JPWO2019069701A1 - 超硬合金複合材およびその製造方法ならびに超硬工具 - Google Patents

Abstract

従来よりも高い高温強度を有し、割れや剥離の発生を抑制することができる超硬合金と非超硬合金の超硬合金複合材を提供する。ＷＣ−Ｃｏ系超硬合金からなる超硬合金部と、ＮｉまたはＣｏを合計で５０質量％以上含む金属よりなる基材部とを有する超硬合金複合材である。この超硬合金複合材は、超硬合金部と基材部との間に、超硬合金部の成分と基材部の成分を含む中間層を有している。この中間層は、ガンマ相分率が８０％以上でビッカース硬さが７００ＨＶ未満である部分を含む。

Description

本発明は、超硬合金と非超硬合金の超硬合金複合材およびその製造方法ならびに超硬工具に関する。

従来から切削部のみが超硬合金からなる切削工具の製造方法およびその製造方法によって製造された切削工具に関する発明が知られている（下記特許文献１を参照）。特許文献１は、熱間用工具鋼からなる胴体部と超硬合金からなる切削部とを熱処理して接合することや、切削工具の表面に金属酸化物、窒化物、炭化物のうち少なくとも１つ以上からなる皮膜をコーティングすることを開示している（同文献、請求項１等を参照）。

また、耐摩耗性が要求される鍛造パンチや押出ダイス、押出パンチなどの金型として有用な安価で高寿命の超硬合金と鋼の接合材料およびその製造方法に関する発明が知られている（下記特許文献２を参照）。特許文献２は、Ｎｉをインサート材とした超硬合金と鋼の接合材料において、Ｎｉインサートの厚みが０．１ｍｍ以上０．５ｍｍ以下で、かつＮｉインサート材の格子定数が３．５４０Å以上３．５８０Å以下であり、超硬合金のＣｏ量が４０重量％以下であるものを開示している（同文献、請求項１等を参照）。

また、特許文献２は、上記接合材料の製造方法として、黒鉛ダイ内に鋼、Ｎｉインサート材、超硬合金またはＣｏ量の異なる超硬合金をＣｏ量の多い順に充填し、黒鉛パンチによる所定の加圧力のもとで、黒鉛パンチおよびダイに直接電流を通電し、通電加圧焼結する方法を開示している（同文献、請求項４等を参照）。

特表２０１７−５０１８９０号公報 特開平１１−２２１６８０号公報

前記特許文献１には、コーティング被膜により、切削工具の機械的な性質がコーティング前に比べて約１．５倍程度向上することが記載されている（同文献、第００３０段落等を参照）。しかし、コーティングでは、切削工具の高温強度が不足するおそれがある。また、前記特許文献２のように、通電加圧焼結では、超硬合金の寸法が変化して接合材料に割れや剥離が発生するおそれがある。

本発明は、高温強度に優れ、割れや剥離の発生を抑制することができる超硬合金と非超硬合金の超硬合金複合材を提供する。

本発明の超硬合金複合材は、ＷＣ−Ｃｏ系超硬合金からなる超硬合金部と、ＮｉまたはＣｏを合計で５０質量％以上含む金属よりなる基材部とを有する超硬合金複合材であって、前記超硬合金部と前記基材部との間に、前記超硬合金部の成分と前記基材部の成分を含む中間層を有し、前記中間層は、ガンマ相分率が８０％以上でビッカース硬さが７００ＨＶ未満である部分を含むことを特徴とする。

本発明によれば、高温強度に優れ、割れや剥離の発生を抑制することができる超硬合金複合材を提供することができる。

本発明の実施の形態に係る超硬合金複合材の一例を示す模式断面図。 本発明の実施の形態に係る超硬合金複合材の一例を示す模式断面図。 図１Ａに示す超硬合金複合材の一例を示す断面写真図。 図２に示す超硬合金複合材のＥＰＭＡによる測定結果の一例を示すグラフ。 本発明の実施の形態に係る超硬合金複合材の製造方法の一例を示すフロー図。 本発明の実施の形態に係る超硬工具の一例を示す正面図。 超硬合金部と基材部との間の剥離および割れの一例を示す断面写真図。 超硬合金複合材の中間層におけるガンマ相分率を示すグラフ。 超硬合金複合材の中間層のビッカース硬さ試験の結果を示すグラフ。 中間層のＸＲＤによる結晶構造解析結果。 中間層のＸＲＤによる結晶構造解析結果。 中間層のＸＲＤによる結晶構造解析結果。 超硬合金複合材のＥＰＭＡによる測定結果を示す画像図。 熱処理後の超硬合金複合材のＥＰＭＡによる測定結果を示す画像図。 熱処理後の超硬合金複合材のＥＰＭＡによる測定結果を示す画像図。 熱処理後の超硬合金複合材のＥＰＭＡによる測定結果を示す画像図。 熱処理後の超硬合金複合材のＥＰＭＡによる測定結果を示す画像図。

以下、図面を参照して本発明の超硬合金複合材およびその製造方法ならびに超硬工具の実施の形態を説明する。

［超硬合金複合材］
図１Ａおよび図１Ｂは、本発明の実施の形態に係る超硬合金複合材１０の一例を示す模式断面図である。図２は、図１Ａに示す超硬合金複合材１０の一例を示す断面写真図である。

