JPWO2008062505A1 - 超硬チップ及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
刃先側は耐摩耗性を備え、接合側は靱性を備えている超硬チップを提供する。超硬チップを構成する超硬合金の組成は、ＷＣ対ＣOの配合比率が刃先側から接合側にかけて実質的に同一であるととともに、ＷＣとは共晶組織を形成しないか又はＷＣ−ＣO系超硬合金の共晶点以上のＷＣとの共晶点を有し且つＷＣ−ＣO系超硬合金の液相焼結温度以上の融点を有する結合金属の含有量が刃先側から接合側にかけて増加するような傾斜組成を有する。
Description
本発明は、例えば、ドリルビット本体の先端にろう付けや溶接等で接合する超硬合金製の切刃チップとして、あるいは、チップソーや草刈り機や金鋸などの各種切削工具や各種切断工具の刃先の材料として好適の超硬チップに関するものである。
例えば、コンクリートや石材等に対する穿孔（穴開け）には、回転ハンマードリルに専用のドリルビットを取着して行い、ドリルビットに対して軸心方向の振動的な打撃力と回転トルクの両作用を同時に与えての穿孔が行われている。そして、穿孔作業の高能率化の要求に応えるために、この種の穿孔に使用するドリルビットは、鋼製のビット本体の先端に耐摩耗性に優れた超硬合金製の切刃チップをろう付けや溶接等で固着したものが多く用いられている。例えば、特開平７−１８０４６３号公報には、切刃チップが断面矩形状をなし、その一方の対角線に沿って主カッターを形設し、他方の対角線に沿って補助カッターを形設し、背向的に配置した２つの主カッターは、その頂点においてチゼルエッジを形成して連接させた構成のものが開示されている。
ところで、ドリルビットの切刃チップは、その切削機能を果たすために、刃先側の材料としては比較的硬度および強度が高くて耐摩耗性を備えている金属の炭化物等の硬質金属を主として用い、切刃チップをドリルビット本体側に接合する切刃チップ接合側の材料としては比較的硬度が低くて靱性を備えているＣｏ等の結合金属が主として用いられている。すなわち、切刃チップの刃先側の材料は耐摩耗性を備えていることが必要で、切刃チップの接合側の材料は結合相手材料との結合が容易な材料が多く含まれていることと、熱膨張率が近いことが必要である。このように、ドリルビット先端に接合する切刃チップの刃先側と接合側は異なる特性を備えていることが必要である。
この種の先行技術に関するものとして、例えば、特許文献１には、「岩盤又は地山との接触面全体を形成するビット頭部及び機器への取付部である軸部からなり、前記ビット頭部は頭頂部材及びこの頭頂部材の基端に一体的に融着接合されるとともに前記軸部に嵌着された嵌合部材とからなり、前記頭頂部材は前記嵌合部材よりも硬度が高くかつ前記基端側部分よりも先端側部分の硬度が高くなる硬度傾斜を与えた超硬合金からなる掘削用ビット。」が開示されている。
また、特許文献２には、「岩盤又は地山に対する掘削主体となる頭頂部材及び機器への取付部であるシャンク部材からなり、前記頭頂部材は前記シャンク部材に一体的に融着接合されるとともに、このシャンク部材側の基端から先端へ向けて硬度が高くなる硬度傾斜を与えた超硬合金からなる掘削用ビット。」が開示されている。
さらに、特許文献３には、傾斜組成焼結体をパルス通電焼結により製造する方法が開示されている。
そして、特許文献４と特許文献５には、第一の領域と第二の領域からなり、第一の領域には粒径の粗い耐摩耗性金属粒子を配し、第二の領域には粒径の細かい耐摩耗性金属粒子を配し、第一の領域の結合金属の含有量を少なく、第二の領域の結合金属の含有量を多くした金属製品が開示されている。
特開平８−１００５８９号公報
特開平８−１７０４８２号公報
特開２００６−１１８０３３号公報
特公表平１０−５１１７４０号公報
特開昭６１−２３１１０４号公報
しかしながら、上記特許文献１ないし５に開示された発明には、次のような欠点がある。
