JP2020132935A - 耐欠損性にすぐれたｗｃ基超硬合金製切削工具および表面被覆ｗｃ基超硬合金製切削工具 - Google Patents
耐欠損性にすぐれたｗｃ基超硬合金製切削工具および表面被覆ｗｃ基超硬合金製切削工具 Download PDFInfo
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Abstract
【課題】合金鋼等の断続切削加工において、すぐれた耐欠損性を発揮するＷＣ基超硬工具及び表面被覆ＷＣ基超硬工具を提供する。【解決手段】 ＷＣ基超硬合金を基体とするＷＣ基超硬工具において、前記ＷＣ基超硬合金の成分組成は、Ｃｏ：６〜１４質量％、Ｃｒ３Ｃ２：０．１〜１．４質量％、残部はＷＣ及び不可避不純物からなり、あるいは、さらにＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣおよびＶＣのうちから選ばれる少なくとも１種以上を合計量で４質量％以下含有し、前記ＷＣ基超硬合金の断面について測定した結合相粒子の個数積算１０％粒度における粒子面積をＡ１０としたとき、Ａ１０以下の面積を有する微細結合相粒子の平均真円度が０．３〜０．６の範囲内である耐欠損性にすぐれるＷＣ基超硬工具および表面被覆ＷＣ基超硬工具。【選択図】 なし
Description
本発明は、合金鋼等の断続切削加工において、すぐれた耐欠損性を示すＷＣ基超硬合金製切削工具（「ＷＣ基超硬工具」ともいう）および表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具に関する。
ＷＣ基超硬合金は硬さが高く、また、靱性を備えることから、これを基体とするＷＣ基超硬工具は、すぐれた耐摩耗性を発揮し、また、長期の使用にわたって長寿命を有する切削工具として知られている。
しかし、近年、被削材の種類、切削加工条件等に応じて、ＷＣ基超硬工具の切削性能、工具寿命をより一段と向上させるべく、各種の提案がなされている。
しかし、近年、被削材の種類、切削加工条件等に応じて、ＷＣ基超硬工具の切削性能、工具寿命をより一段と向上させるべく、各種の提案がなされている。
例えば、特許文献１では、炭化タングステンを主成分とする硬質相と、鉄族元素（コバルトを含み、コバルトの含有量は超硬合金中において８質量％以上であることが好ましい）を主成分とする結合相とを備える超硬合金において、炭化タングステンの粒子数をＡ、他の炭化タングステン粒子との接触点の点数が１点以下の炭化タングステン粒子の粒子数をＢとするとき、Ｂ／Ａ≦０．０５を満たすようにすることで、超硬合金の耐塑性変形性を向上させ、その結果として、炭素鋼、ステンレス鋼の湿式連続切削加工において、ＷＣ基超硬工具の長寿命化を図ることが提案されている。
特許文献２では、Ｃｏ量が１０〜１３質量％、Ｃｏ量に対するＣｒ量の比が２〜８％、ＴａＣとＮｂＣの少なくとも１種をＴａＣとＮｂＣの総量が０．２〜０．５質量％となる範囲で含有し、残部がＷＣから成り、硬さが８８．６ＨＲＡ〜８９．５ＨＲＡであるＷＣ基超硬工具において、研磨面上の面積比におけるＷＣ積算粒度８０％径Ｄ８０と積算粒度２０％径Ｄ２０の比Ｄ８０／Ｄ２０を２．０≦Ｄ８０／Ｄ２０≦４．０の範囲とし、また、Ｄ８０を４．０〜７．０μｍの範囲とし、かつＷＣ接着度ｃを０．３６≦ｃ≦０．４３とすることにより、ステンレス鋼に代表される難削材の切削加工において、被削材の凝着を防止し耐欠損性を向上させることが提案されている。
