JPWO2014132512A1 - 切削工具 - Google Patents

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Abstract

【課題】 耐熱合金の切削加工のように切刃が高温になる加工においても、切刃における熱亀裂の発生を抑制し、耐摩耗性および耐欠損性が高い切削工具を提供する。【解決手段】 WC相を主体として、11.5〜12.5質量%のCoと、CrをCr3C2と換算で0.2〜0.6質量%との割合で含有してなり、前記WC相の平均粒径が0.85〜1.05μmであり、抗磁力(Hc)が13.0〜16.0kA/m、ロックウェル硬度(HRA)が89.5〜90.5である超硬合金からなる切削工具である。【選択図】 なし

Description

本発明は超硬合金からなる切削工具に関する。
従来から金属の切削加工に広く用いられている切削工具は、超硬合金が好適に利用されている。インコネルやチタン等の耐熱合金の需要の増加に伴って、耐熱合金の切削における切削性能に優れた切削工具が求められている。しかしながら、従来の切削工具では、切削時に切刃付近の温度が高温になる。その結果、切刃に熱亀裂が発生したり、発生した熱亀裂からクラックが進展したりして、切刃にチッピングや欠損が発生するという問題があった。
そこで、特許文献1では、WCを主成分として、Coを12〜14質量%と、Crを0.3〜0.6質量%と、を含み、抗磁力(Hc)が15〜25kA/m、抗折力が3.5GPa以上の超硬合金からなる切削工具が開示され、チタンやインコネル等の耐熱合金の切削加工において良好な切削性能を発揮することが開示されている。
特開2012−076156号公報
しかしながら、特許文献1のインサートでは、熱亀裂の発生を抑制する効果が不十分であり、更なる性能向上が必要であった。
本発明の目的は、耐熱合金の切削加工のように切刃が高温になる加工においても、切刃における熱亀裂の発生を抑制し、耐摩耗性および耐欠損性が高い切削工具を提供することにある。
耐熱合金の切削加工においては、超硬合金中のWC相の平均粒径や、Co、Cr(Cr32)等の添加物の含有量に対して、連続的に切削性能が変化するのではなく、ごく狭い特定の範囲で飛躍的な切削性能の向上が発現することがわかり、本発明に至った。
すなわち、本発明の切削工具は、WC相を主体として、Coを11.5〜12.5質量%と、CrをCr32換算量で0.2〜0.6質量%との割合で含有してなり、前記WC相の平均粒径が0.85〜1.05μmであり、抗磁力(Hc)が13.0〜16.0kA/m、ロックウェル硬さ(HRA)が89.5〜90.5の超硬合金からなる。
本発明の切削工具は、耐熱合金の切削において、切刃における熱亀裂の発生を抑制し、耐摩耗性および耐欠損性がともに高くて、飛躍的に優れた切削性能を発揮する。
本実施態様の切削工具は、WC相を主体として、Coを11.5〜12.5質量%と、CrをCr32換算量で0.2〜0.6質量%との割合で含有してなり、前記WC相の平均粒径が0.85〜1.05μmであり、抗磁力(Hc)が13.0〜16.0kA/m、ロックウェル硬さ(HRA)が89.5〜90.5の超硬合金からなる。この範囲からなる本実施態様の切削工具は、耐熱合金の切削において、切刃における熱亀裂の発生を抑制し、耐摩耗性および耐欠損性がともに高くて、飛躍的に優れた切削性能を発揮する。
すなわち、WC相の平均粒径が0.85μmよりも小さいと、超硬合金の熱伝導率が低下するとともに、靱性が低く、耐欠損性が低下する。逆に、WC相の平均粒径が1.05μmよりも大きいと、超硬合金の硬度が低下して耐摩耗性が低下する。WC相の平均粒径のより好適な範囲は、0.95〜1.05μmである。また、Coの含有量が11.5質量%よりも少ないと、十分な靱性、強度が確保できず、欠損しやすい。逆に、Coの含有量が12.5質量%より多いと、超硬合金の熱伝導率が低下して熱亀裂が発生し欠損しやすいとともに、耐塑性変形性が悪化して切刃における摩耗の進行が速くなる。Co含有量のより好適な範囲は、12.0〜12.5質量%である。