すなわち、特許文献１に開示された掘削用ビットの製造方法によれば、図２３（ａ）に示すように、「頭頂部材と対応する形状の成形面を有する放電プラズマ焼結機の焼結ダイ２１内に、ＣOが１０％配合されたＷＣ−Ｃｏの粉末材料２２を所要量充填し、次に、図２３（ｂ）に示すように、前記粉末材料２２上に、Ｃｏが２５％配合されたＷＣ−Ｃｏの粉末材料２３を所要の厚さで充填し、さらに、図２３（ｃ）に示すように、前記粉末材料２３の上面に、炭素鋼の棒材から切り出し形成した嵌合部材２４の先端フランジ２５を接触させ、この状態で加圧しながら、前記放電プラズマ焼結機の電極間に挟んでパルス電圧を印加する。この放電プラズマ焼結法によると、パルス電圧が印加された時の粉末材料の各粒子の互いの接触部に極めて高温の放電プラズマが生じるとともに、放電によって各粒子が瞬時に加熱され、互いに融着状態となって焼結される。」とある。また、特許文献２の段落番号００１２と００１３にも、放電プラズマ焼結法により掘削用ビットを製造することが記載されている。ところが、特許文献１と２に開示された放電プラズマ焼結法は焼結時間は短いが、設備構成が複雑で、非常にコストが高く、また、煩雑な設備操作が必要であり、大量生産には適さない方法である。
また、特許文献３に開示されたパルス通電焼結は短時間加熱（急速昇温）で行うのが一般的であり、この場合、パルス通電方向に対する直角平面においては均一な焼結温度が得られず、中央部に比べると外周側の温度が低くなり、外周側が焼結不足となること、あるいは中央部が焼結過多となり成分が溶出することがある。
さらに、一般に、金属粒子の粒径が細かくなると硬度が上昇し、金属粒子の粒径が粗くなると硬度は低下する傾向にある。また、結合金属の含有量が多くなると硬度が低下し、結合金属の含有量が少なくなると硬度は上昇する傾向にある。この点で、特許文献４と５に開示された金属製品によれば、第一の領域の金属粒子の粒径は粗いのでその硬度は低く、第二の領域の金属粒子の粒径は細かいのでその硬度は比較的高いはずであるが、第二の領域は硬度を低下させる傾向にある結合金属の含有量が多いので、結果として、第二の領域の硬度はそれほど高くならない。従って、第一、第二のいずれの領域もドリルビットの切刃チップ刃先側の材料として用いることはできない。
さらに、超硬合金からなる切刃チップを特殊鋼からなるドリルビット本体にロー付け又は溶接などの手段により接合するとき、成分の異なる切刃チップとドリルビット本体との間で熱膨張率の差による複雑な残留応力が切刃チップとドリルビット本体との間で生じるので、切刃チップの接合側が靱性を有しない場合、破損することがある。また、接合時に破損しなくても、実際の穿孔作業中において、成分の異なる切刃チップとドリルビット本体との間で熱膨張率の差による複雑な残留応力が切刃チップとドリルビット本体との間で生じるので、切刃チップの接合側が靱性を有しない場合、切刃チップがドリルビット本体から剥離することがある。
上記は一例として、本発明の超硬チップをドリルビット先端の切刃チップに適用した場合について説明したが、ドリルビット以外にもチップソーや草刈り機や金鋸などの各種切削工具や各種切断工具の刃先の材料に対する共通の要求として、刃先材料の刃先側は耐摩耗性を備えていることが要求されており、刃先材料を本体に接合する接合側は結合相手材料との結合が容易な材料が多く含まれていることと、熱膨張率が近いことが要求されている。このように、刃先側と接合側が異なる特性を備えている超硬チップを工業的に大量生産することが要望されている。
本発明は従来の技術の有するこのような問題点に鑑みてなされたものであって、その目的は、刃先側は耐摩耗性を備え、接合側は靱性を備えている超硬チップ及びその超硬チップを切削工具や切断工具本体に接合するとき並びにその工具の使用中において工具刃先の材料である超硬チップが破損または剥離しないようにすることができる低コストで簡単な超硬チップの製造方法を提供することにある。
