JP2000273568A - 硼化物系超硬質材料 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 従来材より、手軽な方法による低価格な超硬
質材料を開発する。 【解決手段】 タングステンＷと硼化クロムの粉末混合
体、またはこれにＮｉ、Ｆｅ、Ｃｏの何れかの粉末を配
合し、非消耗型基板上または可溶性基板上でプラズマア
ークの熱源によって溶解し、構成する素材の何れよりも
硬度が高いＷ、Ｃｒ、Ｂ三元系で形成した金属間化合物
を主体とした硼化物系超硬質材料を作成する。この三元
系の生成物は斜方晶のＷＣｒＢ₂、正方晶のＷＣｒＢお
よび正方晶Ｗ₃Ｃｒ₂Ｂ₃の何れか、またはこれらの混在
よりなり、最高級品では常温でのビッカース硬度Ｈｖが
２５００以上、１０００℃の高温でもＨｖ１４００以上
と合成ＣＢＮに匹敵する硬度と高温耐摩耗性を具える。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は超硬質材料とくに工
具材料として、汎用の超硬合金レベルと、より高いレベ
ルのダイヤモンドおよびＣＢＮクラスの工具材料の両分
野を対象とした技術である。

【０００２】

【従来の技術】超硬質工具材料としてＪＩＳ Ｂ ４０５
３では超硬合金（ＨＷ）とサーメット（ＨＴ）、その他
を規定し、前者は金属および硬質の金属化合物よりな
り、主成分は炭化タングステン（ＷＣ）である。後者は
硬質相中の主成分がチタン、タンタル、ニオブの炭化
物、炭窒化物および窒化物であって炭化タングステンの
比率は小さい。これらの工具材料はＰ、Ｍ、Ｋに大分類
され、適用の対象の切削方法としては旋削、手削り、フ
ライス削りなど、また、相手材（被削材）としては鋼、
耐熱合金、鋳鉄などである。ロックウェル硬さＡスケー
ル（ＨＲＡ）は、たとえばＭ４０で８７以上、Ｋ１０で
９０．５以上などと規定され、ビッカース硬度（Ｈｖ）
に換算すればほぼ１２００〜１８００の範囲にすべて含
まれる。しかし一般に高硬度の被削物を切削すると非常
な高温状態となるので、常温では前記の高硬度を具えて
いる超硬合金やサーメットでも、高温下では急速に硬度
を失って切削能力が急激に劣化するという切削能力の限
界に直面する。すなわち高温下における硬度維持が重大
な要素となる。

【０００３】一方、より高級な超硬工具材料として被削
材の高レベル化と共に高価ではあるが着目され実用化さ
れているのが、ダイヤモンドおよびＣＢＮ（立方晶窒化
硼素Ｃｕｂｉｃ Ｂｏｒｏｎ Ｎｉｔｒｉｄｅ）であ
る。最初に実用化されたのが天然ダイヤモンドである
が、その後、超高圧合成技術によって合成ダイヤモンド
が開発され、この合成ダイヤモンド粒子を高温高圧で焼
結したのが合成ダイヤ焼結工具材であって、優れた耐摩
耗性と耐欠損性を有し、高強度アルミニウム合金などの
難削性材の加工切削工具や伸線用ダイスとして重用され
ている。

【０００４】ところで、このダイヤモンドは主成分が炭
素であるから、切削中に鋼との親和力が強く、切削面で
反応してグラファイト化して摩耗する弱点があり、鋼の
重切削には不適当である。ここでダイヤモンドに次ぐ高
硬度を具え、しかも炭素との親和力が小さいＣＢＮが注
目を集めるようになったのである。このようにＣＢＮも
合成ダイヤモンドと同様に超高圧高温の条件下で人工的
に合成され、Ｈｖ硬度は常温で３０００以上具えるばか
りか、１０００℃の高温に灼熱されてもなお、Ｈｖ１５
００以上を保ち優れた切削能力を持続するのである。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】まず比較的低レベルの
汎用化された超硬合金、サーメットは何れもタングステ
ン、チタン、タンタル、ニオブを硬質相成分とし、コバ
ルトなど金属成分を加えて粒子を相互に結合し焼結した
ものであるから、本質的に硬度には一定の限界（Ｈｖの
１８００位まで）があり、また刃物のエッヂが難削性材
料の表面と一種の幾何的干渉を行って強制的に剥脱させ
るのであるから、そのエネルギーにより発熱して刃物の
切削能力を大幅に劣化させる限界も厳しい。切削面の発
熱と共に急速に硬度低下、切削能力の喪失が顕在化する
ことはすでに述べた通りである。