さらに、CrのCr32換算量が0.2質量%より少ないと、超硬合金中の結合相が酸化して変質しやすく、逆に、クロム(Cr)のCr32換算量が0.6質量%より多いと、靱性が低下し欠損しやすくなる。CrのCr32換算量のより好適な範囲は、0.4〜0.5質量%である。また、合金中には、バナジウム(V)やタンタル(Ta)の少なくとも1種を炭化物(VCおよびTaC)換算による合計で0.2質量%以下の範囲で含有させることもできる。本実施態様では、クロム(Cr)、バナジウム(V)およびタンタル(Ta)は結合相中に固溶する。
また、抗磁力が13.0kA/mよりも低いと、硬度が低下し、十分な耐摩耗性を発揮できない。逆に、抗磁力が16.0kA/mよりも高いと、熱亀裂が発生しやすく、破壊靱性が低下し、突発欠損を誘発してしまう。抗磁力のより好適な範囲は、13.5〜15.0kA/mである。
ロックウェル硬さ(HRA)が89.5よりも低いと、切刃における摩耗の進行が速くなる。逆に、ロックウェル硬さが90.5よりも高いと靱性が低下し、欠損に対する安定性が低下して突発欠損等の工具損傷が発生しやすくなってしまう。ロックウェル硬さのより好適な範囲は、89.8〜90.3である。
本実施態様では、超硬合金の抗折力が3.5GPa以上、ワイブル係数は10以上である。これによって、焼結体の欠陥が少ないとともに、焼結体間のばらつきが小さく、切削工具の突発欠損が抑制される。抗折力の望ましい範囲は、3.7〜4.2GPaであり、ワイブル係数の望ましい範囲は、15以上である。なお、本発明においては、切削工具の形状からJISR1601に規定された3点曲げ強度の試験片の形状が作製できる場合には、JISR1601に規定された試験片を切り出して、JISR1601に準じて3点曲げ強度を測定したときの3点曲げ強度を測定する。切削工具の形状からJISR1601に規定された3点曲げ強度の試験片の形状が作製できない場合には、切削工具から、JISR1601に規定された試験片の縦:横:長さの比である3:4:10の矩形形状となるように、最も大きな矩形の試料を切り出して加工し、これを試験片として使用し、測定のスパンも試料の縦の長さと同じ比率にして3点曲げ強度を測定する。
また、本実施態様では、飽和磁化(Ms)は165〜200kA/mである。この範囲であれば、超硬合金はη相または遊離炭素の析出がない健全合金となる。このとき、超硬合金中の酸素量は、0.03〜0.10質量%となる。さらに、超硬合金の破壊靭性値(K1C)は16MPa・m1/2以上、特に16.5〜20.0MPa・m1/2となる。
CoはWC相間を結合する結合相中に存在する。超硬合金は、WC相を主体とし、Coを主体とする結合相がWC相間を結合した組織からなる。結合相中にはタングステン(W)およびクロム(Cr)が含有されており、これらは固溶している。固溶しているか否かは走査型電子顕微鏡(SEM)または透過型電子顕微鏡(TEM)観察にて確認できる。本実施態様によれば、超硬合金の表面と内部との間に、結合相中のタングステンの含有比率が最大値を取る位置が存在する。結合相中のタングステンの含有比率は、超硬合金の表面から内部に向かって一旦増加し、最大値を取った後、内部に向かって減少する分布がよい。測定は、超硬合金の研磨加工がされていない表面を含む断面にて行われることが望ましく、例えば、切削工具の中央に設けられるネジ孔の内壁面を含む断面を用いて測定される。
超硬合金の表面と内部との間に、結合相中のタングステンの含有比率が最大値を取る位置が存在する分布からなることによって、切削時に発生する熱が効率よく伝播するという効果がある。なお、本実施態様では、結合相中のタングステンの含有比率が最大値を取る位置が、超硬合金の表面からの深さが50〜200μmの範囲内にある。また、焼成によって超硬合金を作製した後、切刃部、すくい面、逃げ面では、研磨加工を施すことによって、結合相中のタングステンの含有比率が最大値を取る位置が、超硬合金の表面からの深さが50μmよりも浅い位置になる場合や超硬合金の最表面になる場合もあるが、この場合でも上記効果は失わない。
(被覆層の第1の実施態様)
また、本実施態様の切削工具では、超硬合金の表面に被覆層を被覆することができる。被覆層としては、例えば、平均厚みが0〜0.7μmのTiN層と、平均厚みが1〜3μmのTiCN層と、平均厚みが0〜0.1μmのTiCO、TiNOおよびTiCNOのうちのいずれかからなる中間層と、平均厚みが0.3〜0.7μmのAl23層と、平均厚みが0〜0.7μmのTiCxy層(0<x、0.5≦y、x+y=1)からなる最表層とが順に積層されてなる。上述した構成の超硬合金に上記被覆層を被覆することによって、インコネル等のニッケル基合金のミリング加工にて長寿命な切削加工が可能となる。なお、本実施態様によれば、この被覆層はCVD法によって作製されている。
