WO2021241021A1

WO2021241021A1 - 切削工具

Info

Publication number: WO2021241021A1
Application number: PCT/JP2021/014766
Authority: WO
Inventors: 貴翔山西; 圭一津田
Original assignee: 住友電気工業株式会社
Priority date: 2020-05-26
Filing date: 2021-04-07
Publication date: 2021-12-02
Also published as: EP4104957A1; US20230114244A1; CN115243814A; EP4104957A4; EP4104957B1; JPWO2021241021A1; JP7111262B2

Abstract

本開示の一態様に係る切削工具は、第１硬質相および結合相を含む超硬合金からなる。第１硬質相はＷＣ粒子からなる。結合相は、ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも１種の元素を含む。切削工具は、本体部と、本体部の表面に設けられた表層部と、を備える。表層部の厚みは第１硬質相の平均粒径以下である。すくい面のうちの平面部の表面において、第１硬質相に１．０ＧＰａ以上の圧縮残量応力が付与されている。本体部の断面における第１硬質相の平均粒径（Ａ）に対して、すくい面のうちの平面部の表面における第１硬質相の平均粒径（Ｂ）の比率（Ｂ／Ａ）は、０．７以上１未満である。

Description

切削工具

　本開示は、切削工具に関する。本出願は、２０２０年５月２６日に出願した日本特許出願である特願２０２０－０９１４９０号に基づく優先権を主張する。当該日本特許出願に記載された全ての記載内容は、参照によって本明細書に援用される。

　近年、チタン合金は航空機部品をはじめ様々な用途で広く使われており、その加工ニーズも高まっている。チタン合金は構造材として高い特性を持つが、それ故に加工が難しく、特に高温による摩耗や溶着に起因するチッピングが問題となりやすい。超硬合金製の工具表面を制御することで工具寿命を向上させる技術については、多くの試みがなされているが、未だチタン合金の加工ニーズを十分に満足するには至っていない。

　例えば、特許文献１（特開２００３－１５０５号公報）には、チタン合金対象ではないが超硬合金の表層部に存在するＷＣへ高い圧縮応力を付与することで性能向上を図った工具材料や、酸化物を表面に埋め込むことで、チタン合金との溶着に起因するチッピングが抑制された工具材料に関する技術が開示されている。

特開２００３－１５０５号公報

　本開示の一態様に係る切削工具は、第１硬質相および結合相を含む超硬合金からなる。
　前記第１硬質相はＷＣ粒子からなる。
　前記結合相は、ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも１種の元素を含む。
　前記切削工具は、本体部と、前記本体部の表面に設けられた表層部と、を備える。
　前記切削工具のすくい面のうちの平面部の表面において、前記第１硬質相に１．０ＧＰａ以上の圧縮残量応力が付与されている。
　前記表層部の厚みは、前記すくい面のうちの平面部の表面における前記第１硬質相の平均粒径以下である。
　前記本体部の断面における前記第１硬質相の平均粒径（Ａ）に対して、前記すくい面のうちの平面部の表面における前記第１硬質相の平均粒径（Ｂ）の比率（Ｂ／Ａ）は、０．７以上１未満である。

図１は、実施形態に係る切削工具の断面模式図である。図２は、実施形態に係る切削工具の表層部を説明するための概念図である。図３は、従来の切削工具の断面拡大図である。図４は、従来の別の切削工具の断面拡大図である。図５は、切削工具の表面（すくい面のうちの平面部の表面）のＳＥＭ写真の一例である。図６は、実施例１の切削工具の表面のＳＥＭ写真である。図７は、比較例１０１の切削工具の表面のＳＥＭ写真である。

　[本開示が解決しようとする課題]
　チタン合金はその高い反応性から、切削工具の刃先に溶着しやすく、溶着の形成および剥離の繰り返しにより、容易に工具刃先のチッピングまたは反応摩耗を発生させる。

　溶着は、工具刃先の形状および表面の状態の影響を大きく受けるため、溶着自体を少なくするか、または、チッピングに対する耐性を高めるために、切削工具の表面の組成や構造を制御する試みがなされている。しかし、チタン合金の加工では、一般的に用いられる切削工具の被覆技術が効果を発揮しにくいこともあり、市場要求を満足する工具寿命の更なる改善が求められている。

　特に、近年需要が高まっている高速条件での切削では、工具と被削物との界面の温度が上昇しやすく、反応摩耗による切削工具の損傷拡大が大きな問題となる。

　なお、切削工具１における所定の厚みを有する表面層１３の形成（図３および図４参照）は、例えば、硬度を高めた場合は靱性が不足するといったように、向上させようとする特性（耐摩耗性）とトレードオフの関係にある特性の低下を招く。このため、所定の厚みを有する表面層１３を形成する方法でチタン合金に対する耐摩耗性を向上させることは望ましくない。

