面積率が結合相全面積の90%となったときの結合相面積をA90として求めることができる。なお、本発明ではWC基超硬合金の一枚の断面画像においてWCにより分断された各結合相領域を結合相粒子と称する。
まず、所定の平均粒径の粗粒WC粉末、細粒WC粉末、粗粒Co粉末、細粒Co粉末、および、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・混合した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、加圧雰囲気中にて固相再配列工程(1000~1100℃にて300~1100分加圧)を経た後、低温焼結(1350~1400℃、60~120分)により、WC基超硬合金を作製する。
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。
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。
(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、平均粒径(d50)0.5~2.0μmの微粒WC粉末、平均粒径(d50)3.0~4.0μmの粗粒Co粉末、平均粒径(d50)0.5~1.5μmの微粒Co粉末、および、平均粒径1.0~3.0μmの範囲である、Cr3C2粉末、TaC粉末、NbC粉末、TiC粉末、ZrC粉末を用意する。なお、粉末の平均粒径(d50)は体積基準で算出した。
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。
比較のために、比較例のWC基超硬工具1~10(以下、比較例工具1~10という)を製造した。
その製造工程は、表4に示す原料粉末を用い、通常条件での焼結を行ったものであり、具体的には、表4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5に示す、加熱温度:1360℃以上1500℃以下、かつ、加熱保持時間:30~120分、真空雰囲気という通常の条件で焼結して、WC基超硬合金焼結体を作製し、これを機械加工、研削加工し、CNMG120408-GMのインサート形状としたものである。
本発明工具1~10及び比較例工具1~10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3、表6、それぞれの平均含有量を示す。
つぎに、得られたA90をA10で除することにより、A90/A10を得る。
なお、結合相の個数は、WC粒子により分断された個々の結合相を各々一つの結合相として計測する。
また、十分な数の結合相を画像内に含めるため、倍率200~500倍での観察を行い、画像処理後に計測される結合相の個数が5000~15000個の範囲に入るように観察倍率を選定した。
被削材:JIS・SUS304(HB170)の丸棒、
切削速度:100m/min、
切り込み:2.0mm、
送り:0.6mm/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。
表7に、この試験結果を示す。
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: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9に、切削試験の結果を示す。
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、結合相形成成分としてのCoを6.0~14.0質量%とCr3C2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結合相の粒度分布を解析し、累積10%粒子面積のときの結合相粒子一つが占める面積をA10、累積90%粒子面積のときの結合相粒子一つが占める面積をA90とした際、A10が0.15μm2以上0.25μm2未満であり、かつ、A90/A10が8.0以上、11.0未満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4.0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または請求項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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