上記実施態様の被覆層のより好適な構成を具体的に説明すると、上記超硬合金からなる基体の表面に被覆されて、基体側から、TiN層と、TiCN層と、中間層と、Al23層と、最表層との順に設けられている。中間層は、TiCO、TiNOおよびTiCNOのうちのいずれかからなる。最表層は、TiCxy層(0<x、0.5≦y、x+y=1)からなる。被覆層の各層のより好適な平均厚みは、TiN層が0.1〜0.7μm、TiCN層が1〜3μm、中間層が0.01〜0.1μm、Al23層が0.3〜0.7μm、最表層が0.3〜0.7μmである。なお、各層の平均厚みは、各層の任意の位置において、基体の表面と平行な方向について10μm以上の長さに亘って1μm間隔で厚みを測定し、その平均値を取って算出する。
ここで、TiCN層の厚みが1μm以上であると、十分な耐摩耗性を維持できる。TiCN層が3μm以下の厚みであると、欠損しにくい。TiCN層のより好適な範囲は、2〜2.5μmである。Al23層の厚みが0.3μm以上であると、十分な耐酸化性を維持でき、耐摩耗性が高い。Al23層の厚みが0.7μm以下であると、チッピングしにくい。Al23層のより好適な範囲は、0.4〜0.6μmである。
TiN層は基体と被覆層との密着性を高めるものであり、TiN層の平均厚みが0.3〜0.7μmであると、被覆層は基体との密着性が良く、かつ、被覆層はチッピングしにくい。TiN層のより好適な範囲は、0.4〜0.5μmである。さらに、TiCN層とAl23層との間の中間層はTiCN層とAl23層との密着性を高める効果がある。中間層の平均厚みが0.01〜0.1μmであると、Al23層が剥離しにくく、かつAl23層がチッピングしにくい。中間層のより好適な範囲は、0.03〜0.08μmである。最表層は、切削工具の表面を金色として、切刃の未使用、使用済みの判定を容易にするために設けたものであり、0.3〜0.7μmであれば、目視で識別できる。また、本実施態様では、最表層の表面において、切刃ではTiCxy結晶(0<x、0.5≦y、x+y=1)が粒状粒子からなるとともに、すくい面では針状粒子からなる。これによって、切刃においては、被覆層の表面での空隙が少なく、被覆層の摩耗が小さい。一方、すくい面では被覆層の表面に針状粒子が析出した構造なので、被覆層の表面での空隙が多く、被覆層の表面における切削液の保持力が向上する。その結果、加工によって発生する切屑の流れがスムーズになり、切刃における温度上昇を抑制することができる。なお、最表層には、酸素を全量中10質量%以下の割合で含有してもよい。さらに、本実施態様では、最表層は、基体側の炭素濃度が表面側の炭素濃度よりも高い構成となっている。これによって、すくい面においては、針状粒子が形成されるとともに、最表層の表面では金色になり、使用の識別がしやすい。なお、TiN層、中間層および最表層は省略することもできる。
上記基体と被覆層との組み合わせによって、切削時の発熱によっても熱亀裂およびその進展が抑制される。また、切刃が高温になっても、Al23層が被覆層の酸化を抑制する。しかも、Al23層の平均厚みは0.3〜0.7μmなので、Ni基合金やTi基合金のような凝着しやすい耐熱合金の加工であってもAl23層の剥離を抑制できる。
また、切削工具の全体形状は、概略板形状で、主面に対して側面が90°であり、両主面の端部を切刃として使用する形状、いわゆる、両面使いのネガチップ形状が好適例として挙げられる。そして、両主面は同じ形状からなるものであってもよいが、他の実施態様として、一方の主面側のAl23層の平均厚みと他方の主面側のAl23層の平均厚みとが異なっている構成であってもよい。この構成であれば、2つの加工条件で切削加工を行うような場合に、一方の主面側の切刃と他方の主面側の切刃を別々の加工条件で使い分けすることにより、切削工具はより最適な工具性能を発揮する。なお、このとき、より最適な工具性能とするために、一方の主面側のブレーカ形状と他方の主面側のブレーカ形状とが異なっていてもよい。