本実施形態の超硬合金複合材１０は、炭化タングステン（ＷＣ）とコバルト（Ｃｏ）を主体とする（ＷＣおよびＣｏを合計で５０質量％以上含んでいる）ＷＣ−Ｃｏ系超硬合金からなる超硬合金部１と、ニッケル（Ｎｉ）またはＣｏを合計で５０質量％以上含む金属よりなる基材部２とを有している。また、超硬合金複合材１０は、超硬合金部１と基材部２との間に、超硬合金部１の成分と基材部２の成分を含む中間層３を有している。この中間層３は、ガンマ相分率が８０％以上でビッカース硬さが７００ＨＶ未満である部分を含んでいる。超硬合金部１を構成するＷＣ−Ｃｏ系超硬合金は、高温強度および耐摩耗性に優れている。したがって、前記構成を備えることで、超硬合金複合材１０は、高温強度に優れ、割れや剥離の発生を抑制することができる。

なお、ガンマ相は、オーステナイト相とも呼ばれ、面心立方格子（ＦＣＣ：face-centered cubic）構造を有している。また、ガンマ相分率は、電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ：Electron backscatter diffraction）法を用いて、たとえば２００μｍ×２００μｍの範囲をスキャンし、測定画面上に占めるガンマ相の面積から算出することができる。また、ビッカース硬さは、市販のマイクロビッカース硬さ試験機によって測定することができる。

図１Ｂに示す例において、超硬合金複合材１０は、超硬合金部１の表面にコーティング層４を有している。コーティング層は、たとえば超硬合金部１の表面を窒化させたり、ＣＶＤ（Chemical Vapor Deposition）法やＰＶＤ（Physical Vapor Deposition）法によって形成したりすることができる。コーティング層４の材質は、特に限定されないが、たとえば、炭化チタン（ＴｉＣ）、窒化チタン（ＴｉＮ）、炭窒化チタン（ＴｉＣＮ）、酸化アルミニウム（Ａｌ_２Ｏ_３）、窒化チタンアルミニウム（ＴｉＡｌＮ）、窒化クロム（ＣｒＮ）などを用いることができる。超硬合金複合材１０が超硬合金部１の表面にコーティング層４を有することにより、超硬合金部１の耐摩耗性を向上させることが可能となる。

超硬合金部１は、主に、Ｃｏを結合相とする金属相中に硬質なＷＣ粒子が分散したＷＣ−Ｃｏ系超硬合金からなる。超硬合金部１において、Ｃｏの量が多いほど靭性が向上する。そのため、Ｃｏの量が多いほど、超硬合金部１の造形時の割れや剥離の発生を抑制できる。その反面、Ｃｏの量の増加に伴って、強度および硬度が低下する。そのため、超硬合金部は、Ｃｏ量が２５質量％以上、５０質量％以下であることが好ましい。これにより、超硬合金複合材１０の超硬合金部１は、割れや剥離が防止され、たとえば工具としての使用に適した靱性、強度および硬度を備えることができる。なお、超硬合金部１のビッカース硬さは、たとえば４００ＨＶ以上、１０００ＨＶ以下であることが望ましい。

超硬合金部１は、たとえば、微量のクロム（Ｃｒ）、バナジウム（Ｖ）、チタン（Ｔｉ）、タンタル（Ｔａ）、ニオブ（Ｎｂ）を含有することができる。ＣｒやＶは、ＷＣ粒子の粒成長を抑制し、耐酸化性を向上させることができる。Ｔｉ、Ｔａ、Ｎｂは、超硬合金組織の健全相域を拡大する作用がある。また、ＷＣ粒子が微細であるほど、強度および靭性が向上する。そのため、超硬合金部１に含まれるＷＣ粒子の平均粒径は、５０μｍ以下であることが望ましい。ここで、超硬合金部１に含まれるＷＣ粒子の平均粒径は、超硬合金部を切断した被験面における各粒子の円相当径の平均値から求めることができる。

基材部２は、ＮｉまたはＣｏ、または双方を主として含む金属材よりなり、Ｎｉ基合金、Ｃｏ基合金、純Ｎｉ、純Ｃｏ、ＮｉとＣｏとの混合合金、またはこれらに適宜他の金属元素や金属元素以外の非金属元素を混合したもの等が例示され、少なくともＮｉとＣｏとのいずれか一方を５０質量％以上含む、もしくは両方を合計で５０質量％以上含む。超硬合金の成分や形状によっては、造形時に剥離や割れが発生する場合があり、基材部２として純Ｎｉや純Ｃｏを用いることで添加元素が原因の欠陥を抑制でき望ましい。また、純Ｎｉや純Ｃｏは低硬度であるため、基材部２による超硬合金部１の拘束力が弱まり、付加製造時の応力が緩和され、剥離の発生も抑制することができる。一方で、基材部２にも高い硬度が要求されるなど、機能調整が必要とされる場合はＮｉ基合金、Ｃｏ基合金などの合金を使用することが望ましい。