　したがって、本開示の目的は、チタン合金に対する高い耐摩耗性を有する切削工具を提供することである。

　[本開示の効果]
　上記によれば、チタン合金に対する高い耐摩耗性を有する切削工具を提供することができる。

　[本開示の実施形態の説明]
　最初に本開示の実施態様を列記して説明する。

　なお、本明細書において「Ａ～Ｂ」という形式の表記は、範囲の上限下限（すなわちＡ以上Ｂ以下）を意味し、Ａにおいて単位の記載がなく、Ｂにおいてのみ単位が記載されている場合、Ａの単位とＢの単位とは同じである。

　〔１〕　本開示の一態様に係る切削工具は、第１硬質相および結合相を含む超硬合金からなる。
　前記第１硬質相はＷＣ粒子からなる。
　前記結合相は、ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも１種の元素を含む。
　前記切削工具は、本体部と、前記本体部の表面に設けられた表層部と、を備える。
　前記切削工具のすくい面のうちの平面部の表面において、前記第１硬質相に１．０ＧＰａ以上の圧縮残量応力が付与されている。
　前記表層部の厚みは、前記すくい面のうちの平面部の表面における前記第１硬質相の平均粒径以下である。
　前記本体部の断面における前記第１硬質相の平均粒径（Ａ）に対して、前記すくい面のうちの平面部の表面における前記第１硬質相の平均粒径（Ｂ）の比率（Ｂ／Ａ）は、０．７以上１未満である。

　本開示では、切削工具の表面（すくい面）において、十分な圧縮残留応力が付与されており、かつ、第１硬質相（ＷＣ粒子）の破砕が抑制されているため、切削工具の耐摩耗性を向上させることができる。したがって、上記切削工具は、チタン合金に対する高い耐摩耗性を有する。このため、チタン合金等の切削に用いられる場合に切削工具の長寿命化が可能となる。

　〔２〕　超硬合金は、さらに第２硬質相を含むことが好ましい。第２硬質相は、周期表４族元素および５族元素からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｃ，Ｎ，ＯおよびＢからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素との化合物、または、その固溶体からなる。
　切削工具を構成する超硬合金が第２硬質相を含む場合、切削工具において耐熱性などの諸特性の向上が期待される。

　〔３〕　切削工具は、表面の少なくとも一部に被膜を備えることが好ましい。
　被膜を備えることで、切削工具の耐摩耗性などがより向上し、切削工具のさらなる長寿命化が可能となる。

　［本開示の実施形態の詳細］
　以下、本開示の実施形態（以下「本実施形態」と記される）が説明される。ただし、以下の説明は、本開示を限定するものではない。また、本明細書において化合物などを化学式で表す場合、その原始比は、特に限定しないときは従来公知のあらゆる原子比であってもよく、必ずしも化学量論的範囲の原子比に限定されない。

　＜切削工具＞
　図１を参照して、本実施形態の切削工具１は、第１硬質相および結合相を含む超硬合金からなる。第１硬質相はＷＣ粒子からなる。結合相は、ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも１種の元素を含む。
　切削工具１は、本体部１１と、本体部１１の表面に設けられた表層部１２と、を備える。
　切削工具１のすくい面のうちの平面部の表面において、第１硬質相１２１に１．０ＧＰａ以上の圧縮残量応力が付与されている。
　表層部１２の厚みは、すくい面のうちの平面部の表面における第１硬質相１２１の平均粒径以下である。
　本体部の断面における第１硬質相の平均粒径（Ａ）に対して、すくい面のうちの平面部の表面における第１硬質相の平均粒径（Ｂ）の比率（Ｂ／Ａ）は、０．７以上１未満である。

　（本体部および表層部）
　図１を参照して、切削工具１は、本体部１１と、本体部１１の表面に設けられた表層部１２と、を備える。
　図２を参照して、本体部１１は、結合相１１０および第１硬質相（ＷＣ粒子）１１１などから構成される。表層部１２も、結合相１２０および第１硬質相（ＷＣ粒子）１２１などから構成されるが、本体部１１とは、結合相の割合が異なる。

　表層部１２の厚みは、すくい面のうちの平面部の表面における第１硬質相１２１の平均粒径以下である。
　表層部１２の厚みは、以下の方法によって、測定することができる。
　ＳＥＭを用いて、例えば、倍率を３０００倍から５０００倍、視野を１８μｍ×２５μｍとして、切削工具の表面側から内部側へ上述の切削工具の厚み方向に伸びる所定のラインに沿って、切削工具の所定の断面を連続測定し、切削工具の表面から、結合相の面積割合が０．０５を初めて超える視野の直前までの厚み方向の距離を測定する。そして、切削工具の任意の３カ所において同様の測定を行い測定された距離の平均値を表層部１２の厚みとする。