【０００６】一方、ダイヤモンド、ＣＢＮ両合成物質に
よる工具は、抜群の高硬度によって高温下における硬度
低下を最小限に抑制するから、前記のような障害は少な
い。しかし合成材を得るためには超高圧高温の莫大な設
備投資が必要であり、その結果は製品である工具の単価
の上にも大きな負担とならざるを得ない。

【０００７】本発明は以上の課題を解決するために、巨
大な設備を前提とすることなく市販の一般的な既存の設
備を流用して従来技術の汎用品から超高級品に至る全て
の使用に対応できる超硬質材料の提供を目的とする。

【０００８】

【課題を解決するための手段】本発明に係る超硬質材料
のうち、ダイヤモンド、ＣＢＮクラスの最高級品に対応
するものとしては、Ｗと硼化クロムの粉末混合体を非消
耗型基板上でプラズマアークの熱源によって溶解し、構
成する両素材の何れよりも硬度が高く、かつ、少なくと
も常温におけるビッカース硬度Ｈｖが２５００以上、１
０００℃の高温においてもＨｖ１４００以上を維持する
Ｗ、Ｃｒ、Ｂ三元系で形成した金属間化合物を主体とす
ることによって前記の課題を解決した。

【０００９】また、ＪＩＳ規定の超硬合金、サーメット
レベルの汎用化された材料としては、Ｗと硼化クロムの
粉末混合体、またはこれにさらにＮｉ、Ｆｅ、Ｃｏの何
れかより選んだ金属粉末を配合して非消耗基板上または
可溶性基板上でプラズマアーク熱源によって溶解し、少
なくとも常温におけるビッカース硬度Ｈｖが１８００以
上を維持するＷ、Ｃｒ、Ｂ三元系で形成した金属間化合
物を多く含むことによって前記の課題を解決した。

【００１０】

【発明の実施の形態】本発明を実施するためには超高温
の熱源によって各成分素材を溶解して三元系の金属間化
合物を生成することが前提であり、本発明はその溶融手
段として特にプラズマアーク熱源を適用することを特徴
の１つとする。プラズマ粉体溶接は本来溶接法の一種と
して開発、発展してきた技術であり、この方式の原理は
図７に示す通り、原料粉末Ｐを送給ガスで高温のプラズ
マアーク１４内に供給し、粉末を溶かしながら可溶性基
板Ｍの上で溶融プールに移行させて肉盛層１５を形成す
るもので、金属粉末以外の炭化物、酸化物、硼化物粉末
などを自由に混合し、溶接金属中に添加できる利点があ
る。一般にプラズマガス１１、シールドガス１２、粉末
送給ガス１３にはアルゴンガスが用いられる。原料粉末
ＰはＦｅ、Ｎｉ、Ｃｒなどの金属粉末であるが、溶接肉
盛層を一段と硬化するためにこれらに加えて炭化タング
ステンを３０〜７０重量％混入することが行われ、送給
性と溶着効率の観点から通常、粉末粒子径４５〜２００
μのサイズのものが多用される。

【００１１】なお溶接措置としてではなくプラズマアー
ク熱源をもって文字通り超高融点金属の溶解を目的とし
たプラズマアーク溶解炉も公知であり、回転しつつ降下
するプラズマトーチから発するプラズマアークによって
アルゴンガス雰囲気中で金属材料を溶解して水冷銅鋳型
の中へ鋳造し、凝固層を下方へ誘導して積層凝固した鋳
塊（バルク）を採取する仕組みである。前者と比べると
元々溶解炉として設計されたものであるから、生産性は
高いが多種少量のロットには不適当であるという半面も
ある。

【００１２】本発明の実施形態に供した原料粉末は表１
の実施例１〜３の３配合からなり、実施例１はＮｉを含
む汎用性の超硬合金レベル（ＷＣ主体の工具鋼レベル）
を指向し、実施例２と実施例３は、最終的には超硬級工
具（ダイヤモンド、ＣＢＮレベル）を指向したものであ
る。

【００１３】

【表１】

【００１４】実施例１〜３の原料粉末を使用し図７に原
理を示すプラズマ粉体溶接機で、母材はＳＳ４００，プ
ラズマアーク電流２７０Ａ、プラズマアーク電圧２８
Ｖ、速度９０ｍｍ／ｍｉｎの条件で肉盛溶接を行った。
プラズマガス、粉末供給ガス、シールドガスとしてはア
ルゴンガスを用い、それぞれの流量は３ｌ／ｍｉｎ、６
ｌ／ｍｉｎ、２０ｌ／ｍｉｎとした。