合金よりなる基材部２（合金部）は、ＮｉまたはＣｏ、または双方を主として含み、Ｎｉ基合金、Ｃｏ基合金、またはＮｉとＣｏとの混合合金である。Ｎｉ基合金とは、たとえばＮｉを５０質量％以上含み、その他にクロム（Ｃｒ）、コバルト（Ｃｏ）、モリブデン（Ｍｏ）、タングステン（Ｗ）、ニオブ（Ｎｂ）、アルミニウム（Ａｌ）、チタン（Ｔｉ）、鉄（Ｆｅ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、タンタル（Ｔａ）、バナジウム（Ｖ）、ハフニウム（Ｈｆ）、マンガン（Ｍｎ）、ケイ素（Ｓｉ）、ランタン（Ｌａ）、マグネシウム（Ｍｇ）、炭素（Ｃ）、ホウ素（Ｂ）等から選択される一種以上の元素を含む合金である。一般に、Ｎｉ基合金は、ガンマ相を主相とする合金である。そのため、合金部がＮｉ基合金からなる場合、中間層のガンマ相分率が高くなり靭性の著しい低下を抑制することができる。

合金部がＮｉ基合金からなる場合、合金部の組成は、たとえば、Ｃｒが８質量％以上かつ２２質量％以下、Ｃｏが２８．５質量％以下、Ｍｏが１４．５質量％以下、Ｗが１２質量％以下、Ｎｂが５質量％以下、Ａｌが６．１質量％以下、Ｔｉが４．７質量％以下、Ｆｅが１８．５％以下、Ｚｒが０．１質量％以下、Ｔａが４質量％以下、Ｖが１．０質量％以下、Ｈｆが１．３質量％以下、Ｍｎが０．０５質量％以上０．７質量％以下、Ｓｉが０．５質量％以下、Ｌａが０．０２質量％以下、Ｍｇが０．０２質量％以下、Ｃが０．０２質量％以上０．２質量％以下、Ｂが０．０５質量％以下、残部がＮｉである。

一方、Ｃｏ基合金とは、たとえばＣｏを５０質量％以上含み、その他にＣｒ、Ｎｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃ等から選択される一種以上の元素を含む合金であり、超硬合金部１の結合相と同じＣｏを主成分とする合金である。合金部がＣｏ基合金である場合、合金部の組成は、Ｃｒが３０質量％以下、Ｎｉが２２質量％以下、Ｗが１５質量％以下、Ｍｏが４．２５質量％以下、Ｖが１．７質量％以下、Ｆｅが５０質量％以下、Ｍｎが２．０質量％以下、Ｓｉが１．０質量％以下、Ｃが１．１質量％以下、残部がＣｏである。
一方、ＮｉとＣｏとの混合合金は、Ｃｏ基合金とＮｉ基合金を混合した場合（Ｎｉ−Ｃｏ基合金）等、ＮｉとＣｏを合計で５０質量％以上含み、その他に上述のＣｏ基合金、Ｎｉ基合金に使用される添加元素を含む合金である。

合金部の硬度が低いほど、合金部による超硬合金部１の拘束力が弱まり、付加製造時の応力が緩和され、剥離の発生を抑制することができる。しかし、超硬合金複合材１０を、たとえば工具として使用する場合には、ある程度の硬度が必要になる。したがって、合金部のビッカース硬さは、２００ＨＶ以上、５００ＨＶ未満であることが好ましい。これにより、超硬合金複合材１０の合金部２を、たとえば工具として使用するのに適した硬度にすることができる。

中間層３は、超硬合金部１と基材部２との間に形成され、超硬合金部１の成分と基材部２の成分を含む領域である。中間層３は、超硬合金複合材１０の製造時に、超硬合金部１と基材部２との接合界面およびその近傍に生成される。中間層３は、ガンマ相分率が８０％以上でビッカース硬さが７００ＨＶ未満である部分を含む。これにより、マルテンサイト変態などによる脆化相が少なく、超硬合金複合材１０の製造時の熱応力に耐える靱性を備える中間層３が得られる。また、中間層３のビッカース硬さが７００ＨＶ未満であれば、超硬合金複合材１０の製造時に、中間層３での割れの発生を抑制することができる。なお、７００ＨＶである部分は、中間層全体のうち、２０ｖｏｌ％以上であることが好ましく、より好ましくは５０ｖｏｌ％以上、さらに好ましくは８０ｖｏｌ％以上であることが好ましい。

中間層３の中心部は、靱性の向上と割れの発生を抑制する観点から、ガンマ相分率が８０％以上でビッカース硬さが７００ＨＶ未満であることが好ましい。また、中間層３の中心部は、ガンマ相分率が９０％以上でビッカース硬さが６５０ＨＶ未満であることがより好ましい。さらに、同様の観点から、中間層３の中心部のビッカース硬さが基材部２のビッカース硬さよりも高いこと、すなわち、基材部２のビッカース硬さが中間層３の中心部のビッカース硬さよりも低いことが好ましい。ここで、中間層３の中心部とは、たとえば、中間層３の厚み方向の中心から半径が中間層厚さの３０％である円形領域の範囲である。