　本実施形態においては、切削工具のすくい面のうちの平面部の表面において、第１硬質相に１．０ＧＰａ以上の圧縮残量応力が付与されている。
　また、切削工具の本体部の断面における第１硬質相の平均粒径（Ａ）に対して、切削工具のすくい面のうちの平面部の表面における第１硬質相の平均粒径（Ｂ）の比率（Ｂ／Ａ）は、０．７以上１未満である。なお、本体部の断面は、本体部１１の任意の断面である。本体部１１の任意の１つの断面について、第１硬質相の平均粒径（Ａ）が上記の要件を満たせば、本開示の効果を得ることができる。なお、本発明者が実験した限りでは、本体部１１の断面の選択による本開示の効果への影響はない（本体部１１の断面が異なる場合でも同様の効果が得られる）ことが分かっている。

　本実施形態においては、ブラスト処理等により切削工具の表面（すくい面）の第１硬質相（ＷＣ粒子）に１．０ＧＰａ以上の圧縮残留応力を付与しながら、切削工具の表面の第１硬質相の平均粒径が内部（本体部）の第１硬質相の平均粒径の０．７倍以上に維持されている。

　従来技術では、ブラスト等による圧縮残留応力の付与は表面（すくい面）の第１硬質相（ＷＣ粒子）の破砕を伴い、表面の第１硬質相の平均粒径は本体部のそれと比べて大きく低下する。平均粒径の低下は、表面積の増大と同義であり、表面積が大きいほど溶着の面積が増え、切削工具の表面（すくい面）は被削材と反応しやすくなる。このため、チタン合金の加工において問題となる切削工具と被削材との反応による損傷が促進されてしまう。一方で、ＷＣ粒子が破砕しないようなブラスト処理条件においては、十分な圧縮残留応力の付与が出来ず、チッピング（ＷＣ粒子の脱落や工具内部に発生した亀裂の発達による欠け）等による損傷が進みやすくなる。

　これに対して、本実施形態では、切削工具の表面（すくい面）に十分な圧縮残留応力が付与されており、切削工具の表面でのチッピングによる損傷を抑制でき、かつ、十分な圧縮残留応力を付与できるブラスト条件でも第１硬質相（ＷＣ粒子）の破砕を抑制できるため、第１硬質相の破砕による切削工具の（すくい面の）表面積の増加に伴うチタン合金（被削材）と切削工具のすくい面と反応に起因する摩耗を抑制することができる。
　これにより、本実施形態の切削工具は、特に、高い反応性による損傷が問題となるチタン合金の切削に用いられる場合において、切削工具の寿命の長期化を実現することができる。本実施形態の切削工具は、特に反応による損傷が進みやすい、比較的高速な切削環境下で優位性を発揮する。

　なお、切削工具にブラスト処理等によって圧縮残留応力が付与される際に、表層部の第１硬質相（ＷＣ粒子）が潰れるため、通常、Ｂ／Ａは１未満となる。

　Ｂ／Ａが０．７以上である場合でも、表層部と本体部との間などに表層部または本体部とは組成等が異なる別の層が存在する場合は、拡散摩耗や溶着が増大することにより、切削工具の耐摩耗性が低下する可能性がある。このため、表層部と本体部との間などに表層部および本体部とは組成等が異なる別の層が存在しないことが好ましい。

　切削工具のすくい面のうちの平面部の表面における第１硬質相の平均粒径（Ｂ）は、切削工具の該表面に対して、該表面に垂直な方向（該表面の法線方向）から見たときの第１硬質相の平均粒径である。
　切削工具の本体部の断面における第１硬質相の平均粒径（Ａ）は、切削工具の任意の断面に対して、該断面に垂直な方向（該断面の法線方向）から見たときの平面像（二次元像）における第１硬質相の平均粒径である。ここで、本体部の断面（表面に垂直な断面）は、切削工具の断面のうち表層部の断面（切削工具の表面から、すくい面のうちの平面部の表面における第１硬質相の平均粒径と同じ深さまでの範囲）を除いた部分である。

　本明細書において、上記の表面または断面（平面像）等における第１硬質相の平均粒径（ＡおよびＢ）は、後述する「＜切削工具の物性評価方法＞」で説明される画像解析ソフトを用いた方法により算出されるＨｅｙｗｏｏｄ径である。

　なお、本実施形態においては、本体部の構造が一様であることが好ましい。本体部の構造が一様である場合、切削工具の任意の断面をＳＥＭで観察したときに、切削工具の外部との界面を有する領域（表層部）以外の部分である本体部において、表層部とは別の明確に分離できる領域が存在しない。

　（第１硬質相）
　第１硬質相はＷＣ粒子からなる。

　切削工具の本体部の断面における第１硬質相の平均粒径は、好ましくは０．１～５．０μｍであり、より好ましくは０．５～３．０μｍである。この範囲において、十分な硬度を有し、かつ、緻密な超硬合金が得られやすい。

　（結合相）
　結合相は、ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも１種の元素を含む。なお、結合相は、本開示の効果が得られる範囲で他の元素をさらに含んでいてもよい。

