JP7441420B2 - すぐれた耐欠損性、耐塑性変形性を発揮する切削工具 - Google Patents
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Description
本発明は、合金鋼等の断続切削加工において、すぐれた耐欠損性を備え、すぐれた耐塑性変形性を発揮するＷＣ基超硬合金製切削工具（「ＷＣ基超硬工具」ともいう）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。
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％Ｃｒ３Ｃ２－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－Ｖｂ
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Ｖｂは０．１１≦Ｖｂ≦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。
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。
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。
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、工具特性の向上が図られている。
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。
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。
そこで、本発明者らは、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、すぐれた耐塑性変形性と耐欠損性を発揮するＷＣ基超硬工具を開発すべく、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。
すなわち、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粒子（主体は、Ｃｏ粒子である）について、焼結条件を調整することによって、適度な大きさの結合相粒子を所定数有する場合、すなわち、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、また、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０．２０μｍ２以上０．３０μｍ２未満であり、かつ、Ａ９０／Ａ１０が５．０以上、８．０未満である場合には、ＷＣのスケルトン構造が強固に組まれ、耐塑性変形性が向上するとともに、さらに、Ｃｏの粒度分布が狭く、均粒の組織が得られることにより、あわせて耐欠損性が向上するため、かかるＷＣ基超硬合金基体を用いたＷＣ基超硬工具を合金鋼等の断続切削加工に供した場合には、靱性の向上、および、耐欠損性の向上により、工具の長寿命化が図られることを見出したものである。
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６．０～１４．０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０．２０μｍ２以上０．３０μｍ２未満であり、かつ、Ａ９０／Ａ１０が５．０以上、８．０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。
「（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０．２０μｍ２以上０．３０μｍ２未満であり、かつ、Ａ９０／Ａ１０が５．０以上、８．０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。
本発明に係る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、Ｃｒ３Ｃ２、あるいはさらに、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣが特定の組成範囲を有し、また、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０．２０μｍ２以上０．３０μｍ２未満であり、かつ、Ａ９０／Ａ１０が５．０以上、８．０未満を満たすことにより、ＷＣのスケルトン構造が強固に組まれる結果、耐塑性変形性が向上し、同時に、Ｃｏの粒度分布が狭く、均粒化が図られることにより、耐欠損性が向上するという効果を有する。
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。
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。
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６．０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。
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：
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。
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。
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４．０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、炭化物として存在し、耐熱性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、比較的軟弱な炭化物が多量に存在することにより硬さを低下させ、耐摩耗性が不十分となる。
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、炭化物として存在し、耐熱性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、比較的軟弱な炭化物が多量に存在することにより硬さを低下させ、耐摩耗性が不十分となる。
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。
結合相の粒度分布
本発明は、ＷＣ基超硬合金において、結合相の粒度分布を所定の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０．２０μｍ２以上０．３０μｍ２未満であり、かつ、Ａ９０／Ａ１０が５．０以上、８．０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、０．２０μｍ２未満では、微細な結合相が多く存在し、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０．３０μｍ２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ことにより、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５．０未満では、結合相の粒度分布が狭く、ＷＣのスケルトン構造が分断され、耐塑性変形性を発揮することが難しく、Ａ９０／Ａ１０が８．０以上では、粗大な結合相を一部含有し、それらが、破壊の起点となり、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％となったときに結合相一粒子の占める面積をＡ１０、累積面積率が結合相全面積の９０％となったときに結合相一粒子の占める面積を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。
本発明は、ＷＣ基超硬合金において、結合相の粒度分布を所定の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０．２０μｍ２以上０．３０μｍ２未満であり、かつ、Ａ９０／Ａ１０が５．０以上、８．０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、０．２０μｍ２未満では、微細な結合相が多く存在し、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０．３０μｍ２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ことにより、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５．０未満では、結合相の粒度分布が狭く、ＷＣのスケルトン構造が分断され、耐塑性変形性を発揮することが難しく、Ａ９０／Ａ１０が８．０以上では、粗大な結合相を一部含有し、それらが、破壊の起点となり、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％となったときに結合相一粒子の占める面積をＡ１０、累積面積率が結合相全面積の９０％となったときに結合相一粒子の占める面積を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。
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、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（９５０～１０５０℃にて６０～１８０分）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。
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（９５０～１０５０℃にて６０～１８０分）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。
また、前記ＷＣ基超硬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。
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。
≪本発明ＷＣ基超硬工具≫
（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）１．２～２．０μｍの粗粒Ｃｏ粉末、平均粒径（ｄ５０）０．５～０．８μｍ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。
（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）１．２～２．０μｍの粗粒Ｃｏ粉末、平均粒径（ｄ５０）０．５～０．８μｍ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。
（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、所定の形状を有する圧粉成形体を作製した。
（ｃ）ついで、表２に示す条件にて、固相再配列工程（９５０～１０５０℃、６０～１８０分）、および、低温焼結工程を経て、ＷＣ超硬合金を作製した。
（ｄ）ついで、前記ＷＣ基超硬合金を、機械加工、研削加工し、ＣＮＭＧ１２０４０８－ＧＭのインサート形状を持ったＷＣ基超硬工具１～１０（以下、本発明工具１～１０という）を作製した。本発明工具の作製条件及び組成を表３に示す。
≪比較例ＷＣ基超硬工具≫
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。
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。
≪結合相の面積割合および結合相の個数の測定≫
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。
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、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、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、例えば、倍率２００～５００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、これを画像解析ソフトＩｍａｇｅＪにて画像処理し、一つの観察視野内の個々の結合相の面積を測定し、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、累積面積が結合相全面積の１０％を超えたところでの結合相粒子一つが占める面積をＡ１０、累積面積が結合相全面積の９０％を超えたところでの結合相粒子一つが占める面積をＡ９０として求める。
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。
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。
上記本発明工具１～１０、比較例工具１～１０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：９５ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：２．０ｍｍ、
送り：０．６ｍｍ／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。
表７に、この試験結果を示す。
被削材：ＪＩＳ・ＳＵＳ３０４（ＨＢ１７０）の丸棒、
切削速度：９５ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：２．０ｍｍ、
送り：０．６ｍｍ／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。
表７に、この試験結果を示す。
また、前記本発明工具１～４、比較例工具１～４の切刃表面に、表８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：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９に、切削試験の結果を示す。
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９に、切削試験の結果を示す。
表７及び表９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、欠損を発生することもなく、すぐれた耐欠損性に加え、耐塑性変形性を発揮するのに対して、比較例工具および比較例被覆工具は、欠損の発生もしくは塑性変形により工具寿命が短命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、合金鋼等の断続切削加工に供した場合、すぐれた耐欠損性、および、耐塑性変形性を発揮し、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 (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０．２０μｍ２以上、０．３０μｍ２未満であり、かつ、Ａ９０／Ａ１０が５．０以上、８．０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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|---|---|---|---|---|
| JP2001279363A (ja) | 2000-03-29 | 2001-10-10 | Ngk Spark Plug Co Ltd | 切削工具 |
| JP2003155537A (ja) | 2001-11-16 | 2003-05-30 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 高靱性硬質合金とその製造方法 |
| JP2016020538A (ja) | 2014-06-17 | 2016-02-04 | 住友電気工業株式会社 | 超硬合金及び切削工具 |
-
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- 2020-03-25 JP JP2020053693A patent/JP7441420B2/ja active Active
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