(被覆層の第2実施態様)
また、被覆層としては上記構成に限定されるものではない。例えば、前記超硬合金の表面に、平均厚みが3.0〜5.5μmのTi1-a-bAlab(C1-xx)(ただし、MはCr、Si、W、Mo、Ta、Hf、Nb、ZrおよびYから選ばれる少なくとも1種、0.2≦a≦0.7、0≦b≦0.4、0≦x≦1)からなる被覆層が被覆されてなる実施態様であってもよい。チタン合金やSUSのミリング加工にて長寿命な切削加工が可能となる。本実施態様によれば、この被覆層はPVD法によって作製されている。
金属Mは、Cr、Si、W、Mo、Ta、Hf、Nb、ZrおよびYから選ばれる少なくとも1種であるが、Cr、Si、WおよびNbから選ばれる1種を含む場合には、耐酸化性および耐溶着性がさらに向上する。
被覆層は単一組成からなるものであってもよいが、本実施態様では、Ti1-a1-b1Ala1b1(C1-x1x1)(ただし、MはCr、Si、W、Mo、Ta、Hf、Nb、ZrおよびYから選ばれる少なくとも1種、0.2≦a1≦0.7、0≦b1≦0.4、0≦x1≦1)からなる第1薄層と、Ti1-a2-b2Ala2b2(C1-x2x2)(ただし、MはCr、Si、W、Mo、Ta、Hf、Nb、ZrおよびYから選ばれる少なくとも1種、0.2≦a2≦0.7、0≦b2≦0.4、0≦x2≦1、a1=a2かつb1=b2かつx1=x2を除く。)からなる第2薄層とが交互に積層された多層構造となっている。つまり、第1薄層と第2薄層との異なる組成の2層が数nm〜数十nmの厚みで交互に積層されている。これによって、被覆層内にクラックが進展することを抑制することができ、かつ被覆層全体が高硬度化して、耐摩耗性が向上する。
なお、本発明においては、このように組成の異なる2種類以上の多層構成からなる被覆層の組成は、被覆層の全体組成で表わし、電子線マイクロアナライザー(EPMA)等によって分析可能である。被覆層の詳細組成は透過型電子顕微鏡(TEM)で観察でき、その組成はエネルギー分散分光分析(EDS)で確認することができる。また、多層構造の被覆層の構造は、第1薄層と第2薄層との2種類に限定されず、第1薄層および第2薄層とは異なる組成の第3薄層等を追加した3種類以上の交互積層構造であってもよい。
さらに、上記多層構成の被覆層を形成するには、例えば、成膜装置のチャンバの内壁側面に、組成の異なるターゲットを一定の間隔をあけて配置した状態で、成膜する試料を回転させながら成膜することによって作製することができる。
(製造方法)
本発明の被覆工具を作製する方法について説明する。
まず、マイクロトラック法による平均粒径が2.5〜4.0μm、特に3.0〜4.0μmのWC原料粉末およびマイクロトラック法による平均粒径が2.0〜3.0μmのCr32原料粉末を、粉砕混合機に投入し、水または溶剤を添加し、撹拌してスラリーを作製する。ここで、上記2.5〜4.0μmの平均粒径のWC原料粉末を用いて、スラリーを撹拌しながら、混合粉末のマイクロトラック法による平均粒径が0.9〜1.1μmになるまで粉砕することによって、合金中のWC粒子の平均粒径を所定の範囲内にした上で、抗磁力とロックウェル硬さとを所定の範囲内に調整することができる。
また、Co原料粉末は、WC原料粉末およびCr32原料粉末の投入時に添加せず、スラリーを撹拌しながら、混合粉末のマイクロトラック法による平均粒径が2.0〜2.2μmになるまで粉砕した後に、Co原料粉末をスラリーの中に添加する。すなわち、Co原料粉末を初期から投入すると、粉砕時間が終了する頃にはCo原料粉末同士が凝集して、抗磁力およびロックウェル硬さが所定の範囲から外れてしまう。また、所望により、スラリー中には、焼成後の超硬合金の飽和磁化の調整するために、WC原料粉末およびCr32原料粉末の投入時に、金属粉末、カーボン粉末を添加する。なお、VC原料粉末やTaC原料粉末を添加する場合には、WC原料粉末およびCr32原料粉末の投入時に添加する。また、スラリーには有機バインダ、分散剤等を添加して調整し、スプレードライにて顆粒とする。
この顆粒を用いて、プレス成形、鋳込成形、押出成形、冷間静水圧プレス成形等の公知の成形方法によって所定の工具形状に成形する。その後、真空中または非酸化性雰囲気中にて1350〜1450℃で焼成することによって上述した超硬合金を作製する。焼成後の冷却速度は10〜70℃/分、特に20〜50℃/分がよい。この超硬合金に所望によって研磨加工や切刃部のホーニング加工を施す。