　（第２硬質相）
　超硬合金は、さらに第２硬質相を含むことが好ましい。第２硬質相は、周期表４族元素および５族元素からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｃ，Ｎ，ＯおよびＢからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素との化合物、または、その固溶体からなる。第２硬質相を含むことにより、耐酸化性や耐反応性の向上、切削工具への衝撃による亀裂発生の抑制といった効果を切削工具に付与することができる。

　周期表４族元素および５族元素からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素としては、例えば、チタン（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、ハフニウム（Ｈｆ）、バナジウム（Ｖ）、ニオブ（Ｎｂ）、タンタル（Ｔａ）が挙げられる。化合物としては、例えば、ＴｉＣ、ＮｂＣ、ＴａＣ、ＺｒＣ、ＺｒＣＮ、ＶＣ、ＴａＮｂＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮが挙げられる。

　第２硬質相の平均粒径は、好ましくは０．１～３．０μｍであり、より好ましくは０．２～０．５μｍである。この場合、緻密な超硬合金を得られやすい。

　上述の第１硬質相、第２硬質相および結合相は、結合相中に第１硬質相および第２硬質相が分散された状態で含まれることが好ましい。これにより切削工具の高温での耐摩耗性が向上する。第１硬質相、第２硬質相および結合相は、超硬合金中に均一に分散された状態で含まれることが、より好ましい。ここで、均一に分散された状態とは、第１硬質相（および第２硬質相）と結合相とが接しており、同種の相同士の接触が比較的少ない状態で、超硬合金中に存在することをいう。

　なお、超硬合金は、上記以外の成分を含んでいてもよい。例えば、超硬合金は、不可避不純物（Ｂ、Ｎ、Ｏ等）を本開示の効果を損なわない範囲で含んでいてもよい。この場合、例えば、超硬合金は、第１硬質層（または、第１硬質相および第２硬質相）と、結合相と、不可避不純物と、からなる。また、超硬合金は、その組織中に遊離炭素やη相と呼ばれる異常層を含んでいてもよい。

　本実施形態に係る切削工具は、様々な用途の切削工具として広く利用することができ、長時間にわたって、被削材の表面に平滑な切削表面を形成することができる。特に、チタン合金を含む被削材を切削するための切削工具として、好適に利用することができる。

　＜切削工具の物性評価方法＞
　切削工具の表面（すくい面のうちの平面部の表面）および断面における第１硬質相の平均粒径は、例えば以下の方法で求めることができる。

　切削工具のすくい面のうちの平面部の表面、または、集束イオンビーム装置、クロスセクションポリッシャ装置等を用いて得た切削工具の任意の断面を、表面または断面に垂直な方向からＳＥＭ（Scanning　Electron　Microscope）にて５０００倍で撮像して、１０視野分以上の任意の数の視野（例えば、１０視野）の電子画像を得る（図５参照）。次に、付属のＥＰＭＡ（Electron　Probe　Micro-Analysis）またはＥＤＸ（Energy　Dispersive　X-ray　spectrometry）を用いて、各電子画像中の所定領域（１２μｍ×９μｍ）について、元素マッピングを行う。

　なお、ここでいう切削工具のすくい面のうちの平面部とは、すくい面においてチップブレーカの凹部が形成されていない部分であって、先端（すくい面と逃げ面とをつなぐ刃先稜線部）のホーニング領域と平面部との境界と、当該境界から上記先端の反対方向に５ｍｍ離れた地点を通る仮想線Ａと、で挟まれた領域の任意の部分である。なお、「切削工具のすくい面のうちの平面部の表面」は、上述の切削工具の表層部１２の表面（本体部１１と反対側の面）のうち、切削工具のすくい面に対応する部分である。

　得られた元素マッピングに基づいて、ＷＣを含む粒子を第１硬質相とし、ＷＣを含まずＣｏおよびＮｉの少なくとも一方が含まれる相を結合相とする。また、ＷＣを含まず、所定の周期表４族元素および５族元素の少なくとも一種と、Ｃ，Ｎ，ＯおよびＢからなる群より選ばれる少なくとも一種を含む粒子を第２硬質相とする。

　このＳＥＭ像（元素マッピング）に対して、例えば画像解析ソフト（「Ｍａｃ－Ｖｉｅｗ　Ｉ」、株式会社マウンテック製）を用いて画像解析を行うことにより、切削工具の表面または断面における第１硬質相の平均粒径（Ｈｅｙｗｏｏｄ径：粒子の面積と同一の面積を持つ仮想円の直径の平均値）を算出することができる。
　まず、画像中の第１硬質相（ＷＣ粒子）の各々について、水平方向のｆｅｒｅｔ径と垂直方向のｆｅｒｅｔ径の平均値を求める。第１硬質相の平均粒径は、各ＷＣ粒子についての両ｆｅｒｅｔ径の平均値を合算して、測定された第１硬質相の数で除することで求められる。上記観察視野中の硬質相の個数は、多い方が好ましく、１００個以上であることがより好ましく、２００個以上であることがさらに好ましい。なお、画像解析の精度に支障をきたさない範囲で撮像倍率を変えても良い。