特許文献３では、ＷＣ基超硬工具において、ＷＣ基超硬合金の成分組成を、ＷＣ−ｘ質量％Ｃｏ−ｙ質量％Ｃｒ３Ｃ２−ｚ質量％ＶＣで表したとき、６≦ｘ≦１４、０．４≦ｙ≦０．８、０≦ｚ≦０．６、（ｙ＋ｚ）≦０．１ｘを満足し、また、ＷＣ基超硬合金のＷＣ接着度Ｃを、Ｃ＝１−Ｖｂ α・ｅｘｐ（０．３９１・Ｌ）で表したとき、この式におけるＷＣ基超硬合金の結合相体積率の値Ｖｂは０．１１≦Ｖｂ≦０．２５、また、（ＷＣ粒子の粒度分布の標準偏差）／（平均ＷＣ粒度）の値Ｌは０．３≦Ｌ≦０．７の範囲内であって、さらに、係数αが０．３≦α≦０．５５の値を満足するＷＣ接着度Ｃを有するＷＣ基超硬合金とすることにより、Ａｌ合金、炭素鋼等の切削加工において、硬さと剛性を低下させることなく靱性を向上させ、耐欠損性を高めたＷＣ基超硬工具が提案されている。
特許文献４では、ＷＣ基超硬工具において、ＷＣ−ＷＣ接着界面長さをＬ１とし、ＷＣ−Ｃｏ接着界面長さをＬ２とした時、
Ｒ＞（０．８２−０．０８６×Ｄ）×（１０／Ｖ）
の式を満足させることにより、Ｎｉ基耐熱合金の切削加工において、ＷＣ基超硬工具の耐熱塑性変形性と靱性を向上させることが提案されている。
なお、Ｒ＝（Ｌ１）／（（Ｌ１）＋（Ｌ２））
Ｄ：ＷＣ面積平均粒径（μｍ）であって、０．６≦Ｄ≦１．７の範囲である。
ここで、前記Ｄは、ＷＣの面積率が５０％となるときのＷＣの粒径をいう。
Ｖ：結合相体積（ｖｏｌ％）であって、９≦Ｖ≦１４の範囲である。
Ｒ＞（０．８２−０．０８６×Ｄ）×（１０／Ｖ）
の式を満足させることにより、Ｎｉ基耐熱合金の切削加工において、ＷＣ基超硬工具の耐熱塑性変形性と靱性を向上させることが提案されている。
なお、Ｒ＝（Ｌ１）／（（Ｌ１）＋（Ｌ２））
Ｄ：ＷＣ面積平均粒径（μｍ）であって、０．６≦Ｄ≦１．７の範囲である。
ここで、前記Ｄは、ＷＣの面積率が５０％となるときのＷＣの粒径をいう。
Ｖ：結合相体積（ｖｏｌ％）であって、９≦Ｖ≦１４の範囲である。
特許文献５では、重量％で、Ｃｒまたは／およびＣｒ化合物：０〜４％（Ｃｒ換算で）、Ｖまたは／およびＶ化合物：０〜４％（Ｖ換算で）、ＴａＣ：０〜２％、ＴｉＣ：０〜２％、
Ｎまたは／およびＮ化合物：０〜１％（Ｎ換算で）、Ｃｏ：０．１〜１０％、ＷＣおよび不可避不純物：残からなる組成を有し、かつ、０．０６〜３０ナノメータのＣｏ平均厚み（ＣＦＰ）を有し、焼結に際し、昇温途中９００度Ｃ〜１６００度Ｃの温度範囲の１部または全範囲において、気体を圧力媒体として３気圧〜２００気圧の圧力を負荷して高密度化を図った切削加工工具用ＷＣ−Ｃｏ系超硬部品が提案されており、このＷＣ−Ｃｏ系超硬部品、望ましくは、ＷＣの平均粒径が１μｍ以下、ＣＦＰが０．０６〜３０ｎｍの範囲の超微粒低Ｃｏ超硬合金部品の靱性を高めることができるとされている。
ただし、ＣＦＰは、Ｃｏ平均厚み（ｎｍ）であって、
ＣＦＰ＝０．５８＊Ａ／（１００−Ａ）＊Ｒ
から算出した値であり、Ａ：Ｃｏ（％），２Ｒ：ＷＣ平均粒径（ｎｍ）である。
Ｎまたは／およびＮ化合物：０〜１％（Ｎ換算で）、Ｃｏ：０．１〜１０％、ＷＣおよび不可避不純物：残からなる組成を有し、かつ、０．０６〜３０ナノメータのＣｏ平均厚み（ＣＦＰ）を有し、焼結に際し、昇温途中９００度Ｃ〜１６００度Ｃの温度範囲の１部または全範囲において、気体を圧力媒体として３気圧〜２００気圧の圧力を負荷して高密度化を図った切削加工工具用ＷＣ−Ｃｏ系超硬部品が提案されており、このＷＣ−Ｃｏ系超硬部品、望ましくは、ＷＣの平均粒径が１μｍ以下、ＣＦＰが０．０６〜３０ｎｍの範囲の超微粒低Ｃｏ超硬合金部品の靱性を高めることができるとされている。
ただし、ＣＦＰは、Ｃｏ平均厚み（ｎｍ）であって、
ＣＦＰ＝０．５８＊Ａ／（１００−Ａ）＊Ｒ
から算出した値であり、Ａ：Ｃｏ（％），２Ｒ：ＷＣ平均粒径（ｎｍ）である。
前記特許文献１〜５で提案されている従来のＷＣ基超硬工具によれば、ＷＣ−ＷＣ粒子相互の接触点数、ＷＣの粒度、ＷＣ接着度あるいは製造条件等をコントロールすることによって、ＷＣ基超硬工具の切削性能、工具特性の向上を図っている。