中間層３は、靱性の向上の観点から、Ｍ_６Ｃ型の炭化物量が少ないことが望ましい。Ｍ_６Ｃ型の炭化物の存在は、たとえば、Ｘ線回折法（ＸＲＤ：X-Ray Diffraction）により判別することが可能である。

また、超硬合金複合材１０の疲労寿命の低下を抑制する観点から、中間層３のポロシティ分率は、１％以下であることが望ましい。ポロシティ分率は、たとえば、試料断面の顕微鏡観察を通じ、試料断面の面積を決定し、視認可能な空隙の面積を求めることによって算出することができる。

中間層３の存在は、図２に示すように、外観により判別することが可能である。しかし、超硬合金部１と中間層３との境界、および基材部２と中間層３との境界は、顕微鏡による観察では明確に判別できない場合がある。この場合、超硬合金部１および基材部２と、中間層３との境界は、たとえば、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ: Electron Probe Micro Analyzer）によって規定することができる。

より具体的には、図２に示すように、超硬合金複合材１０を、超硬合金部１および基材部２が同一断面で観察できるように切断する。なお、図２の例に示すように、超硬合金部１と基材部２は、容易に判別することができる。次に、超硬合金部１から基材部２へ向けて２０μｍのステップで、スポットサイズの設定値を０μｍとして、ＥＰＭＡによる線分析を行い、タングステンのＸ線カウント数を測定する。

図３は、図２に示す超硬合金複合材１０のＥＰＭＡによる測定結果の一例を示すグラフである。図３において、横軸は、測定開始点からの距離である測定位置［μｍ］であり、縦軸は、タングステンのＸ線カウント数である。超硬合金部１と中間層３との境界、および中間層３と基材部２との実質的な境界は、たとえば、タングステンのＸ線カウント数の変動幅によって規定することができる。

具体的には、たとえば、中間層３では互いに隣接する分析点の間のカウント数の変動幅が±１０％程度であるのに対し、超硬合金部１では、互いに隣接する分析点の間のカウント数の変動幅が±２０％以上である。また、基材部２では、超硬合金部１や中間層３と比較して、カウント数およびカウント数の変動幅が非常に小さくなっている。例えば図３においては、中間層にて超硬合金部と基材部との成分が含まれることから、Ｗのカウント数の変動幅が変化していることが確認できる。したがって、ＥＰＭＡにより超硬合金複合材１０の切断面において、タングステンのＸ線カウント数を測定することで、超硬合金部１と中間層３との境界、および中間層３と基材部２との実質的な境界を画定することができる。

以上説明したように、本実施形態によれば、従来よりも高い高温強度を有し、割れや剥離の発生を抑制することができる超硬合金の超硬合金部１と非超硬合金の基材部２を備えた超硬合金複合材１０を提供することができる。

［超硬合金複合材の製造方法］
図４は、本発明の実施の形態に係る超硬合金複合材の製造方法Ｓ１０のフロー図である。本実施形態の超硬合金複合材の製造方法Ｓ１０は、前述のＷＣ−Ｃｏ系超硬合金からなる超硬合金部１と、ＮｉまたはＣｏを合計で５０質量％以上含む金属よりなる基材部２とを有する超硬合金複合材１０の製造方法である。超硬合金複合材の製造方法Ｓ１０は、予熱工程Ｓ１と、複合材製作工程Ｓ２と、を含んでいる。ここで本発明の実施形態は、熱処理工程Ｓ３を含んでもよい。

予熱工程Ｓ１は、ＮｉまたはＣｏを合計で５０質量％以上含む金属よりなる基材部２を３５０℃以上の温度に予熱する工程である。予熱工程Ｓ１は、たとえば、高周波誘導加熱、ガスバーナー、赤外線電気ヒーター、加熱炉、電子ビームまたはレーザの照射などを用いて行うことができる。なお、予熱工程Ｓ１において、基材部２を５００℃以上の温度に予熱することが好ましい。また、予熱工程Ｓ１において、自重による変形を防止する観点から、基材部２を１３００℃以下の温度に予熱することが好ましい。

複合材製作工程Ｓ２は、基材部２の上に超硬合金部１を付加製造によって造形し、基材部２と超硬合金部１との間に、基材部２の成分と超硬合金部１の成分を含む中間層３を有する超硬合金複合材１０を製作する工程である。付加製造方式は、特に限定されないが、たとえば、レーザメタルデポジションなどの指向性エネルギー堆積方式、粉末床溶融結合方式、プラズマ粉体肉盛などを用いることができる。指向性エネルギー堆積方式の付加製造では、ＷＣ−Ｃｏ系超硬合金の材料粉末を、レーザ、電子ビーム、プラズマ、アークのいずれかの熱源を用いて溶融させ、溶融した材料粉末を基材部２の上に付着させて凝固させ、超硬合金部１を積層させて造形する。

複合材製作工程Ｓ２において、基材部２の上に超硬合金部１を付加製造によって造形することで、超硬合金部１と基材部２との界面およびその近傍で超硬合金部１の成分と基材部２の成分とが混ざり合う。これにより、超硬合金部１と基材部２との間に超硬合金部１の成分と基材部２の成分とを含む中間層３が生成され、超硬合金部１と基材部２との間に中間層３を有する超硬合金複合材１０が得られる。