　なお、このような分析により、第２硬質相等の平均粒径も測定することができ、切削工具において、硬質相（第１硬質相および第２硬質相）および結合相がどの部分に含まれているか、および、各相の組成を確認することもできる。

　（圧縮残留応力の測定）
　また、切削工具の平面部の表面における第１硬質相の圧縮残留応力は、例えば、Ｘ線を用いた２θ－ｓｉｎ２　ψ法（側傾法）によって求めることができる。測定条件は下記のとおりである。なお、例えば、切削工具のすくい面のホーニング位置から工具の中心位置に向かって５ｍｍ以内の任意の３点以上の位置における圧縮残留応力の平均値を求める。

　（測定条件）
Ｘ線出力：１０ｋｅＶ
Ｘ線源：放射光
測定面：最表面部ＷＣにおける（２１１）面
検出器：フラットパネル
集光サイズ：１４０ｎｍ×２３０ｎｍ
スキャン軸：２θ／θ
スキャンモード：ＣＯＮＴＩＮＵＯＵＳ

　＜切削工具の製造＞
　本実施形態の切削工具は、例えば、以下に詳述される混合工程、成形工程、焼結工程、冷却工程および加工工程を備える製造方法によって製造することができる。なお、本実施形態の切削工具の特徴的な構成を実現するためには、焼結工程における液相出現後の圧力および冷却工程における冷却速度の制御が重要である。

　（原料粉末）
　結合相を構成する原料粉末としては、ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも１種の元素の粉末が用いられる。また、硬質相を構成する原料粉末としては、第１硬質相を構成するＷＣ、および、第２硬質相を構成する化合物等のそのものの粉末用いる。これらの粉末のＦｓｓｓ（Fisher　Sub-Sieve　Sizer）粒子径は、好ましくは０．５～１０μｍである。なお、Ｆｓｓｓ粒子径は、レーザー回折法等によって測定することができる。

　超硬合金を構成する原料粉末のうち、第１硬質相を構成するＷＣ粒子の割合は、好ましくは７０～９５質量％であり、より好ましくは８５～９５質量％である。
　超硬合金を構成する原料粉末のうち、結合相を構成するＣｏおよびＮｉの合計の割合は、好ましくは５～１５質量％であり、より好ましくは５～１０質量％である。
　また、超硬合金が第２結合相を含む場合、超硬合金を構成する原料粉末のうち、第２硬質相を構成する化合物の合計の割合は、好ましくは０～１５質量％であり、より好ましくは０～５質量％である。

　超硬合金が第１硬質相、結合相および第２硬質相を含む場合、配合時の超硬合金の原料組成において、第１硬質相を構成するＷＣの割合は７０～９５質量％であり、結合相を構成するＣｏおよびＮｉの合計の割合は５～１５質量％であり、第２硬質相を構成する化合物の合計の割合は０～１５質量％であることが、チタン合金用の切削工具に利用する上で十分な硬度と緻密性を確保するために、好ましい。
　さらに、配合時の超硬合金の原料組成において、第１硬質相を構成するＷＣの割合は８５～９５質量％であり、結合相を構成するＣｏおよびＮｉの合計の割合は５～１０質量％であり、第２硬質相を構成する化合物の合計の割合は０～５質量％であることが、超硬合金の硬度と靭性のバランスを良好に保つために、より好ましい。
　なお、このような原料粉末の組成比は、最終的に得られる切削工具における組成比に反映される。

　（混合工程）
　混合工程では、上記の原料粉末を混合することで、混合粉末を得る。
　混合には、アトライター、ボールミル、ビーズミル、乳鉢、ジェットミル等を用いることができる。
　混合時間は、好ましくは０．１～４８時間であり、原料粉末を偏りなく均一に混合する観点においてより好ましくは２～１５時間である。

　（成形工程）
　成形工程では、混合工程で得られた混合粉末を、金型に入れてプレスすることにより、加圧成形体（焼結前の切削工具）を得る。
　金型としては、例えば、超硬合金製の金型（Ｔａカプセルなど）を用いることができる。成形方法は、一般的な条件であれば特に限定されない。プレスの圧力は、好ましくは１０ＭＰａ～１６ＧＰａである。

　（焼結工程）
　焼結工程では、成形工程で得られた加圧成形体を焼結する。

　焼結の最高温度は、１４００～１６００℃であることが好ましい。最高温度でのキープ時間は、例えば、０．５～２時間である。これらの条件は、超硬合金を作製し得る通常の範囲の条件であれば特に制限されない。

　焼結工程は、アルゴンガス等の不活性ガス雰囲気で実施されることが好ましい。ここで、最高温度に関わらず、昇温中に１３５０℃を超えた時点（液相出現後）から、焼結の雰囲気は１００～４００ｋＰａＧの加圧雰囲気とすることが好ましい。