しかし、前記従来の工具では、合金鋼のエンドミル加工のような断続切削加工においては、ＷＣ−ＷＣ粒子の界面でのクラック伸展、あるいは、結合相への応力集中による亀裂の発生等により、欠損の発生を十分に抑制することができず、そのため、工具寿命は短命であった。
しかし、前記従来の工具では、合金鋼のエンドミル加工のような断続切削加工においては、ＷＣ−ＷＣ粒子の界面でのクラック伸展、あるいは、結合相への応力集中による亀裂の発生等により、欠損の発生を十分に抑制することができず、そのため、工具寿命は短命であった。
本発明者らは、合金鋼のエンドミル加工のような断続切削加工において、すぐれた耐欠損性を発揮するＷＣ基超硬工具を開発すべく、ＷＣ基超硬合金の結合相の形態に着目し、鋭意研究を進めたところ、次のような知見を得た。
前記特許文献１〜４に示されるＷＣ基超硬工具においては、主として、ＷＣ粒子に着目した改善がなされ、また、前記特許文献５に示されるＷＣ基超硬工具においては、主として、ＣＦＰに着目した改善がなされていたが、本発明者らは、従来の技術とは視点を変えて、結合相の形態に着目して研究を重ねたところ、ＷＣ基超硬合金の微細結合相粒子（主体は、Ｃｏ粒子である）について、焼結条件を調整することによって、その真円度が０．３〜０．６の範囲内となるようにした場合には、ＷＣ基超硬合金の焼結時に結合相粒子がＷＣ粒子の周囲に回り込み、ＷＣ基超硬合金中において結合相が均一に存在するようになりＷＣ基超硬合金の靱性が向上し、切削加工時の負荷による亀裂の発生、あるいは、発生した亀裂がＷＣ基超硬合金中を伝播・進展することが抑制されるため、欠損の発生が抑制されること、また、ＷＣ基超硬合金中においてＷＣ粒子の凝集体が少なくなることから、これを起点とする欠損発生が低減することを見出した。
つまり、ＷＣ基超硬合金の結合相のうちの微細結合相粒子について、その真円度を０．３〜０．６の範囲内に定めたＷＣ基超硬工具を、合金鋼等の断続切削加工に供した場合には、靱性の向上、耐欠損性の向上によって、工具の長寿命化が図られることを見出したのである。
つまり、ＷＣ基超硬合金の結合相のうちの微細結合相粒子について、その真円度を０．３〜０．６の範囲内に定めたＷＣ基超硬工具を、合金鋼等の断続切削加工に供した場合には、靱性の向上、耐欠損性の向上によって、工具の長寿命化が図られることを見出したのである。
本発明は、上記知見に基づいてなされたものであって、
「（１）ＷＣ基超硬合金を基体とするＷＣ基超硬合金製切削工具において、
前記ＷＣ基超硬合金の成分組成は、結合相形成成分としてのＣｏを６〜１４質量％とＣｒ３Ｃ２を０．１〜１．４質量％含有し、残部はＷＣ及び不可避不純物からなり、前記ＷＣ基超硬合金の断面について測定した結合相粒子の個数積算１０％粒度における粒子面積をＡ１０としたとき、Ａ１０以下の面積を有する微細結合相粒子の平均真円度が０．３〜０．６の範囲内であることを特徴とするＷＣ基超硬合金製切削工具。
（２）前記ＷＣ基超硬合金は、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣ及びＶＣのうちから選ばれる少なくとも１種以上を合計量で４質量％以下、さらに含有することを特徴とする（１）に記載のＷＣ基超硬合金製切削工具。
（３）（１）または（２）に記載のＷＣ基超硬合金製切削工具の少なくとも切れ刃には、硬質被覆層が形成されていることを特徴とする表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具。」
を特徴とするものである。
なお、前記（１）、（２）におけるＣｒ３Ｃ２、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣ、ＶＣの含有量は、ＷＣ基超硬合金の断面について測定したＣｒ量、Ｔａ量、Ｎｂ量、Ｔｉ量、Ｚｒ量、Ｖ量を、いずれも炭化物換算した数値である。