また、前述のように、予熱工程Ｓ１において基材部２を３５０℃以上の温度に予熱することで、複合材製作工程Ｓ２において、超硬合金部１と基材部２との間の割れや剥離の発生を抑制することができる。具体的には、予熱工程Ｓ１において基材部２を一定の温度以上に予熱することで、複合材製作工程Ｓ２において、超硬合金部１の付加製造時に溶融結合させた材料の冷却速度を低下させ、超硬合金部１の硬化や低温割れ、水素の拡散などを抑制することができる。

また、予熱工程Ｓ１で基材部２を予熱することで、複合材製作工程Ｓ２において、付加製造時の超硬合金部１の温度勾配が緩やかになり、熱応力による変形の抑制と残留応力の緩和が可能になる。また、予熱工程Ｓ１において基材部２を５００℃以上の温度に予熱することで、複合材製作工程Ｓ２において、微小な亀裂の発生を抑制することができる。

熱処理工程Ｓ３は、超硬合金複合材１０を１０００℃以上、１３００℃以下の温度で熱処理する工程である。これにより、複合材製作工程Ｓ２において、造形した超硬合金部１に存在するイータ相や遊離炭素を拡散および消失させることができるため、本実施形態の製造方法では熱処理工程Ｓ３を実施することが好ましい。イータ相や遊離炭素は脆化相であるため、これらが存在すると超硬合金部１の靱性が低下する。

そのため、熱処理工程Ｓ３において、超硬合金部１に存在するイータ相や遊離炭素を拡散および消失させることで、超硬合金部１の靱性が向上する。超硬合金部１に存在するイータ相や遊離炭素をより効果的に拡散および消失させて、超硬合金部１の靱性をより向上させる観点から、熱処理工程Ｓ３において、超硬合金複合材１０を１２００℃以上、１３００℃以下の温度で熱処理することが好ましい。

なお、本実施形態の超硬合金複合材の製造方法Ｓ１０は、熱処理工程Ｓ３の前後に、超硬合金複合材１０の切削加工を行う切削工程を有してもよい。これにより、超硬合金複合材１０の形状精度をより向上させることができる。

［超硬工具］
次に、本発明の実施の形態に係る超硬工具について、図１Ａから図４を援用し、図５を参照して説明する。図５は、本発明の実施の形態に係る超硬工具２０の一例を示す正面図である。超硬工具２０は、たとえば、温間鍛造金型のパンチである。なお、本実施形態の超硬工具２０は、温間鍛造金型のパンチに限定されない。超硬工具２０は、たとえば、被加工物に対して切削、成形、移動、保持などを行う作用面を加工部２１に有する工具として用いることができる。

超硬工具２０は、前述の超硬合金複合材１０を用いた工具である。超硬工具２０は、ワークを加工する加工部２１と、この加工部を支持する基部２２とを有している。超硬工具２０の加工部２１は、前述の超硬合金複合材１０の超硬合金部１であり、超硬工具２０の基部２２は、前述の超硬合金複合材１０の基材部２である。すなわち、超硬工具２０は、前述の超硬合金複合材の製造方法Ｓ１０によって製造され、図５においては図示を省略するが、加工部２１を構成する超硬合金部１と基部２２を構成する基材部２との間に中間層３を有している。

従来の鍛造金型には、高温強度と耐摩耗性に優れる工具鋼が多く用いられている。しかし、温熱間鍛造を行う場合、Ｆｅを主体とする工具鋼では、鍛造温度下で軟化するため、金型の寿命が短いという課題がある。これに対し、本実施形態の超硬工具２０は、加工部２１が超硬合金部１からなっているため、高温強度に優れ、金型寿命を長くすることができる。

また、従来の超硬合金を用いた工具は、たとえば、ＷＣ粒子とバインダとなるＣｏ基合金を混合して焼結することによって得られる。超硬合金は、硬度が高く耐摩耗性に優れる反面、靭性が乏しく機械的な衝撃や熱履歴に伴う熱衝撃などで劣化する。超硬合金の靭性向上には、Ｃｏ基合金のＣｏ量の増加が効果的であるが、焼結時の寸法変化が大きいことが課題となっている。

これに対し、本実施形態の超硬工具２０は、前述のように付加製造技術を用いた超硬合金複合材の製造方法Ｓ１０によって製造することができる。したがって、複雑な形状の加工部２１のニアネットシェイプ造形が可能になり、冷却水路による温度制御など、今までにない機能を有する金型の造形が可能となる。

また、付加製造によって造形された加工部２１は、焼結によって製造された従来の工具に比べて密度が高く、造形後に熱処理をしても寸法変化が小さいメリットがある。また、前述のような構成の超硬合金複合材１０を用いることで、超硬合金部１からなる加工部２１を組成の異なる基材部２からなる基部２２の上に造形しても、加工部２１と基部２２との間に剥離や割れが発生するのを抑制できる。