　（冷却工程）
　冷却工程では、焼結完了後の焼結体（切削工具）を冷却する。

　冷却工程において、切削工具の温度を最高温度から１３００℃まで下げるのにかかる時間は、０．２～１時間であることが好ましい。１３００℃未満の領域における冷却速度は特に制約されない。

　冷却工程は、アルゴンガス等の不活性ガス雰囲気下で実施されることが好ましい。また、冷却工程の雰囲気ガスの分圧は、４００ｋＰａＧ以上であることが好ましく、４００～６５０ｋＰａＧであることがより好ましい。特に、最高温度からの冷却を４００ｋＰａＧ以上の加圧雰囲気下で実施することで、十分な冷却速度で冷却を行うことができる。

　（加工工程）
　加工工程では、切削工具の表面（すくい面）に対して、１．０ＧＰａ以上の圧縮残留応力を付与する処理を行う。なお、１．０ＧＰａ以上の圧縮残留応力を付与する処理は、切削工具の先端のホーニング処理を兼ねることができる。

　圧縮残留応力を付与する処理としては、例えば、ブラスト処理などが挙げられる。ブラスト処理としては、例えば、ウェットブラストなどが挙げられる。

　ウェットブラスト等のブラスト処理で用いるメディア（工具へ投射される物体）の材料としては、例えば、アルミナ等の非金属、鋼鉄などが挙げられる。なお、メディアとしては、一般的に球体が用いられることが多いが、必ずしも真球である必要はない。

　ブラスト処理の条件は、１．０ＧＰａ以上（好ましくは１．０ＧＰａ以上２ＧＰａ以下）の圧縮残留応力を付与できる条件であれば特に制限されない。ウェットブラストにより１．０ＧＰａ以上の圧縮残留応力を付与する場合、例えば、メディアの投射口と切削工具の表面（すくい面）との直線距離は８０～１２０ｍｍであり、メディアに加わる圧力（投射圧とも言う）は０．１～０．３ＭＰａであり、投射時間は１０～４５秒であり、すくい面法線に対する投射角度は３０～９０°であり、メディアの直径は０．１～１．０ｍｍである。

　（原理）
　以下、上記の製造方法により、本実施形態の切削工具の特徴的な構成が実現される原理について説明する。

　通常、超硬合金の焼結時は結合相元素（Ｃｏ，Ｎｉ）が１３２０℃程度（含有炭素量によって異なる）で液相となり、合金の緻密化が進行するが、この時、合金の内部と表面の温度差または雰囲気によって、液相が移動する。その結果として、表面と内部とで結合相の量や硬質相の粒度が変化する。このため、本実施形態においては、焼結工程で液相出現温度（約１３２０℃）以上の温度において、所定の加圧雰囲気とすることで、切削工具の表層部の結合相量を制御している。

　なお、従来技術の多くでは、合金の緻密化を促進する理由以外で雰囲気ガスを加圧することはなく、何らかの機能をもった層を形成するために雰囲気ガスを減圧している。しかし、このような減圧雰囲気下では、切削工具の表面から結合相元素および炭素の揮発が発生しやすく、切削工具の表面の結合相量が相対的に少ない。
　一方で、加圧下でも過剰な圧力をかけると、液相および炭素の表面への元素拡散および液相流動による移動を阻害し、切削工具の表面の結合相量が減少する。
　このように切削工具の表面の結合相量が少ない場合、ブラスト等の圧縮応力付与の処理を行った際に、ＷＣ粒子の保持力が不十分であり粒子の破砕および脱落が生じやすい。この場合、切削工具の表面積が相対的に大きくなり、チタン合金（被削材）と切削工具との反応に起因する摩耗が促進されてしまう。

　これに対して、本実施形態においては、焼結工程で液相出現温度以上の温度において、所定の加圧雰囲気とすることで、切削工具の表層部の結合相量を適度な量に制御している。これにより、ブラスト等の圧縮応力付与の処理を行った際に、切削工具の表面におけるＷＣ粒子の破砕および脱落を抑制することができ、切削工具の表面積が相対的に小さくなる。このため、チタン合金（被削材）と切削工具との反応に起因する摩耗を抑制することができる。

　また、本実施の形態においては、冷却工程において、加圧雰囲気下での急冷を行うことで、切削工具の表層部のＷＣ粒子の大きさを均一にし、かつ形状を球形に近い状態とすることができる。これにより、切削工具の表面積が相対的に小さくなる。このため、チタン合金（被削材）と切削工具との反応に起因する摩耗を抑制することができる。
　なお、液相が出現している温度領域での冷却において、冷却速度が遅い場合（例えば、１０℃／ｍｉｎ）は、ＷＣ粒子の粒成長が促進され、切削工具の表層部のＷＣ粒子の大きさ（粒子径）が不均一になり、かつ形状が角張った形状となる。本発明者らは、このような粒成長が促進されたＷＣ粒子が多数存在する表層部において、ブラスト等の圧縮残留応力を付与する処理の際に、ＷＣ粒子の破砕が起こりやすいことを見出し、ＷＣ粒子の粒成長が進まない早い速度で冷却を行うことにより、ＷＣ粒子の破砕を抑制できることを見出した。