「（１）ＷＣ基超硬合金を基体とするＷＣ基超硬合金製切削工具において、
前記ＷＣ基超硬合金の成分組成は、結合相形成成分としてのＣｏを６〜１４質量％とＣｒ３Ｃ２を０．１〜１．４質量％含有し、残部はＷＣ及び不可避不純物からなり、前記ＷＣ基超硬合金の断面について測定した結合相粒子の個数積算１０％粒度における粒子面積をＡ１０としたとき、Ａ１０以下の面積を有する微細結合相粒子の平均真円度が０．３〜０．６の範囲内であることを特徴とするＷＣ基超硬合金製切削工具。
（２）前記ＷＣ基超硬合金は、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣ及びＶＣのうちから選ばれる少なくとも１種以上を合計量で４質量％以下、さらに含有することを特徴とする（１）に記載のＷＣ基超硬合金製切削工具。
（３）（１）または（２）に記載のＷＣ基超硬合金製切削工具の少なくとも切れ刃には、硬質被覆層が形成されていることを特徴とする表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具。」
を特徴とするものである。
なお、前記（１）、（２）におけるＣｒ３Ｃ２、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣ、ＶＣの含有量は、ＷＣ基超硬合金の断面について測定したＣｒ量、Ｔａ量、Ｎｂ量、Ｔｉ量、Ｚｒ量、Ｖ量を、いずれも炭化物換算した数値である。
本発明のＷＣ基超硬工具および表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具は、その基体を構成するＷＣ基超硬合金の成分であるＣｏ、Ｃｒ３Ｃ２、あるいはさらに、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣ、ＶＣが特定の組成範囲を有し、また、ＷＣ基超硬合金における結合相粒子の個数積算１０％粒度における粒子面積をＡ１０としたとき、Ａ１０以下の面積を有する微細結合相粒子の平均真円度が０．３〜０．６の範囲であることから、ＷＣ基超硬合金中のＷＣ粒子の周囲には結合相粒子が回り込み、結合相が均一に存在するようになることから、ＷＣ基超硬合金の靱性の向上が図られ、その結果、切削加工時の負荷による亀裂の発生、あるいは、発生した亀裂がＷＣ基超硬合金中を伝播・進展することが抑制されるため、耐欠損性が向上する。
また、ＷＣ基超硬合金中においてＷＣ粒子の凝集体が少なくなることから、これを起点とする欠損発生も低減される。
したがって、本発明のＷＣ基超硬工具および表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具は、合金鋼のエンドミル加工等の断続切削加工において、靱性の向上、耐欠損性の向上により、工具の長寿命化が図られる。
また、ＷＣ基超硬合金中においてＷＣ粒子の凝集体が少なくなることから、これを起点とする欠損発生も低減される。
したがって、本発明のＷＣ基超硬工具および表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具は、合金鋼のエンドミル加工等の断続切削加工において、靱性の向上、耐欠損性の向上により、工具の長寿命化が図られる。
以下、本発明について詳細に説明する。
Ｃｏ：
Ｃｏは、ＷＣ基超硬合金の主たる結合相形成成分として含有させるが、Ｃｏ含有量が６質量％未満では十分な靱性を保持することはできず、一方、Ｃｏ含有量が１４質量％を超えると急激に軟化し、切削工具として必要とされる所望の硬さが得られず、変形および摩耗進行が顕著になることから、ＷＣ基超硬合金中のＣｏ含有量を６〜１４質量％と定めた。