上記目的を達成するために本発明者は鋭意研究の結果、次に説明するように、刃先側は耐摩耗性を備えており、接合側は靱性を備えているという傾斜組成を有する超硬チップを簡単な操作により提供できることを見出した。
すなわち、比較的コストが低い真空焼結（減圧雰囲気下での焼結）は大量生産に向いているが、焼結温度（約１３５０℃から１４５０℃）に保持する時間が３０分ないし６０分も必要であり、焼結を完了するためには長時間が必要である。そのため、刃先側が耐摩耗性に優れた特性を有し、接合側が靱性に優れた特性を有する傾斜組成の超硬チップを提供しようとしても、長時間の焼結工程中に傾斜組成を構成する元素が互いに拡散することによって組成が均一化し、傾斜組成を維持することができなくなる。
ところで、図２２に示すように、ＷＣ−Ｃｏ系超硬合金は共晶組織を形成し、Ｃｏの融点（１４９０℃）以下の温度で液相焼結が可能である。そこで、ＷＣとは共晶組織を形成しないか又はＷＣ−ＣO系超硬合金の共晶点以上のＷＣとの共晶点を有し且つＷＣ−ＣO系超硬合金の液相焼結温度以上の融点を有する金属を添加すると、その添加金属は固体または半溶融の状態で添加時の組成を保持することが期待できる。
そこで、本発明は、ＷＣ−Ｃｏ系超硬合金のブロック体からなる超硬チップにおいて、超硬チップを構成する超硬合金の組成は、ＷＣ対ＣOの配合比率が刃先側から接合側にかけて実質的に同一であるととともに、ＷＣとは共晶組織を形成しないか又はＷＣ−ＣO系超硬合金の共晶点以上のＷＣとの共晶点を有し且つＷＣ−ＣO系超硬合金の液相焼結温度以上の融点を有する結合金属の含有量が刃先側から接合側にかけて増加するような傾斜組成を有することを特徴としている。
このように本発明の超硬チップは、ＷＣ対ＣOの配合比率が刃先側から接合側にかけて実質的に同一であって、ＷＣとは共晶組織を形成しないか又はＷＣ−ＣO系超硬合金の共晶点以上のＷＣとの共晶点を有し且つＷＣ−ＣO系超硬合金の液相焼結温度以上の融点を有する結合金属の含有量が刃先側から接合側にかけて増加するような傾斜組成を有するので、耐摩耗性機能を担持するＷＣに対してバインダーとしての機能を果たすＣｏおよび結合金属の量が刃先側では少なく、接合側では多くなる。その結果、刃先側では硬度が高くて耐摩耗性を備え、接合側では硬度が低くて靱性を備えているという理想的な特性の超硬チップを提供することができる。
ＷＣは７５重量部以上９５重量部以下で、Ｃｏは５重量部以上２５重量部以下で、ＷＣとＣｏの合計を１００重量部とした場合、このような範囲内において、ＷＣ対Ｃｏの配合比率が刃先側から接合側にかけて実質的に同一であることが好ましい。また、刃先側から接合側にかけて、ＷＣとＣｏの合計量が７５重量％以上で、残部（２５重量％以下）がＷＣ−ＣO系超硬合金の共晶点以上のＷＣとの共晶点を有し且つＷＣ−ＣO系超硬合金の液相焼結温度以上の融点を有する結合金属であって、２５重量％以下の範囲内の結合金属が刃先側から接合側にかけて増加するような傾斜組成を有することが好ましい。このような組成を有する超硬チップは、例えば、コンクリート用ドリルビットの先端に接合する切刃チップとして好ましく用いることができる。
ＷＣ−ＣO系超硬合金の共晶点（１２８０℃）以上のＷＣとの共晶点を有し且つＷＣ−ＣO系超硬合金の液相焼結温度（１４００℃）以上の融点を有する結合金属としては、比較的延性に優れているＮｉ（融点＝１４５０℃、ヤング率＝２０７×１０9Ｎ／ｍ2）またはＣｒ（融点＝１８６０℃、ヤング率＝２４９×１０9Ｎ／ｍ2 ）を用いることができる。