すなわち、基部２２にガンマ相分率が高い基材部２を用いることで、超硬合金部１からなる加工部２１と基部２２との接合強度を高くすることができ、靱性と硬度が良好な中間層３を形成することができる。具体的には基材のガンマ相分率は８０％以上、より好ましくは９０％以上に調整することが好ましい。したがって、本実施形態によれば、加工部２１と基部２２との間に剥離や割れのないクラックフリーな超硬工具２０を提供することができる。よって、超硬工具２０によれば、温熱間鍛造などの高温で使用される工具として、さらなる長寿命化が可能である。また、超硬合金の原材料は高価なため、工具が被加工物に作用する加工部２１を超硬合金で製作し、その他の部分を異なる材料で構成することで原材料費を抑えることができる。

以上、図面を用いて本発明の実施の形態を詳述してきたが、具体的な構成はこの実施形態に限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲における設計変更等があっても、それらは本発明に含まれるものである。

［実施例］
まず、基材部の素材として、以下の表１に示すＮｏ．１からＮｏ．３の３種の異なる組成の合金を用意した。表１に示す組成の単位は質量％であり、「Ｂａｌ」は「残部」を示している。すなわち、Ｎｏ．１は、炭素鋼であり、Ｎｏ．２はオーステナイト系ステンレス鋼であり、Ｎｏ．３はＮｉ基合金である。次に、用意した３種の合金のビッカース硬さを測定したところ、Ｎｏ．１は１４０［ＨＶ］、Ｎｏ．２は１９２［ＨＶ］、Ｎｏ．３は３０７．５［ＨＶ］であった。また、用意した３種の合金のガンマ相分率をＥＢＳＤ法を用いて測定したところ、Ｎｏ．１は１０％以下、Ｎｏ．２とＮｏ．３は９５％から９９％であることを確認した。

（実施例１）
基材部として表１に示すＮｏ．３のＮｉ基合金を用い、この基材部を３５０℃の温度に予熱する予熱工程を行った。次に、基材部の上に超硬合金部を付加製造によって造形し、基材部と超硬合金部との間に、基材部の成分と超硬合金部の成分を含む中間層を有する超硬合金複合材を製作する複合材製作工程を行った。付加製造は、付加製造材料としてＣｏ量が４０質量％であるＷＣ―Ｃｏ超硬合金粉末を用い、指向性エネルギー堆積方式のレーザデポジションにより行った。超硬合金部の造形は、１層あたり８パスで、高さが１０ｍｍになるように材料を付着させて、おおむね２０層程度にわたって積層させた。以下の表２に、付加製造の条件を示す。表２に示す付加製造条件は、基材部と超硬合金部との間に割れが生じにくいよう、粉末への入熱量が比較的低くなるように設定した。

（実施例２）
予熱工程における基材部の温度を５００℃にした以外は、前述の実施例１と同様に超硬合金複合材を製作した。

（実施例３）
予熱工程における基材部の温度を６００℃にした以外は、前述の実施例１と同様に超硬合金複合材を製作した。

（比較例１）
基材部として表１に示すＮｏ．１の炭素鋼を用い、予熱工程を省略した以外は、前述の実施例１と同様に超硬合金複合材を製作した。

（比較例２）
基材部として表１に示すＮｏ．１の炭素鋼を用いた以外は、前述の実施例１と同様に超硬合金複合材を製作した。

（比較例３）
基材部として表１に示すＮｏ．２のオーステナイト系ステンレス鋼を用い、予熱工程を省略した以外は、前述の実施例１と同様に超硬合金複合材を製作した。

（比較例４）
基材部として表１に示すＮｏ．２のオーステナイト系ステンレス鋼を用いた以外は、前述の実施例１と同様に超硬合金複合材を製作した。

（比較例５）
予熱工程を省略した以外は、前述の実施例１と同様に超硬合金複合材を製作した。

製作した実施例１から実施例３、および比較例１から比較例５までの超硬合金複合材について、浸透探傷試験および断面観察を行って、割れおよび剥離の有無を確認した。浸透探傷試験および断面観察の結果を、以下の表３に示す。なお、表３では、「割れおよび剥離の有無」について、「良好」、「可」および「不良」の判定を、それぞれ丸印（○）、三角印（△）およびエックス印（×）で示している。

図６は、比較例１から比較例５において見られた超硬合金部１と基材部２との間の剥離Ｓおよび割れＣの一例を示す断面写真図である。表３に示す「割れおよび剥離の有無」については、中間層３に生じた割れのうち、超硬合金部１と中間層３との境界または中間層３と基材部２との境界に沿う方向の横割れを剥離Ｓ、それ以外を割れＣとし、次のように判定を行った。割れＣおよび剥離Ｓが見られなかったものを「良好」と判定し、割れＣが見られたものの剥離Ｓが見られなかったものを「可」と判定し、割れＣおよび剥離Ｓが見られたものを「不良」と判定した。

表３に示すように、比較例１から比較例５の中間層３には割れおよび剥離がともに確認され、「不良」と判定された。特に、基材部２が、炭素鋼すなわちＦｅを主成分とするＦｅ基合金である比較例１および比較例２は、予熱工程の有無に関わらず明瞭な剥離Ｓが確認された。実施例１から実施例３の超硬合金複合材においては、剥離Ｓが観察されなかった。特に、中間層３に割れ、剥離が全くないのは、実施例２と実施例３の超硬合金複合材のみであった。