【００１５】

【表２】

【００１６】表２はこの肉盛層の常温におけるビッカー
ス硬さ（Ｈｖ）を測定した結果であり、実施例２〜３に
共通していえることは、肉盛層の硬さは素材成分のそれ
ぞれの硬さを超えた高硬度を示していることで、たとえ
ば実施例２のＷ（Ｈｖ３００）とＣｒＢ₂（Ｈｖ２１０
０）を等モル比で溶融凝固した肉盛層は、その何れの成
分硬度よりも高いＨｖ２４６０を記録し、実施例３につ
いてはＷ（Ｈｖ３００）とＣｒＢ（Ｈｖ１２５０）の等
モル比による溶融凝固層がＨｖ２１３０を示したのであ
る。このことは明らかに出発原料に比べて高硬度の合
金、あるいは新たな金属間化合物を形成して、素材を大
幅に上回る高硬度を記録するものと推認される。このた
めの確認テストは後述する。

【００１７】この肉盛層から得られた金属間化合物の耐
摩耗性を調べて工具材料としての適性を検討した。摩耗
試験は図８に示すようにＡＳＴＭ Ｇ６５規格に準じて
製作した円板回転式加圧摩耗試験機２０を使用して測定
した。図中、１２０ｒｐｍの速度で回転するラバーホイ
ル２１の円周部に８．８ｋｇｆの加重で試験片Ｓを押圧
し、ラバーホイル２１と試験片Ｓ表面間へ研削粉末とし
てサンドホッパ２２から６号珪砂を３００ｇ／ｍｉｎ加
えた加圧摩耗試験によって各試験片毎の耐摩耗性を比較
した。表２における耐摩耗性は各試験片の溶接肉盛層を
水平に切り取った断層面でそれぞれ測定した数値を、Ｓ
Ｓ材を１．０として換算して示した。

【００１８】工具刃物としての適性は単純に硬度だけの
比較で結論付けられるものではなく、抗折力や破壊靭
性、その他、鉄や含有炭素との親和力など種々の要件も
加えられるが、なによりもまず高硬度でなければ最初の
前提条件をクリアすることができないから初めから論外
である。その観点から言えば、Ｎｉを含む実施例１で超
硬合金（たとえばＪＩＳの超硬合金）の常温における最
高とみられるＨｖ１８００を凌ぎ、実施例２，実施例３
はたとえばアルミナ系セラミックスのＨｖ１８００〜２
０００も凌ぐのであるから、工具材料として最初の前提
条件を十二分にクリアする実証となる。ちなみに含Ｎｉ
の実施例１は抗折力および破壊靭性においてＪＩＳ Ｂ
４０５３のＫ１０と同等またはそれ以上であった。

【００１９】前項の実施例１〜３ではプラズマアークに
よって母材のＳＳ４００が溶解するからＦｅ、Ｓｉ、Ｍ
ｎなどの金属成分が肉盛層内へ含まれる。この程度の純
度では最高級工具、刃物として必要な硬度、耐摩耗性は
見込めないので、図７の可溶性基板Ｍに替えて４０ｍｍ
厚さの水冷銅板を用いた非消耗基板として、プラズマア
ーク電流２７０Ａ、プラズマアーク電圧２８Ｖ、速度９
０ｍｍ／ｍｉｎでプラズマアーク溶接を行った。プラズ
マガス、粉末供給ガス、シールドガスとしてアルゴンガ
スを用い、それぞれの流量は３，６，２０ｌ／ｍｉｎで
ある。

【００２０】

【表３】

【００２１】表３は前記表１の実施例１〜３と出発原料
が同じではあるが、溶融条件が原料の純粋性を維持する
ように非消耗型基板上に置き換えた実施例４〜６の成績
を示し、常温における実施例５，実施例６のＨｖ硬度は
２７００以上あり、とくに実施例５はＣＢＮに匹敵する
高硬度が記録された。このことから溶融凝固したバルク
は各出発原料とは全く別異の金属間化合物よりなり、純
粋に他の要因を排除した冶金学的な組成の調査対象とな
ると考えられる。

【００２２】次に実施例５および実施例６のバルクを常
温から最高１０００℃に至る高温硬度を測定し、従来技
術の各工具材と比較したのが図１である。図１に明らか
な通り、実施例５の常温におけるＨｖ硬度は約３１００
とＣＢＮの基準（Ｈｖ３０００以上）を満たし、その
後、温度の上昇とともに緩慢に低下していくが、その低
下の割合はＣＢＮのそれとほぼ拮抗し、最高１０００℃
においてもほぼＨｖ１６００を維持し、たとえば従来技
術のＷＣ-Ｃｏ系超硬合金（Ｋ１０）の常温における硬
度とほぼ匹敵する。図１には本発明に係る各実施例の常
温における硬度も記入して参考に供しているが、本発明
の常温における優秀性を併せて示唆していると読み取れ
る。