また、本発明は、刃先側の刃先層から１層または２層以上の中間層を経て接合側の接合層に至る各層のＷＣ対Ｃｏの配合比率が実質的に同一であって、ＷＣとは共晶組織を形成しないか又はＷＣ−Ｃｏ系超硬合金の共晶点以上のＷＣとの共晶点を有し且つＷＣ−Ｃｏ系超硬合金の液相焼結温度以上の融点を有する結合金属の含有量が刃先層から接合層にかけて増加するような傾斜組成を有する超硬チップの製造方法において、所定配合比率のＷＣ対Ｃｏおよび最も含有量の少ない結合金属からなる配合の刃先層形成用超硬合金粉末を超硬チップ用成形型に入れ、次いで、所定配合比率のＷＣ対Ｃｏおよび刃先層に比べて含有量が順次増加する結合金属からなる配合の１層または２層以上の中間層形成用超硬合金粉末を超硬チップ用成形型内の刃先層上に積層し、さらに、所定配合比率のＷＣ対Ｃｏおよび最も含有量の多い結合金属からなる配合の接合層形成用超硬合金粉末を超硬チップ用成形型内の中間層上に積層して加圧することによって圧粉体を得、この圧粉体を加熱炉に挿入して減圧雰囲気下で結合金属の融点以下の温度で焼結することにより超硬チップを製造することを特徴としている。
このように、所定配合比率のＷＣとＣｏは共晶組織を形成するが、ＷＣ−Ｃｏ系超硬合金の共晶点以上のＷＣとの共晶点を有し且つＷＣ−ＣO系超硬合金の液相焼結温度以上の融点を有する結合金属がＷＣとは共晶組織を形成しにくいという作用を巧みに利用した本発明の超硬チップの製造方法によれば、刃先層から接合層に至るＷＣ対Ｃｏの比率は実質的に同一であって、ＷＣとは共晶組織を形成しないか又はＷＣ−Ｃｏ系超硬合金の共晶点以上のＷＣとの共晶点を有し且つＷＣ−ＣO系超硬合金の液相焼結温度以上の融点を有する結合金属の含有量が刃先層から接合層にかけて増加するような傾斜組成を有する超硬チップを製造することができる。従って、刃先側では硬度が高くて耐摩耗性を備え、接合側では硬度が低くて靱性を備えている超硬チップを提供することができる。その結果、超硬チップをろう付け又は溶接などの手段により切削工具や切断工具本体に接合するとき並びにその工具の使用中において、成分の異なる超硬チップと工具本体との間で熱膨張率の差による残留応力が超硬チップと切削工具や切断工具本体との間で生じても、その残留応力を靱性を備えた接合層で吸収することにより、接合時または使用時に超硬チップが破損または剥離することはない。
本発明は上記のように構成されているので、刃先側は耐摩耗性を備え、接合側は靱性を備えている超硬チップ及びその超硬チップを切削工具や切断工具本体に接合するとき並びにその工具の使用中において工具刃先の材料である超硬チップが破損または剥離しないようにすることができる低コストで簡単な超硬チップの製造方法を提供することができる。
１ 成形型
２ 上パンチ
３ 下パンチ
４ ダイ
５ 刃先層
６ 第一中間層
７ 第二中間層
８ 接合層
９ 切刃チップ
１０ 刃先側
１１ 接合側
１２ 主刃
１３ 副刃
１４ ビット本体
２ 上パンチ
３ 下パンチ
４ ダイ
５ 刃先層
６ 第一中間層
７ 第二中間層
８ 接合層
９ 切刃チップ
１０ 刃先側
１１ 接合側
１２ 主刃
１３ 副刃
１４ ビット本体
以下に本発明を実施するための最良の形態について説明するが、本発明は下記実施形態に限定されるものではなく、本発明の技術的範囲を逸脱しない範囲において適宜変更や修正が可能である。
（１）第一実施形態
刃先層形成用として、平均粒径０．２μｍのＷＣの粉末８５重量％と平均粒径１．２５μｍのＣｏの粉末１５重量％とを均一に混合し、この混合粉末を図２に示すように、上パンチ２と下パンチ３とダイ４からなる成形型１に挿入して刃先層５を得た。次に、この刃先層５の上に、同上ＷＣの粉末８５重量部および同上Ｃｏの粉末１５重量部からなるＷＣ−Ｃｏ粉末９８重量％と平均粒径５．０μｍのＮｉ粉末２重量％とを均一に混合した混合粉末を積層して第一中間層６を得た。そして、この第一中間層６の上に、同上ＷＣの粉末８５重量部および同上Ｃｏの粉末１５重量部からなるＷＣ−Ｃｏ粉末９５重量％と同上Ｎｉ粉末５重量％とを均一に混合した混合粉末を積層して第二中間層７を得た。さらに、この第二中間層７の上に、同上ＷＣの粉末８５重量部および同上Ｃｏの粉末１５重量部からなるＷＣ−Ｃｏ粉末９２重量％と同上Ｎｉ粉末８重量％とを均一に混合した混合粉末を積層して接合層８を得、上記上パンチ２で加圧することによって、高さ方向に組成が傾斜した加圧積層圧粉体を製造した。本第一実施形態および後記する各実施形態において、粉末の平均粒径とは、図２１に示すように、横軸に各粉末の最大径をとり、縦軸に数量をとった場合において、最も数量の多い粉末の粒径をいう。この第一実施形態では、刃先層の上に第一中間層、第二中間層および接合層を積層して高さ方向に組成が傾斜した加圧積層圧粉体を製造したが、この逆の順序、すなわち、接合層の上に第二中間層、第一中間層および刃先層を積層して高さ方向に組成が傾斜した加圧積層圧粉体を製造することもある。