そして、その表面に所望により、被覆層を成膜する。
まず、第1の実施態様である化学気相蒸着(CVD)法によって被覆層を成膜する方法の一例について説明する。
初めに、反応ガス組成として四塩化チタン(TiCl4)ガスを0.5〜10体積%、窒素(N2)ガスを10〜60体積%、残りが水素(H2)ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を800〜940℃、8〜50kPaの条件でTiN層を成膜する。
次に、反応ガス組成として、体積%で四塩化チタン(TiCl4)ガスを0.5〜10体積%、窒素(N2)ガスを10〜60体積%、アセトニトリル(CH3CN)ガスを0.1〜3.0体積%、残りが水素(H2)ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、成膜温度を780〜880℃、5〜25kPaにてTiCN層の下側部分を成膜する。ここで、上記成膜条件のうち、反応ガス中のアセトニトリルガスの割合が0.1〜0.4体積%に調整すること、および成膜温度を780℃〜880℃とすることが、断面観察において下側部分が微細な筋状晶(MT−TiCN)からなるTiCN層を形成できるために望ましい。
なお、TiCN層の下側部分の成膜条件は単一条件で形成しても良いが、TiCN層の成膜条件を途中で変更して組織状態を変えることもできる。例えば、アセトニトリル(CH3CN)ガスの比率を増してTiCN層の上側の結晶を下側の結晶よりも幅の広い柱状結晶とすることができる。または、上記TiCN層の成膜途中から、成膜条件を、四塩化チタン(TiCl4)ガスを1〜5体積%、アセトニトリル(CH3CN)ガスを0.5〜5体積%、窒素(N2)ガスを10〜30体積%、残りが水素(H2)ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を950〜1100℃、5〜40kPaの条件に変更することによって、TiCN層の上側の結晶を下側の結晶よりも幅の広い柱状結晶とすることができる。この条件において、アセトニトリル(CH3CN)ガスの一部をメタン(CH4)ガスを4〜10体積%の割合に変えても所望のTiCN層の形成が可能である。
次に、TiCN層の上側部分を構成するHT−TiCN層を成膜する。HT−TiCN層の具体的な成膜条件は、四塩化チタン(TiCl4)ガスを2.5〜4体積%、メタン(CH4)ガスを0.1〜10体積%、窒素(N2)ガスを5〜20体積%、残りが水素(H2)ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を900〜1050℃、5〜40kPaとし、成膜時間を20〜60分とすることが望ましい。
さらに、中間層を成膜する。具体的な成膜条件は、四塩化チタン(TiCl4)ガスを1〜4体積%、メタン(CH4)ガスを0〜7体積%、窒素(N2)ガスを0〜20体積%、二酸化炭素(CO2)ガスを1〜5体積%、残りが水素(H2)ガスからなる混合ガスを調整する。これらの混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を900〜1050℃、5〜40kPaとし、成膜時間を20〜60分とする条件で成膜する。
そして、引き続き、Al23層を成膜する。Al23層の成膜方法としては、三塩化アルミニウム(AlCl3)ガスを0.5〜5.0体積%、塩化水素(HCl)ガスを0.5〜3.5体積%、二酸化炭素(CO2)ガスを0.5〜5.0体積%、硫化水素(H2S)ガスを0.0〜0.5体積%、残りが水素(H2)ガスからなる混合ガスを用い、950〜1100℃、5〜10kPaとすることが望ましい。
また、所望により、最表層を成膜する。具体的な成膜条件は、反応ガス組成として四塩化チタン(TiCl4)ガスを0.1〜10体積%、窒素(N2)ガスを0〜60体積%、残りが水素(H2)ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を960〜1100℃、10〜85kPaとすればよい。