【００２３】工具刃物としての適性テストは現段階では
定性的に試みただけであるが、従来技術の工具に充分対
抗できると評価を受けている。実施の方法は、図２に示
すように、厚み２０ｍｍのＳＳ４００鋼板２上の一端側
に、実施例１の原料粉末、プラズマ粉体溶接機および溶
接条件で肉盛溶接層３を形成し、該肉盛溶接層３がチッ
プ部４になるように位置を合わせて、ワイヤカット放電
加工機を用いてシャンク部５の形状外郭を切り出し、さ
らに、ダイヤモンドホイルでチップ部４の先端を研削し
所定のチップ形状に仕上げ、ＪＩＳ Ｂ ４１０５の型番
３５の超硬バイト１を作成した。切削試験は通常の旋盤
に取り付け、被削材としてＳＳ材、ＳＣ材、ＳＵＳ材を
対象として行ったが、切削性は良好で切れ味がよくヘタ
リ（摩滅鈍化）も少なく、従来技術と同等以上の性能と
評価された。

【００２４】また、別の使用例として図３にスロット付
きセグメント形状のホイール６を示す。これは、実施例
５によって得られたバルク（鋳塊）を破砕し分級し１０
０〜１５０μｍの粉末を得た後、この粉末をＪＩＳ Ｚ
３２６５の種類ＢＮｉ―２のニッケルろうを用いて金属
製台金７の外周にろう付けして砥粒層８を形成したもの
で、主要な寸法関係はＪＩＳ Ｂ ４１３１における参考
表のＩＡ１ＲＳＳに準じる。この場合、金属製台金７と
の接着性については、本発明実施例の粉体はメタルとの
濡れ性が良好でろう付けは容易であり、ホイールとして
成形する上で一つの利点に挙げることができる。実際の
切削テストにおいては、定性的に比較した程度に留まる
が、従来技術のダイヤモンドやＣＢＮ製ホィールに遜色
なく、また前記のダイヤモンドにおける弱点（高温にお
けるグラファイト化）は当然起こり得ないから、切削条
件によっては却って優ることもあると思われる。

【００２５】図４は実施例５について加速電流１５ｋ
Ｖ、試料電流５×１０^-8Ａ、ビーム径２μｍの分析条件
でＸ線分析（電子線マイクロアナライザ＝ＥＰＭＡ）を
行った検査結果の一部を示し、これからＣｒ、Ｗ、Ｂ三
元系の金属間化合物の元素の構成を特定した。前記ＥＰ
ＭＡの検査結果からこの領域では金属間化合物を構成す
る元素の重量％の比はＷ：Ｃｒ：Ｂ＝７１：２０：８．
５でモル比に換算するとＷ：Ｃｒ：Ｂ＝１：１：２であ
ることが認められる。

【００２６】さらに透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）および
エネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＳ）により結晶組
織を調査した。図５は実施例５で得られたバルクから切
り出した厚さ０．５ｍｍの試料を研磨紙（エメリーペー
パー）で厚さ６０μｍに研磨したのちディンプラーで２
０μｍまで凹面研磨をし、さらにイオンシニング法で作
成した薄膜試料を用い２００ｋＶエネルギー分散型Ｘ線
分析装置（ＥＤＳ）により得られた検査結果の１例を示
す。ＥＤＳスペクトル中のＣｕのピークは装置の銅メッ
シュから検出されるものである。また、Ｂ元素は軽いた
め検出されにくい。図６（Ａ）（Ｂ）に前記薄膜試料の
ＴＥＭによる電子回折像を示す。これらの回折像を５倍
に拡大し、デジタイザーに入力し解析を行った。

【００２７】これらの一連の検査、解析結果より、この
金属組織はＷ―Ｃｒ―Ｂの金属間化合物であること、詳
しくは、斜方晶系のＷＣｒＢ₂であることが認められ
た。実施例６についても同様の検査、解析を行った結果
この金属組織はＷ―Ｃｒ―Ｂの金属間化合物、詳しく
は、正方晶系のＷＣｒＢと一部正方晶系のＷ₃Ｃｒ₂Ｂ₃
の化合物であることが認められた。