（１）第一実施形態
刃先層形成用として、平均粒径０．２μｍのＷＣの粉末８５重量％と平均粒径１．２５μｍのＣｏの粉末１５重量％とを均一に混合し、この混合粉末を図２に示すように、上パンチ２と下パンチ３とダイ４からなる成形型１に挿入して刃先層５を得た。次に、この刃先層５の上に、同上ＷＣの粉末８５重量部および同上Ｃｏの粉末１５重量部からなるＷＣ−Ｃｏ粉末９８重量％と平均粒径５．０μｍのＮｉ粉末２重量％とを均一に混合した混合粉末を積層して第一中間層６を得た。そして、この第一中間層６の上に、同上ＷＣの粉末８５重量部および同上Ｃｏの粉末１５重量部からなるＷＣ−Ｃｏ粉末９５重量％と同上Ｎｉ粉末５重量％とを均一に混合した混合粉末を積層して第二中間層７を得た。さらに、この第二中間層７の上に、同上ＷＣの粉末８５重量部および同上Ｃｏの粉末１５重量部からなるＷＣ−Ｃｏ粉末９２重量％と同上Ｎｉ粉末８重量％とを均一に混合した混合粉末を積層して接合層８を得、上記上パンチ２で加圧することによって、高さ方向に組成が傾斜した加圧積層圧粉体を製造した。本第一実施形態および後記する各実施形態において、粉末の平均粒径とは、図２１に示すように、横軸に各粉末の最大径をとり、縦軸に数量をとった場合において、最も数量の多い粉末の粒径をいう。この第一実施形態では、刃先層の上に第一中間層、第二中間層および接合層を積層して高さ方向に組成が傾斜した加圧積層圧粉体を製造したが、この逆の順序、すなわち、接合層の上に第二中間層、第一中間層および刃先層を積層して高さ方向に組成が傾斜した加圧積層圧粉体を製造することもある。
次に、上記加圧積層圧粉体を図示しない真空加熱炉に挿入し、その真空加熱炉内を２００Ｐａの圧力に減圧するととともに１４００℃に加熱し、１４００℃で４０分間、いわゆる真空焼結を行った。なお、この場合の加熱は材料の酸化を防止するために、Ｎ2ガス雰囲気下で行った。
以上の真空焼結の結果、図３に示すような切刃チップ９を得た。図４は、上記のようにして得た切刃チップ９の各層の厚みを示す概略図である。
図５は、図３に示す切刃チップ９の鋭利な頂点（刃先側）１０から底面（接合側）１１に至る部分の成分元素の濃度分布を走査電子顕微鏡で測定した結果を示す図である。ＷＣは接合側から刃先側にかけて僅かに増加しているが、ＷＣ対Ｃｏの比率は刃先側から接合側にかけてほぼ同一であり、Ｎｉは刃先側から接合側にかけて増加するような傾斜組成を示している。
図６（ａ）は図３に示す切刃チップ９の主刃１２の刃先（図７のｆ参照）の４０００倍の顕微鏡写真であり、図６（ｂ）は主刃９の底面より８mm上方（図７のｅ参照）の４０００倍の顕微鏡写真であり、図６（ｃ）は主刃９の底面より６mm上方（図７のｄ参照）の４０００倍の顕微鏡写真であり、 図６（ｄ）は主刃９の底面より４mm上方（図７のｃ参照）の４０００倍の顕微鏡写真であり、図６（ｅ）は主刃９の底面より２mm上方（図７のｂ参照）の４０００倍の顕微鏡写真であり、図６（ｆ）は主刃９の底面（図７のａ参照）の４０００倍の顕微鏡写真である。図６（ａ）〜（ｆ）の顕微鏡写真に示すように、粗大な介在物はなく微細で良好な焼結組織を示している。
図７は、図３に示す切刃チップ９の主刃１２の底面から刃先に至る外周各部ａ〜ｆのＣｏ濃度（重量％）とＮｉ濃度（重量％）とロックウェル硬さ（ＨＲＡ）を示す。図７に示すように、結合金属（ＣｏおよびＮｉ）の量の少ない刃先側が硬く、結合金属（ＣｏおよびＮｉ）の量の多い底面（接合側）で軟らかくなっており、切刃チップに要求される切削機能に適した硬度分布を示している。