Ｃｏは、ＷＣ基超硬合金の主たる結合相形成成分として含有させるが、Ｃｏ含有量が６質量％未満では十分な靱性を保持することはできず、一方、Ｃｏ含有量が１４質量％を超えると急激に軟化し、切削工具として必要とされる所望の硬さが得られず、変形および摩耗進行が顕著になることから、ＷＣ基超硬合金中のＣｏ含有量を６〜１４質量％と定めた。
Ｃｒ３Ｃ２：
Ｃｒ３Ｃ２は、主たる結合相を形成するＣｏ中にＣｒが固溶し、硬質相を形成するＷＣ相の成長を抑制して、ＷＣ相の粒径を微細化させ、ＷＣ基超硬合金を微粒・均粒組織とし、靱性を高める。しかし、この作用は、Ｃｒ３Ｃ２含有量が、０．１質量％未満では不充分であり、一方、その含有量がＣｏの含有量に対し１０％を超えると、ＣｒとＷの複合炭化物を析出し、靱性が低下し、また、欠損発生の起点となる。
本発明においてはＣｏ含有量上限が１４質量％であるため、Ｃｒ３Ｃ２の上限はＣｏ含有量上限の１０％である１．４質量％である。
したがって、ＷＣ基超硬合金中のＣｒ３Ｃ２含有量は、０．１〜１．４質量％と定めた。
Ｃｒ３Ｃ２は、主たる結合相を形成するＣｏ中にＣｒが固溶し、硬質相を形成するＷＣ相の成長を抑制して、ＷＣ相の粒径を微細化させ、ＷＣ基超硬合金を微粒・均粒組織とし、靱性を高める。しかし、この作用は、Ｃｒ３Ｃ２含有量が、０．１質量％未満では不充分であり、一方、その含有量がＣｏの含有量に対し１０％を超えると、ＣｒとＷの複合炭化物を析出し、靱性が低下し、また、欠損発生の起点となる。
本発明においてはＣｏ含有量上限が１４質量％であるため、Ｃｒ３Ｃ２の上限はＣｏ含有量上限の１０％である１．４質量％である。
したがって、ＷＣ基超硬合金中のＣｒ３Ｃ２含有量は、０．１〜１．４質量％と定めた。
ＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣ、ＶＣ：
本発明のＷＣ基超硬合金は、その成分として、さらに、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣ及びＶＣのうちから選ばれる少なくとも１種以上を合計量で４質量％以下、さらに含有することができる。
Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖはいずれも、主たる結合相を形成するＣｏ中に固溶して硬さを高める効果を有するが、それらを炭化物換算した合計含有量が４質量％を超えると、炭化物析出により靱性を低下させ、欠損発生の起点となる。
したがって、ＷＣ基超硬合金中の成分としてＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣ及びＶＣのうちから選ばれる少なくとも１種以上を含有させる場合には、その合計含有量は、４質量％以下とすることが望ましい。
なお、前記したＣｒ３Ｃ２、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣ、ＶＣの含有量は、ＷＣ基超硬合金についてＥＰＭＡによって測定したＣｒ量、Ｔａ量、Ｎｂ量、Ｔｉ量、Ｚｒ量、Ｖ量を、いずれも炭化物換算した数値である。
本発明のＷＣ基超硬合金は、その成分として、さらに、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣ及びＶＣのうちから選ばれる少なくとも１種以上を合計量で４質量％以下、さらに含有することができる。
Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖはいずれも、主たる結合相を形成するＣｏ中に固溶して硬さを高める効果を有するが、それらを炭化物換算した合計含有量が４質量％を超えると、炭化物析出により靱性を低下させ、欠損発生の起点となる。