　上述のように、焼成工程での圧力制御、および、冷却工程での冷却速度の制御により、本実施形態の切削工具の表面積が相対的に小さくなるため、チタン合金（被削材）と切削工具との反応に起因する切削工具の摩耗を抑制することができる。

　なお、切削工具としては、ドリル、エンドミル、ドリル用刃先交換型切削チップ、エンドミル用刃先交換型切削チップ、フライス加工用刃先交換型切削チップ、旋削加工用刃先交換型切削チップ、メタルソー、歯切工具、リーマ、タップなどを例示することができる。

　（被膜）
　また、切削工具は、表面の少なくとも一部に被膜を備えてもよい。被膜を備えることで、切削工具の耐摩耗性などがより向上し、切削工具のさらなる長寿命化が可能となる。また、切削工具において被膜の特性を付与させることもできる。

　被膜としては、７×１０^-6／Ｋ以上９×１０^-6／Ｋ以下の熱膨張係数を有する被膜を用いることが好ましい。被膜の組成としては、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔａ、ＶおよびＷからなる群より選ばれた一種以上の元素の窒化物または炭窒化物が好ましい。

　さらに被膜は、１０００℃以上の耐酸化性を有することが好ましい。ここで、「１０００℃以上の耐酸化性を有する」とは、被膜を熱分析－示差熱・熱重量同時測定（ＴＧ／ＤＴＡ：Thermogravimetry／Differential　Thermal　Analysis）装置により、大気中で評価を行ない、重量増加が生じた温度が１０００℃以上であることを意味する。このような耐酸化性を有する被膜を構成する組成の好適な例としては、ＡｌＴｉＳｉＮ、ＡｌＣｒＮ、ＴｉＺｒＳｉＮ、ＣｒＴａＮ、ＨｆＷＳｉＮ、ＣｒＡｌＮ等を挙げることができる。

　上記のような被膜は、物理的蒸着（ＰＶＤ）法および化学的蒸着（ＣＶＤ）法のいずれによっても形成することができる。被膜がＣＶＤ法により形成されていると、超硬合金（切削工具）との密着性に優れる被膜が得られ易い。ＣＶＤ法としては、例えば、熱ＣＶＤ法が挙げられる。被膜がＰＶＤ法により形成されていると、圧縮残留応力が付与され、その靱性を高め易い。被膜と超硬合金（切削工具）との密着性が格段に向上する点で、カソードアークイオンプレーティング法を用いることもできる。

　本実施形態に係る切削工具における被膜は、切削工具における刃先となる部分とその近傍に被覆されていることが好ましく、切削工具の表面全体に被覆されていてもよい。また、被膜は、単層でも多層でもよい。被膜の厚さは、１μｍ以上２０μｍ以下であることが好ましく、１．５μｍ以上１５μｍ以下であることがより好ましい。

　以下、実施例を挙げて本開示をより詳細に説明するが、本開示はこれらに限定されるものではない。

　＜実施例１～１３および比較例１０１～１０８＞
　まず、表１に記載の配合組成（ＷＣ、ＮｂＣ、ＴａＣ、ＣｏおよびＮｉ）で表される複数種の化合物粉および金属粉を原料粉末として使用し、上記実施形態に記載の切削工具の製造方法と同様にして、実施例１～１３および比較例１０１～１０８に係る超硬合金からなるＣＮＭＧ４３２形状（住友電工ハードメタル社製）のスローアウェイチップ（切削工具）を作製した。

　なお、混合工程では、アトライターを用いて１２時間混合した。また、成形工程のプレスの圧力は１００ＭＰａとした。焼結工程での最高温度は１４５０℃とし、最高温度のキープ時間は１時間とした。冷却工程の雰囲気ガスはアルゴンであり、雰囲気ガスの分圧は、４００ｋＰａＧとした。焼結工程における雰囲気圧力、および、冷却工程の冷却時間（最高温度から１３００℃に低下するまでの時間）は、表１に示すとおりとした。

　また、加工工程（ウェットブラストにより切削工具のすくい面に１．０ＧＰａ以上の圧縮残留応力を付与する工程）において、メディアの投射口と切削工具の表面（すくい面）との直線距離は１００ｍｍであり、メディアに加わる圧力（投射圧）は０．２ＭＰａであり、投射時間は３０秒であり、すくい面法線に対する投射角度は４５°であり、メディア（アルミナ製の球体）の直径は１．０ｍｍである。ただし、実施例２においては投射時間を２０秒とし、比較例１０２においては投射時間を１０秒とした。また、実施例４のみにおいて、上記の加工工程（ブラスト処理）の条件のうち、投射圧を０．１０ＭＰａとすることにより、切削工具のすくい面に１．０ＧＰａの圧縮残留応力が付与された。