（２）第二実施形態
第一実施形態と同じ配合で刃先層から第一中間層および第二中間層を経て接合層に至る４層からなる加圧積層圧粉体を第一実施形態と同じ条件で製造した。次に、その加圧積層圧粉体を図示しない真空加熱炉に挿入し、その真空加熱炉内を２００Ｐａの圧力に減圧するとともに１４７０℃に加熱し、１４７０℃で４０分間、いわゆる真空焼結を行った。なお、この場合の加熱は材料の酸化を防止するために、Ｎ2ガス雰囲気下で行った。
（２）第二実施形態
第一実施形態と同じ配合で刃先層から第一中間層および第二中間層を経て接合層に至る４層からなる加圧積層圧粉体を第一実施形態と同じ条件で製造した。次に、その加圧積層圧粉体を図示しない真空加熱炉に挿入し、その真空加熱炉内を２００Ｐａの圧力に減圧するとともに１４７０℃に加熱し、１４７０℃で４０分間、いわゆる真空焼結を行った。なお、この場合の加熱は材料の酸化を防止するために、Ｎ2ガス雰囲気下で行った。
以上の真空焼結の結果、図３に示すような切刃チップ９を得た。図８は、上記のようにして得た切刃チップ９の各層の厚みを示す概略図である。
図９は、上記のようにした得た切刃チップの鋭利な頂点（刃先側）から底面（接合側）に至る部分の成分元素の濃度分布を走査電子顕微鏡で測定した結果を示す図である。Ｎｉは刃先側から接合側にかけて増加するような傾斜組成を示しているが、切刃チップの主刃の底面から刃先に至る外周各部ｎ〜ｒのＣｏ濃度（重量％）とＮｉ濃度（重量％）を表す図１０に示すように、刃先のＮｉ濃度（重量％）は０．５重量％以上もある。
このように、Ｎｉの融点を超える温度で焼結することによりＮｉの刃先側への拡散が進み、刃先側の硬度が低下する傾向にあることが分かる。
（３）第三実施形態
刃先層形成用として、平均粒径０．９μｍのＷＣの粉末９０重量％と平均粒径１．２５μｍのＣｏの粉末１０重量％とを均一に混合し、この混合粉末を図２に示すように、上パンチ２と下パンチ３とダイ４からなる成形型１に挿入して刃先層５を得た。次に、この刃先層５の上に、同上ＷＣの粉末９０重量部および同上Ｃｏの粉末１０重量部からなるＷＣ−Ｃｏ粉末９５重量％と平均粒径５．０μｍのＮｉ粉末５重量％とを均一に混合した混合粉末を積層して第一中間層６を得た。そして、この第一中間層６の上に、同上ＷＣの粉末９０重量部および同上Ｃｏの粉末１０重量部からなるＷＣ−Ｃｏ粉末９０重量％と同上Ｎｉ粉末１０重量％とを均一に混合した混合粉末を積層して第二中間層７を得た。さらに、この第二中間層７の上に、同上ＷＣの粉末９０重量部および同上Ｃｏの粉末１０重量部からなるＷＣ−Ｃｏ粉末８５重量％と同上Ｎｉ粉末１５重量％とを均一に混合した混合粉末を積層して接合層８を得、上記上パンチ２で加圧することによって、高さ方向に組成が傾斜した加圧積層圧粉体を製造した。
（３）第三実施形態
刃先層形成用として、平均粒径０．９μｍのＷＣの粉末９０重量％と平均粒径１．２５μｍのＣｏの粉末１０重量％とを均一に混合し、この混合粉末を図２に示すように、上パンチ２と下パンチ３とダイ４からなる成形型１に挿入して刃先層５を得た。次に、この刃先層５の上に、同上ＷＣの粉末９０重量部および同上Ｃｏの粉末１０重量部からなるＷＣ−Ｃｏ粉末９５重量％と平均粒径５．０μｍのＮｉ粉末５重量％とを均一に混合した混合粉末を積層して第一中間層６を得た。そして、この第一中間層６の上に、同上ＷＣの粉末９０重量部および同上Ｃｏの粉末１０重量部からなるＷＣ−Ｃｏ粉末９０重量％と同上Ｎｉ粉末１０重量％とを均一に混合した混合粉末を積層して第二中間層７を得た。さらに、この第二中間層７の上に、同上ＷＣの粉末９０重量部および同上Ｃｏの粉末１０重量部からなるＷＣ−Ｃｏ粉末８５重量％と同上Ｎｉ粉末１５重量％とを均一に混合した混合粉末を積層して接合層８を得、上記上パンチ２で加圧することによって、高さ方向に組成が傾斜した加圧積層圧粉体を製造した。