したがって、ＷＣ基超硬合金中の成分としてＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣ及びＶＣのうちから選ばれる少なくとも１種以上を含有させる場合には、その合計含有量は、４質量％以下とすることが望ましい。
なお、前記したＣｒ３Ｃ２、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣ、ＶＣの含有量は、ＷＣ基超硬合金についてＥＰＭＡによって測定したＣｒ量、Ｔａ量、Ｎｂ量、Ｔｉ量、Ｚｒ量、Ｖ量を、いずれも炭化物換算した数値である。
微細結合相粒子の平均真円度（Ｃｉｒｃｕｌａｒｉｔｙ）：
本発明でいうＷＣ基超硬合金の微細結合相粒子の平均真円度とは、ＷＣ基超硬合金の断面について、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を使用した観察によって特定した個々の微細結合相粒子の真円度を求め、求めた真円度を平均した値をいう。
ここで、微細結合相粒子とは、例えば、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、倍率３０００〜４０００倍でＷＣ基超硬合金の断面を観察して、結合相（Ｃｏを主成分とする相）のコントラストが他の相のコントラストから明確に分離可能なＳＥＭ像を取得し、これを画像処理して個々の結合相粒子の面積と個数を求め、結合相粒子の面積を横軸とし、また、結合相粒子の個数を縦軸とし、結合相面積の小さい粒子から個数を積み上げた累積分布を作成し、個数積算１０％における粒子面積をＡ１０とした場合に、Ａ１０以下の面積を有する結合相粒子を微細結合相粒子いう。
そして、微細結合相粒子の真円度については、例えば、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、倍率３０００〜４０００倍でＷＣ基超硬合金の断面を観察してＳＥＭ像を取得し、該ＳＥＭ像における微細結合相粒子を特定して抽出し、画像解析ソフトＩｍａｇｅＪを用いて測定することにより、個々の微細結合相粒子の真円度を求めることができる。
本発明でいうＷＣ基超硬合金の微細結合相粒子の平均真円度とは、ＷＣ基超硬合金の断面について、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を使用した観察によって特定した個々の微細結合相粒子の真円度を求め、求めた真円度を平均した値をいう。
ここで、微細結合相粒子とは、例えば、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、倍率３０００〜４０００倍でＷＣ基超硬合金の断面を観察して、結合相（Ｃｏを主成分とする相）のコントラストが他の相のコントラストから明確に分離可能なＳＥＭ像を取得し、これを画像処理して個々の結合相粒子の面積と個数を求め、結合相粒子の面積を横軸とし、また、結合相粒子の個数を縦軸とし、結合相面積の小さい粒子から個数を積み上げた累積分布を作成し、個数積算１０％における粒子面積をＡ１０とした場合に、Ａ１０以下の面積を有する結合相粒子を微細結合相粒子いう。
そして、微細結合相粒子の真円度については、例えば、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、倍率３０００〜４０００倍でＷＣ基超硬合金の断面を観察してＳＥＭ像を取得し、該ＳＥＭ像における微細結合相粒子を特定して抽出し、画像解析ソフトＩｍａｇｅＪを用いて測定することにより、個々の微細結合相粒子の真円度を求めることができる。
より具体的に説明すれば、次のとおり。
ＷＣ基超硬合金の断面の１つの観察視野においてｎ個の微細結合相粒子が特定された場合、個々の微細結合相粒子に番号１からｎを付与し、番号１〜ｎの微細結合相粒子の面積をそれぞれＡ１〜Ａｎとし、また、番号１〜ｎの微細結合相粒子の周長をＬ１〜Ｌｎとした時、番号ｍの微細結合相粒子の真円度Ｃｍは、