【００２８】

【発明の効果】本発明は以上述べたように、比較的広く
汎用化され現場で多用されているプラズマ粉体溶接機を
利用して最新の巨大な設備でしか製作できなかったダイ
ヤモンド、ＣＢＮの合成砥粒に匹敵する工具、刃物、砥
石から、超硬合金やサーメットレベルの汎用品に至るま
で、目的に合わせて容易に硬さを調整製作できる効果が
ある。さらに進んで既存のプラズマアーク溶解炉を使用
すれば生産性の向上や緻密な品質管理をより完全に行う
ことができるから、きわめて価値の高い製品を従来技術
より桁違いに低廉なコストで製造し得る効果が期待でき
る。製品の品質や切削特性に関しては一層の実地試験を
重ねることが望ましいが、従来のセラミックス系の硬質
材料に比べると金属との濡れ性が良好でろう付け性が良
く放電加工も容易で、むしろ従来技術よりも容易で扱い
易い一面もあり、優れた生産性を具現化できる可能性が
きわめて濃厚である。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明および代表的な従来技術のＨｖ硬度およ
び温度上昇に対する変動を示す関係図である。

【図２】本発明の実施形態に適用したＪＩＳ規定の超硬
バイトの斜視図である。

【図３】本発明の実施形態に適用したＪＩＳ規定のホイ
ールの平面図（Ａ）とＡ―Ａ断面図（Ｂ）である。

【図４】本発明のＸ線分析（ＥＰＭＡ）検査による走査
線上のＣｒ、Ｗ、Ｂの各含有量の変動を示す検査結果の
一部である。

【図５】エネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＳ）によ
る検査結果の一例を示す。

【図６】透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）による電子回折像
の二例（Ａ）（Ｂ）を示す。

【図７】プラズマ粉体溶接機の原理を示した正面図であ
る。

【図８】本発明の実施形態の調査に使用した摩耗試験機
の基本構造図である。

【符号の説明】

1 超硬バイト 2 鋼板 3 肉盛溶接層 4 チップ部 5 シャンク部 6 ホイール 7 金属製台金 8 砥粒層 10 プラズマ粉体溶接機 11 プラズマガス 12 シールドガス 13 供給ガス 14 プラズマアーク 15 肉盛層 20 摩耗試験機 21 ラバーホイール 22 サンドホッパ Ｓ 試験片 Ｍ 可溶性基板

Claims (5)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 タングステンＷと硼化クロムの粉末混合
   体を非消耗型基板上でプラズマアークの熱源によって溶
   解し、構成する両素材の何れよりも硬度が高く、かつ、
   少なくとも常温におけるビッカース硬度Ｈｖが２５００
   以上、１０００℃の高温においてもＨｖ１４００以上を
   維持するＷ、Ｃｒ、Ｂ三元系で形成した金属間化合物を
   主体としたことを特徴とする硼化物系超硬質材料。
2. 【請求項２】 タングステンＷと硼化クロムの粉末混合
   体に、さらにニッケルＮｉ、鉄Ｆｅ、コバルトＣｏの何
   れかより選んだ金属粉末を配合して非消耗型基板上でプ
   ラズマアーク熱源によって溶解し、構成するすべての素
   材の何れよりも硬度が高く、かつ、少なくとも常温にお
   けるビッカース硬度Ｈｖが２１００以上を維持するＷ、
   Ｃｒ、Ｂ三元系で形成した金属間化合物を多く含むこと
   を特徴とする硼化物系超硬質材料。
3. 【請求項３】 タングステンＷと硼化クロムの粉末混合
   体、またはこれにさらにニッケルＮｉ、鉄Ｆｅ、コバル
   トＣｏの何れかより選んだ金属粉末を配合して可溶性基
   板上でプラズマアーク熱源によって溶解し、少なくとも
   常温におけるビッカース硬度Ｈｖが１８００以上を維持
   するＷ、Ｃｒ、Ｂ三元系で形成した金属間化合物を多く
   含むことを特徴とする硼化物系超硬質材料。
4. 【請求項４】 請求項１、２および３において、硼化ク
   ロムがＣｒＢ₂、ＣｒＢ、Ｃｒ₂Ｂ、Ｃｒ₃Ｂ₅の何れかよ
   り選ばれた１または２以上の成分であることを特徴とす
   る硼化物系超硬質材料。
5. 【請求項５】 請求項１、２および３において、Ｗ、Ｃ
   ｒ、Ｂ三元系の金属間化合物は斜方晶のＷＣｒＢ₂、正
   方晶のＷＣｒＢ、および正方晶のＷ₃Ｃｒ₂Ｂ₃の何れ
   か、またはこれらの２つ以上の混在であることを特徴と
   する硼化物系超硬質材料。