次に、上記加圧積層圧粉体を図示しない真空加熱炉に挿入し、その真空加熱炉内を２００Ｐａの圧力に減圧するととともに１５５０℃に加熱し、１５５０℃で４０分間、いわゆる真空焼結を行った。なお、この場合の加熱は材料の酸化を防止するために、Ｎ2ガス雰囲気下で行った。
以上の真空焼結の結果、図３に示すような切刃チップ９を得た。図１１は、上記のようにして得た切刃チップ９の各層の厚みを示す概略図である。
図１２は、上記のようにして得た切刃チップの鋭利な頂点（刃先側）から底面（接合側）に至る部分の成分元素の濃度分布を走査電子顕微鏡で測定した結果を示す図である。また、次の表１は、切刃チップ６の主刃の外周各部における底面からの距離と、その各部分におけるＣｏ濃度（重量％）とＮｉ濃度（重量％）とロックウェル硬さ（ＨＲＡ）を示し、図１３は、表１の中のＣｏ濃度（重量％）とＮｉ濃度（重量％）を抜き出して示す図である。
図１２に示すように、Ｎｉは刃先側から接合側にかけて増加するような傾斜組成を示しているが、表１に示すように、底面からの距離が１１mmのところ（刃先に極めて近い部分、図１３参照）でもＮｉは１．５重量％以上もあり、Ｎｉの刃先側への拡散が進んでいることが分かる。
（４）第四実施形態
刃先層形成用として、平均粒径０．９μｍのＷＣの粉末９２重量％と平均粒径１．２５μｍのＣｏの粉末８重量％とを均一に混合し、この混合粉末を図１４に示すように、上パンチ２と下パンチ３とダイ４からなる成形型１に挿入して刃先層５を得た。次に、この刃先層５の上に、同上ＷＣの粉末９２重量部および同上Ｃｏの粉末８重量部からなるＷＣ−Ｃｏ粉末９５重量％と平均粒径１０．０μｍのＣｒ粉末５重量％とを均一に混合した混合粉末を積層して接合層８を得、上記上パンチ２で加圧することによって、高さ方向に組成が傾斜した加圧積層圧粉体を製造した。
次に、上記加圧積層圧粉体を図示しない真空加熱炉に挿入し、その真空加熱炉内を２００Ｐａの圧力に減圧するととともに１４００℃に加熱し、１４００℃で４０分間、いわゆる真空焼結を行った。なお、この場合の加熱は材料の酸化を防止するために、Ｎ2ガス雰囲気下で行った。
以上の真空焼結の結果、図３に示すような切刃チップ９を得た。図１５は、上記のようにして得た切刃チップ９の各層の厚みを示す概略図である。図１６は、上記のようにして得た切刃チップの主刃の外周の底面に近い部分と刃先に近い部分のＣｏ濃度（重量％）とＣｒ濃度（重量％）を示す図である。
図１７は、上記のようにして得た切刃チップの鋭利な頂点（刃先側）から底面（接合側）に至る部分の成分元素の濃度分布を走査電子顕微鏡で測定した結果を示す図である。ＷＣは接合側から刃先側にかけてあまり変化せず、Ｃｒは刃先側から接合側にかけて増加するような傾斜組成を示しているが、Ｃｏの比率は刃先側から接合側にかけて大きく変化している。
図１８は、上記のようにして得た切刃チップの刃先側の４０００倍の顕微鏡写真であり、図１９は、切刃チップの接合側の４０００倍の顕微鏡写真である。図１９に示す接合側の組織は図１８に示す刃先側の組織に比べて微細化していることが分かる。これら顕微鏡写真に対応する刃先側のＣｏ＋Ｃｒの合計量（図１６参照、８．５２７重量％）より接合側のＣｏ＋Ｃｒの合計量（図１６参照、１１．３３８重量％）の方が多いにも関わらず、刃先側のロックウェル硬さ（ＨＲＡ）は９０．６であるのに対して接合側のロックウェル硬さ（ＨＲＡ）は測定計器の上限である９２．０を示したので、実際の接合側のロックウェル硬さ（ＨＲＡ）は９２．０以上あると思われる。このように、Ｃｒを結合金属として添加しても組成は傾斜するが、焼結により組織は微細化して硬度が上昇する傾向にあることが分かる。
（５）第五実施形態
図１は、上記のようにして得た切刃チップ９をビット本体１４に対して抵抗溶接により接合したドリルビットの一部を省略した要部の正面図である。
（６）第六実施形態