　得られた各実施例および比較例の切削工具について、本体部の断面における第１硬質相の平均粒径（Ａ）、および、すくい面のうちの平面部の表面における第１硬質相の平均粒径（Ｂ）が、上述の実施形態で説明した方法によって測定された。また、本体部の断面における第１硬質相の平均粒径（Ａ）に対するすくい面のうちの平面部の表面における第１硬質相の平均粒径（Ｂ）の比率（Ｂ／Ａ）が算出された。これらの測定結果を表１に示す。
　また、図６は実施例１の切削工具の表面（すくい面のうちの平面部の表面）のＳＥＭ写真であり、図７は、比較例１０１の切削工具の表面のＳＥＭ写真である。これらの写真から、実施例１では、加工工程による切削工具の表面での第１硬質相の潰れが比較例１０１よりも少ないことが分かる。

　なお、各実施例および比較例の切削工具について、表層部の厚みが、上述の実施形態で説明した方法により測定された。測定結果から、実施例１～１３および比較例１０１～１０７において、表層部の厚みは、切削工具のすくい面のうちの平面部の表面における第１硬質相（ＷＣ粒子）の平均粒径以下であった。一方、比較例１０８において、表層部の厚みは、切削工具のすくい面のうちの平面部の表面における第１硬質相（ＷＣ粒子）の平均粒径より大きかった。なお、比較例１０８は、相対的に冷却時間が長いことにより、表層部が相対的に厚くなっている。第１硬質相および第２硬質相の平均粒径を上述の実施形態で説明した方法によって測定した結果を表１に示す。

　＜耐摩耗性評価＞
　上記の各実施例および比較例で得られたスローアウェイチップ（切削工具）について、以下の耐摩耗性評価を実施した。

　各切削工具について、次の切削条件での高負荷切削試験（耐摩耗性試験）において、切削工具の刃先の逃げ面の摩耗量が０．２ｍｍに達するまでの切削時間を測定した。切削時間の測定結果を表１に示す。なお、表１に示す切削時間は、各切削工具の４コーナーについての平均値である。切削時間が長いほど、耐摩耗性に優れていることを示す。

　（切削条件）
　　被削材：　　　　　　Ｔｉ合金（Ｔｉ－６Ａｌ－４Ｖ）
　　切削速度（Ｖｃ）：　１００ｍ／分
　　切込み量（ａｐ）：　２．０ｍｍ
　　送り量（ｆ）：　　　０．１ｍｍ／ｒｅｖ
　　切削環境：　　　　　ＷＥＴ

　表１に示される結果から、本開示の切削工具の要件を全て満たす実施例１～１３においては、本開示の切削工具の要件を満たさない比較例に比べて、切削時間が長く耐摩耗性に優れていることが分かる。

　なお、比較例１０２の結果から、従来技術のように、単にＷＣの破砕を抑えるためにブラスト条件を弱くした場合は、Ｂ／Ａの値は本開示の要件を満たすものの、本開示の要件を満たす１．０ＧＰａ以上の圧縮残留応力は付与されないため、切削時間は長くならないことが分かる。

　今回開示された実施形態および実施例はすべての点で例示であって、制限的なものではないと考えられるべきである。本開示の範囲は上記した実施形態ではなく請求の範囲によって示され、請求の範囲と均等の意味、および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。

　１　切削工具、１１　本体部、１１０　本体部の結合相、１１１　本体部の第１硬質相、１２，１４　表層部、１２０　表層部の結合相、１２１　表層部の第１硬質相、１３　表面層。

Claims

　第１硬質相および結合相を含む超硬合金からなる切削工具であって、
　前記第１硬質相はＷＣ粒子からなり、
　前記結合相は、ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも１種の元素を含み、
　前記切削工具は、本体部と、前記本体部の表面に設けられた表層部と、を備え、
　前記切削工具のすくい面のうちの平面部の表面において、前記第１硬質相に１．０ＧＰａ以上の圧縮残量応力が付与されており、
　前記表層部の厚みは、前記すくい面のうちの平面部の表面における前記第１硬質相の平均粒径以下であり、
　前記本体部の断面における前記第１硬質相の平均粒径に対して、前記すくい面のうちの平面部の表面における前記第１硬質相の平均粒径の比率は、０．７以上１未満である、切削工具。
　前記超硬合金は、さらに第２硬質相を含み、
　前記第２硬質相は、周期表４族元素および５族元素からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｃ，Ｎ，ＯおよびＢからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素との化合物、または、その固溶体からなる、請求項１に記載の切削工具。
　表面の少なくとも一部に被膜を備える、請求項１または請求項２に記載の切削工具。