上記被覆層の成膜において、一方の主面側のAl23層の厚みと他方の主面側のAl23層の厚みとを異ならせる方法の一例としては、一方の主面側の隣接する試料間の間隔と、他方の主面側の隣接する試料間の間隔とを異ならせる方法が挙げられる。このとき、対向するすくい面に設けられるブレーカ形状と、対向しないすくい面に設けられるブレーカ形状とを異ならせることによって、得られた切削工具は、両面を異なる切削条件で使うことができる。また、上下の試料間の間隔と、左右の試料間の間隔を異ならせることによって、切刃およびすくい面におけるAl23層の厚みや最表層の結晶構造を異ならせることができる。
次に、第2の実施態様である物理気相蒸着(PVD)法によって被覆層を成膜する方法の一例について説明する。PVD法としては、イオンプレーティング法やスパッタリング法が好適に適応可能である。成膜方法の一例についての詳細について説明すると、被覆層をアークイオンプレーティング法で作製する場合には、金属チタン(Ti)、金属アルミニウム(Al)および所定の金属M(ただし、MはCr、Si、W、Mo、Ta、Hf、Nb、ZrおよびYから選ばれる少なくとも1種以上)をそれぞれ独立に含有する金属ターゲット、複合化した合金ターゲットまたは焼結体ターゲットをチャンバの側壁面位置にセットする。
成膜条件としては、これらのターゲットを用いて、アーク放電やグロー放電などにより金属源を蒸発させイオン化すると同時に、窒素源の窒素(N2)ガスや炭素源のメタン(CH4)/アセチレン(C22)ガスと反応させるイオンプレーティング法またはスパッタリング法によって被覆層を成膜する。なお、上記被覆層を成膜する際には、被覆層の結晶構造を考慮して高硬度な被覆層を作製できるとともに基体との密着性を高めるために、本実施態様では、35〜200Vのバイアス電圧を印加する。
また、上述した薄層を交互に積層した積層膜を成膜するには、第1ターゲットと第2ターゲットとをチャンバの側壁面の対向する位置等の所定の位置にセットし、試料を回転させて第1ターゲットと第2ターゲットに近づいたり遠ざかったりさせながら成膜することによって作製可能である。
表1に記載の平均粒径からなる炭化タングステン(WC)粉末に対して、平均粒径1.2μmの金属コバルト(Co)粉末および平均粒径2.5μmのCr32粉末とを添加、混合して、混合粉末の平均粒径が0.9〜1.1μmの範囲になるまで粉砕を振動ミルにて行った。この時、Coの添加について、表1において添加時期を途中と記載している試料については、粉砕途中の混合粉末の平均粒径が2.0〜2.2μmの範囲になった時点でCo粉末を添加し、添加時期を初期と記載している試料については、粉砕を開始する前にCo粉末添加した。
その後、スプレードライによって造粒して得られた混合粉末をプレス成形により切削工具形状に成形した後、脱バインダ処理を施し、真空度が0.5〜100Paの真空中、表1に示す温度で1時間焼成し、表1に示す降温速度で降温して、表1に示す超硬合金を作製した。なお、焼成後の超硬合金中の各金属含有量は調合組成と同じであった。さらに、作製した超硬合金にブラスト加工にてすくい面側について刃先処理(Rホーニング)を施した。
次に、上記超硬合金に対して、CVD法により被覆層を成膜した。成膜条件は、まず、880℃、16kPaの成膜条件で、TiCl4:2.0体積%、N2:33体積%、残りがH2の混合ガスを流してTiN層を0.1μmの厚さで成膜した。次に、825℃、9kPaの成膜条件で、TiCl4:2.5体積%、N2:23体積%、CH3CN:0.4体積%、残りがH2の混合ガスを流して平均結晶幅が0.3μmの第1のTiCN層を2.5μmの厚さで成膜した。そして、1010℃、20kPaの成膜条件で、TiCl4:3.5体積%、CH4:0〜3体積%、N2:0〜10体積%、CO2:2体積%、残りがH2の混合ガスを流して中間層を0.1μmの厚さで形成した。その後、1005℃、9kPaの成膜条件で、AlCl3:1.5体積%、HCl:2体積%、CO2:4体積%、H2S:0.3体積%、残りがH2の混合ガスを流してαAl23層を0.5μmの厚さで成膜した。最後に、1010℃、30Paの成膜条件で、TiCl4:3.0体積%、N2:30体積%、残りがH2の混合ガスを流して最表層を0.5μmの厚さで成膜した。最表層については、TiNを基本とする組成であったが、炭素(C)の拡散等による混入があり、TiCNとなっていた。