図２０（ａ）は、第一実施形態により得た切刃チップ９をクロム・モリブデン鋼からなるドリルビット本体１４に抵抗溶接により接合して、１０時間コンクリートの穿孔に使用した後の接合部の状態を含む拡大図であり、接合時はもちろん、１０時間の使用後においても、接合部は破損しないことが分かる。
（５）第五実施形態
図１は、上記のようにして得た切刃チップ９をビット本体１４に対して抵抗溶接により接合したドリルビットの一部を省略した要部の正面図である。
（６）第六実施形態
図２０（ａ）は、第一実施形態により得た切刃チップ９をクロム・モリブデン鋼からなるドリルビット本体１４に抵抗溶接により接合して、１０時間コンクリートの穿孔に使用した後の接合部の状態を含む拡大図であり、接合時はもちろん、１０時間の使用後においても、接合部は破損しないことが分かる。
図２０（ｂ）は、比較例の切刃チップをドリルビット本体に接合して、コンクリートの穿孔に使用した場合の例を示す図である。すなわち、この比較例の切刃チップは、平均粒径０．２μｍのＷＣの粉末８５重量％と平均粒径１．２５μｍのＣｏの粉末１５重量％とを均一に混合した混合粉末を図２に示すような断面形状の成形型１に挿入して、上記と同様の方法により加圧圧粉体を得、この加圧圧粉体を図示しない真空加熱炉に挿入し、その真空加熱炉（Ｎ2ガス雰囲気）内を２００Ｐａの圧力に減圧するとともに１４００℃に加熱し、１４００℃で４０分間、真空焼結を行うことにより得たものである。
そして、この比較例の切刃チップ９ａをクロム・モリブデン鋼からなるドリルビット本体１４ａに抵抗溶接により接合して、コンクリートの穿孔に使用すると、接合時は破損しなかったが、穿孔開始から３時間後において、図２０（ｂ）に示すように、切刃チップ９ａはドリルビット本体１４ａから剥がれた。この比較例の切刃チップは組成が傾斜せず、刃先側から接合側にかけてほぼ均一の単層からなり、接合側が靱性を備えていないので、成分の異なる切刃チップとドリルビット本体との間での熱膨張率の差により生じる複雑な残留応力により切刃チップが剥がれたのである。
本発明の超硬チップは、ドリルビット、あるいは、チップソーや草刈り機や金鋸などの各種切削工具や各種切断工具の刃先の材料として好適である。
Claims (2)
- ＷＣ−Ｃｏ系超硬合金のブロック体からなる超硬チップにおいて、超硬チップを構成する超硬合金の組成は、ＷＣ対ＣOの配合比率が刃先側から接合側にかけて実質的に同一であるととともに、ＷＣとは共晶組織を形成しないか又はＷＣ−ＣO系超硬合金の共晶点以上のＷＣとの共晶点を有し且つＷＣ−ＣO系超硬合金の液相焼結温度以上の融点を有する結合金属の含有量が刃先側から接合側にかけて増加するような傾斜組成を有することを特徴とする超硬チップ。
- 刃先側の刃先層から１層または２層以上の中間層を経て接合側の接合層に至る各層のＷＣ対Ｃｏの配合比率が実質的に同一であって、ＷＣとは共晶組織を形成しないか又はＷＣ−Ｃｏ系超硬合金の共晶点以上のＷＣとの共晶点を有し且つＷＣ−Ｃｏ系超硬合金の液相焼結温度以上の融点を有する結合金属の含有量が刃先層から接合層にかけて増加するような傾斜組成を有する超硬チップの製造方法において、所定配合比率のＷＣ対Ｃｏおよび最も含有量の少ない結合金属からなる配合の刃先層形成用超硬合金粉末を超硬チップ用成形型に入れ、次いで、所定配合比率のＷＣ対Ｃｏおよび刃先層に比べて含有量が順次増加する結合金属からなる配合の１層または２層以上の中間層形成用超硬合金粉末を超硬チップ用成形型内の刃先層上に積層し、さらに、所定配合比率のＷＣ対Ｃｏおよび最も含有量の多い結合金属からなる配合の接合層形成用超硬合金粉末を超硬チップ用成形型内の中間層上に積層して加圧することによって圧粉体を得、この圧粉体を加熱炉に挿入して減圧雰囲気下で結合金属の融点以下の温度で焼結することにより超硬チップを製造することを特徴とする超硬チップの製造方法。
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