図７は、実施例１から実施例３および比較例１から比較例５の超硬合金複合材の中間層３におけるガンマ相分率を示すグラフである。ここで図７の横軸はベースプレート（基材部）の材種（合金Ｎｏ）を表している。ガンマ相分率は、ＥＢＳＤ法を用いて超硬合金複合材の切断面の中間層３の中央部において、２００μｍ×２００μｍの範囲を０．７μｍのスキャンステップで測定し、測定画面上に占めるガンマ相の面積から算出した。明瞭な剥離Ｓが生じた比較例１および比較例２（合金Ｎｏ．１）のガンマ相分率は約５０％であり、残り半分はアルファ相（体心立方格子）および第３相であった。一方で、比較例１および比較例２に比べて比較的に割れＣや剥離Ｓが生じにくかった比較例３および比較例４（合金Ｎｏ．２）ならびに比較例５および実施例１から実施例３（合金Ｎｏ．３）のガンマ相分率は９０％以上であった。

図８は、実施例１から実施例３および比較例１から比較例５の超硬合金複合材の中間層３のビッカース硬さ試験の結果を示すグラフである。ビッカース硬さの測定は、株式会社島津製作所製のＭ型マイクロビッカース硬さ試験機を用い、試験荷重は５００ｇｆ、保持時間は２０ｓとした。測定箇所は、複合材の切断面の中間層３の中央部（より具体的には、基材と中間層の境界から約１〜２ｍｍ超硬合金部側に移動した位置）であった。比較例１および比較例２（合金Ｎｏ．１）の中間層３のビッカース硬さは９００以上と非常に高い値を示した。上述したＥＢＳＤ法による測定結果とあわせて考えると、超硬合金部１の付加製造における付加製造材料の急速な溶融と急速な凝固の過程で、マルテンサイト変態が生じたと推察される。また、剥離Ｓが発生せずポロシティも生じなかった実施例１から実施例３（合金Ｎｏ．３）の超硬合金複合材の中間層３のビッカース硬さは７００未満であり、他の剥離Ｓや割れＣが生じた超硬合金複合材の中間層３に比べて硬さは低かった。

実施例１、比較例２および比較例４の中間層３におけるＸＲＤ測定結果を図９Ａから図９Ｃに示す。図９Ａ、図９Ｂおよび図９Ｃはそれぞれ、実施例１、比較例２および比較例４における測定結果である。なお、ＸＲＤは、超硬合金複合材の切断面の中間層３の中央部において、ビーム径を１００μｍとして、Ｘ線源にＣｕを使用し、操作速度を０．５ｄｅｇ／ｍｉｎ、サンプリングを０．０１ｄｅｇとして測定した。実施例１の中間層３では、主にＦＣＣのピークが検出され、ＦＣＣのピークに加えてＷＣのピークも検出された。一方で、比較例２および比較例４の中間層３には、ＦＣＣに加えてＢＣＣが検出され、さらに、Ｍ_６Ｃ型の炭化物のピークが検出された。Ｍ_６Ｃ型の炭化物は立方晶であるが複雑な結晶構造を有しており、ＷＣに比べて脆く、靱性を低下させる金属間化合物である。そのため、中間層３にはこのＭ_６Ｃ型の炭化物量が少ないことが望ましい。具体的には、プロファイルフィッティングにより各結晶構造のメインピークの面積を求め、それらの合計に対してＭ_６Ｃ型の炭化物のメインピークの面積が２％以下であることが望ましい。

図１０は、実施例２の超硬合金複合材の超硬合金部を、ＥＰＭＡにより測定した結果を示す画像図である。実施例２の超硬合金複合材の超硬合金部では、主にＣｏで形成された母相１ａ中に粒子径が数μｍから２０μｍ程度のＷＣ粒子１ｂが確認できる。さらに、ＷとＣｏとの複炭化物であるイータ相１ｃと、Ｃ成分が単体で遊離した遊離炭素１ｄが確認できる。イータ相１ｃと遊離炭素１ｄは脆化相として働くため、母相１ａとＷＣ粒子１ｂのみで形成された組織がより望ましい。

そこで、実施例２の超硬合金複合材を１２００℃から１３００℃までの温度で熱処理を行った。熱処理後の超硬合金部をＥＰＭＡにより測定した結果を図１１Ａから図１１Ｄに示す。図１１Ａ、図１１Ｂ、図１１Ｃ、および図１１Ｄはそれぞれ、１２００℃、１２５０℃、１２７５℃、および１３００℃の温度で熱処理を行った超硬合金複合材の測定結果である。いずれの試料においてもイータ相１ｃと遊離炭素１ｄが消失していることが確認できた。これにより、超硬合金部の靱性が向上する。

以上のように、接合強度が高い超硬合金複合材料を検討するにあたり、中間層の高靱性化について検討した。そして、超硬合金部と、基材部の組合せに着目し、検討を重ねた結果、基材部にガンマ相分率が高い金属を選択することで、超硬合金部との接合強度も高く、靱性と硬度が良好な中間層を形成できることが確認された。