得られた切削工具について、磁気特性測定装置にて抗磁力(Hc)と飽和磁化(Ms)を測定し、JISZ2245にてロックウェル硬度を、JISR1607にて破壊靭性値(K1c)を測定した。また、各切削工具を、長さ11.5mmで縦:横:長さの比が3:4:10の矩形形状になるように切り出し、JISR1601およびJISR1625に準じて抗折力(3点曲げ強度)とワイブル係数を測定、算出した。結果は表2に示した。
また、得られた切削工具の切断面を波長分散型X線分析(WDS)にて結合相の組成分析を行い、結合相内のタングステンの含有量を確認した。合金の表面からの深さが500μm〜600μmの範囲内で各結合相中のタングステンの含有量を点在する結合相のそれぞれの位置について測定した。また、合金の表面〜表面からの深さが300μmまでの範囲内で点在する各結合相中のタングステンの含有量についても測定し、表面〜深さ300μmの範囲でのタングステンの含有量が500μm〜600μmの範囲内でのタングステンの固溶量よりも高くなる領域が存在する場合には、タングステンの含有量が最大となるの深さを確認した。なお、内部から表面までタングステン量に変化のない、すなわち表面〜深さ300μmの範囲にタングステンの固溶量よりも高くなる領域が存在しない試料については、表中、一定と記載した。結果は表2に示した。
そして、この切削工具を用いて下記の条件により、切削試験を行い、耐摩耗性および耐欠損性を評価した。結果は表3に示した。
(切削条件)
被削材 :インコネル718 角材
工具形状:PNMU1205ANER−GM(京セラ株式会社製インサート)
切削速度:40m/分
送り速度:0.15mm/刃
切り込み:2.0mm(軸方向)×10mm(径方向)
その他 :水溶性切削液使用
評価項目:各試料10コーナーずつ切削を行い欠損に至るまでの平均切削時間と、最短で欠損した時の切削時間を測定、算出した。また、切削時間5分まで加工できた試料については、切削時間5分における逃げ面摩耗量を測定した。
Figure 2014132512
Figure 2014132512
Figure 2014132512
表1−3より、WC相の平均粒径が0.85μmよりも小さい試料No.2では、靱性が低く、突発欠損した。WC相の平均粒径が1.05μmよりも大きい試料No.5では、摩耗が大きくなった。Co含有量が11.5質量%よりも少ない試料No.6では、欠損した。逆に、Co含有量が12.5質量%よりも多い試料No.9では、熱亀裂による欠損が発生し、かつ摩耗も大きかった。Cr32含有量が0.2質量%よりも少ない試料No.10では、超硬合金の表面において結合相の酸化による腐食が見られ、欠損も発生した。Cr32含有量が0.6質量%よりも多い試料No.13では、靱性が低下し欠損した。抗磁力が13kA/mよりも低い試料No.15では、急激に摩耗が進行し欠損した。抗磁力が16kA/mよりも高い試料No.18では、熱亀裂が入って突発的に欠損した。ロックウェル硬度が89.5よりも小さい試料No.19では摩耗が大きかった。ロックウェル硬度が90.5よりも大きい試料No.22では、チッピングが発生した。
これに対して、本発明の範囲内である基体と被覆層とからなる試料No.1、3、4、7、8、11、12、14、16、17、20、21、23〜29では、チッピングや欠損が抑制され、かつ摩耗の進行も抑制されていた。
実施例1の試料No.1の超硬合金と同じ材質を用いて、CVD法により表4に記載された被覆層を成膜した。1層目のTiN層は実施例1と同じ成膜条件で表4に示した厚みにて成膜した。2層目のTiCN層は、825℃、9kPaにて、TiCl4:2.5体積%、N2:23体積%、CH3CN:成膜初期は0.2体積%で、次第に流量を増やして成膜終了時には0.5体積%、残りがH2の混合ガスを流して成膜した。そして、3層目の中間層は、実施例1と同じ成膜条件で表4に示した厚みにて成膜した。4層目のαAl23層は、1005℃、9kPaの成膜条件で、AlCl3:2.5体積%、HCl:0.5体積%、CO2:4体積%、H2S:0.3体積%、残りがH2の混合ガスを流して成膜した。最表層は、実施例1と同じ成膜条件にて表4に示した厚みにて成膜した。
得られた切削工具について、実施例1の切削条件にて切削試験を行い、切削性能を評価した。結果は表4に示した。
Figure 2014132512
表4より、試料No.30−40のいずれの試料も、チッピングや欠損が抑制され、かつ摩耗の進行も抑制されていることがわかった。
実施例1の試料No.1の超硬合金と同じ材質を用いて、PVD法により被覆層を成膜した。成膜条件は、被覆層を形成する金属元素を含有する焼結体ターゲットをセットして、表5に示すバイアス電圧を印加し、アーク電流150Aをそれぞれ流し、成膜温度540℃として表5に示す組成の被覆層を成膜した。
試料の組成は、被覆層の表面から走査型電子顕微鏡(SEM)観察を行い、3か所の平均組成を被覆層の組成として表記した。また、各試料の被覆層を含む断面についてSEM観察を行い、被覆層の厚みを測定した。さらに、透過型電子顕微鏡(TEM)にて被覆層の詳細な組織を観察し、エネルギー分散分光分析(EDS)にて詳細組成を確認した。
さらに、下記条件で切削性能を評価した。結果は表6に示した。
(切削条件)
被削材 :Ti−6Al−4V合金 角材
工具形状:PNMU1205ANER−SM(京セラ株式会社製インサート)
切削速度:60m/分
送り速度:0.25mm/刃
切り込み:2.0mm(軸方向)×10mm(径方向)
その他 :水溶性切削液使用
評価方法:欠損に至るまでの加工時間および加工時間30分後の切刃の状態
Figure 2014132512
Figure 2014132512
表5、6より、試料No.41−48のいずれの試料でも、チッピングや欠損が抑制され、かつ長寿命な切削加工が可能であった。

Claims (9)

  1. WC相を主体として、Coを11.5〜12.5質量%と、CrをCr32換算量で0.2〜0.6質量%との割合で含有してなり、前記WC相の平均粒径が0.85〜1.05μmであり、抗磁力(Hc)が13.0〜16.0kA/m、ロックウェル硬度(HRA)が89.5〜90.5の超硬合金からなる切削工具。
  2. 抗折力が3.5GPa以上で、ワイブル係数が10以上である請求項1記載の切削工具。
  3. 飽和磁化(Ms)が165〜200kA/m、破壊靭性値(K1C)が16MPa・m1/2以上である請求項1または2記載の切削工具。
  4. 前記Coは前記WC相間を結合する結合相中に存在するとともに、該結合相中にはタングステン(W)を含有し、前記超硬合金の表面と内部との間に、前記タングステンの含有比率が最大値を取る位置が存在する請求項1乃至3のいずれか記載の切削工具。
  5. 前記結合相中のタングステンの含有比率が最大値を取る位置が、前記表面から50〜200μmの範囲内にある請求項4記載の切削工具。
  6. 前記超硬合金の表面に被覆層を被覆してなる請求項1乃至5のいずれか記載の切削工具。
  7. 前記超硬合金の表面に、平均厚みが0〜0.7μmのTiN層と、平均厚みが1〜3μmのTiCN層と、平均厚みが0〜0.1μmのTiCO、TiNOおよびTiCNOのうちのいずれかからなる中間層と、平均厚みが0.3〜0.7μmのAl23層と、平均厚みが0〜0.7μmのTiCxy層(0<x、0.5≦y、x+y=1)からなる最表層とが、前記基体側から順に積層されてなる請求項6記載の切削工具。
  8. 前記超硬合金の表面に、平均厚みが3.0〜5.5μmのTi1-a-bAlab(C1-xx)(ただし、MはCr、Si、W、Mo、Ta、Hf、Nb、ZrおよびYから選ばれる少なくとも1種、0.2≦a≦0.7、0≦b≦0.4、0≦x≦1)からなる被覆層が被覆されてなる請求項6記載の切削工具。
  9. 前記被覆層が、Ti1-a1-b1Ala1b1(C1-x1x1)(ただし、MはCr、Si、W、Mo、Ta、Hf、Nb、ZrおよびYから選ばれる少なくとも1種、0.2≦a1≦0.7、0≦b1≦0.4、0≦x1≦1)からなる第1薄層と、Ti1-a2-b2Ala2b2(C1-x2x2)(ただし、MはCr、Si、W、Mo、Ta、Hf、Nb、ZrおよびYから選ばれる少なくとも1種、0.2≦a2≦0.7、0≦b2≦0.4、0≦x2≦1、a1=a2かつb1=b2かつx1=x2を除く。)からなる第2薄層とが、交互に積層された多層構成からなる請求項8記載の切削工具。
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