また、超硬合金部と異なる材料の基材部の上に材料を溶融凝固させて積層造形する付加製造は、材料が急速に加熱および冷却されるため、造形時の熱応力が大きく割れが発生しやすい。また、超硬合金部は、高い強度を有する一方、靭性が低いため、造形時に基材と造形物の界面で剥離Ｓの発生が確認された。剥離Ｓは、超硬合金部を積層造形する際に基材部も同時に溶融され、超硬合金部と基材部の材料成分が混ざった領域（中間層３）に生じることが確認された。

１ 超硬合金部
２ 基材部
３ 中間層
４ コーティング層
１０ 超硬合金複合材
２０ 超硬工具
２１ 加工部
２２ 基部
Ｓ１ 予熱工程
Ｓ２ 複合材製作工程
Ｓ３ 熱処理工程
Ｓ１０ 超硬合金複合材の製造方法

Claims (15)

1. ＷＣ−Ｃｏ系超硬合金からなる超硬合金部と、ＮｉおよびＣｏのうち少なくとも一方を合計で５０質量％以上含む金属よりなる基材部とを有する超硬合金複合材であって、
   前記超硬合金部と前記基材部との間に、前記超硬合金部の成分と前記基材部の成分を含む中間層を有し、
   前記中間層は、ガンマ相分率が８０％以上でビッカース硬さが７００ＨＶ未満である部分を含むことを特徴とする超硬合金複合材。
2. 前記基材部は、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｎｉ基合金、Ｃｏ基合金、またはＮｉとＣｏとの混合合金よりなることを特徴とする請求項１に記載の超硬合金複合材。
3. ＷＣ−Ｃｏ系超硬合金からなる超硬合金部と、Ｎｉ基合金またはＣｏ基合金からなる合金部とを有する超硬合金複合材であって、
   前記超硬合金部と前記合金部との間に、前記超硬合金部の成分と前記合金部の成分を含む中間層を有し、
   前記中間層は、ガンマ相分率が８０％以上でビッカース硬さが７００ＨＶ未満である部分を含むことを特徴とする超硬合金複合材。
4. 前記超硬合金部は、Ｃｏ量が２５質量％以上、５０質量％以下であることを特徴とする請求項１に記載の超硬合金複合材。
5. 前記中間層の中心部は、ガンマ相分率が８０％以上でビッカース硬さが７００ＨＶ未満であり、
   前記基材部のビッカース硬さは、前記中間層の前記中心部のビッカース硬さよりも低いことを特徴とする請求項１に記載の超硬合金複合材。
6. 前記基材部のビッカース硬さは、２００ＨＶ以上、５００ＨＶ未満であることを特徴とする請求項５に記載の超硬合金複合材。
7. 前記中間層の中心部は、ガンマ相分率が９０％以上でビッカース硬さが６５０ＨＶ未満であることを特徴とする請求項１に記載の超硬合金複合材。
8. 前記中間層をＸＲＤ測定した場合において、Ｍ_６Ｃ型の炭化物のメインピークの面積が構成相全体の２％以下であることを特徴とする請求項１に記載の超硬合金複合材。
9. 前記超硬合金部の表面にコーティング層を有することを特徴とする請求項１から請求項８のいずれか一項に記載の超硬合金複合材。
10. ＷＣ−Ｃｏ系超硬合金からなる超硬合金部と、ＮｉおよびＣｏのうち少なくとも一方を合計で５０質量％以上含む金属よりなる基材部とを有する超硬合金複合材の製造方法であって、
    前記基材部を３５０℃以上の温度に予熱する予熱工程と、
    前記基材部の上に前記超硬合金部を付加製造によって造形し、前記基材部と前記超硬合金部との間に、前記基材部の成分と前記超硬合金部の成分を含む中間層を有する超硬合金複合材を製作する複合材製作工程と、を含むことを特徴とする超硬合金複合材の製造方法。
11. 前記基材部は、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｎｉ基合金、Ｃｏ基合金、またはＮｉとＣｏとの混合合金よりなることを特徴とする請求項１０に記載の超硬合金複合材の製造方法。
12. 前記予熱工程において、前記基材部を５００℃以上に予熱することを特徴とする請求項１０に記載の超硬合金複合材の製造方法。
13. 前記複合材製作工程の後に、前記超硬合金複合材を１０００℃以上、１３００℃以下の温度で熱処理する熱処理工程を含むことを特徴とする請求項１０または請求項１２に記載の超硬合金複合材の製造方法。
14. 前記熱処理工程において、前記超硬合金複合材を１２００℃以上、１３００℃以下の温度で熱処理することを特徴とする請求項１３に記載の超硬合金複合材の製造方法。
15. 請求項１から請求項９のいずれか一項に記載の超硬合金複合材を用いた超硬工具であって、
    ワークを加工する加工部と、該加工部を支持する基部とを有し、
    前記加工部は前記超硬合金部であり、前記基部は前記基材部であることを特徴とする超硬工具。

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