Ｃｍ＝４π×Ａｍ／Ｌｍ ２
で定義される。
そして、ｍ＝１〜ｎとしてＣ１〜Ｃｎの値を求め、さらに、これらＣ１〜Ｃｎの平均値Ｃ１〜ｎを求め、このＣ１〜ｎが前記１つの観察視野における微細結合相粒子の真円度となる。
そして、複数の観察視野（例えば、１０ヶ所の観察視野）で、それぞれの観察視野における微細結合相粒子の真円度を求め、これらを平均した値を、本発明でいうＷＣ基超硬合金の断面の微細結合相粒子の平均真円度とする。
真円度の定義からも明らかなように、真円度あるいは平均真円度の値が１に近いほど、ＷＣ基超硬合金の微細結合相粒子の形状は真円に近づき、一方、この値が０に近づくにつれ、微細結合相粒子の形状は円ではなく細長形状になっていくので、真円度あるいは平均真円度の値は、ＷＣ基超硬合金中における微細結合相粒子の形状の指標であるといえる。
ＷＣ基超硬合金の断面の１つの観察視野においてｎ個の微細結合相粒子が特定された場合、個々の微細結合相粒子に番号１からｎを付与し、番号１〜ｎの微細結合相粒子の面積をそれぞれＡ１〜Ａｎとし、また、番号１〜ｎの微細結合相粒子の周長をＬ１〜Ｌｎとした時、番号ｍの微細結合相粒子の真円度Ｃｍは、
Ｃｍ＝４π×Ａｍ／Ｌｍ ２
で定義される。
そして、ｍ＝１〜ｎとしてＣ１〜Ｃｎの値を求め、さらに、これらＣ１〜Ｃｎの平均値Ｃ１〜ｎを求め、このＣ１〜ｎが前記１つの観察視野における微細結合相粒子の真円度となる。
そして、複数の観察視野（例えば、１０ヶ所の観察視野）で、それぞれの観察視野における微細結合相粒子の真円度を求め、これらを平均した値を、本発明でいうＷＣ基超硬合金の断面の微細結合相粒子の平均真円度とする。
真円度の定義からも明らかなように、真円度あるいは平均真円度の値が１に近いほど、ＷＣ基超硬合金の微細結合相粒子の形状は真円に近づき、一方、この値が０に近づくにつれ、微細結合相粒子の形状は円ではなく細長形状になっていくので、真円度あるいは平均真円度の値は、ＷＣ基超硬合金中における微細結合相粒子の形状の指標であるといえる。
本発明においては、微細結合相粒子の平均真円度を０．３〜０．６の範囲内としているが、これは次の理由による。
ＷＣ基超硬合金中における微細結合相粒子の平均真円度が０．３未満では、ＷＣ粒子の周囲への微細結合相粒子の回り込みは多くなるが、その一方で、ＷＣ−ＷＣ粒子同士の接触界面長さが短くなるとともに、微細結合相粒子の先端部での応力集中の発生により、耐塑性変形性が低下し、さらに、微細結合相粒子の先端部に空隙が形成されやすくなり、この空隙は、ＷＣ基超硬工具の変形、破壊の起点となるため、靱性、耐欠損性等が低下する。
一方、微細結合相粒子の平均真円度が０．６を超えると、ＷＣ粒子の周囲への微細結合相粒子の回り込みが不十分となるため、靱性が低下し、欠損等の異常損傷が発生しやすくなる。
したがって、本発明においては、微粒結合相粒子の平均真円度は０．３〜０．６の範囲内とする。
そして、これによって、合金鋼のエンドミル加工等の断続切削加工において、靱性が向上することで、欠損の発生が抑制され、切削工具の長寿命化を図ることができる。
ＷＣ基超硬合金中における微細結合相粒子の平均真円度が０．３未満では、ＷＣ粒子の周囲への微細結合相粒子の回り込みは多くなるが、その一方で、ＷＣ−ＷＣ粒子同士の接触界面長さが短くなるとともに、微細結合相粒子の先端部での応力集中の発生により、耐塑性変形性が低下し、さらに、微細結合相粒子の先端部に空隙が形成されやすくなり、この空隙は、ＷＣ基超硬工具の変形、破壊の起点となるため、靱性、耐欠損性等が低下する。
一方、微細結合相粒子の平均真円度が０．６を超えると、ＷＣ粒子の周囲への微細結合相粒子の回り込みが不十分となるため、靱性が低下し、欠損等の異常損傷が発生しやすくなる。
したがって、本発明においては、微粒結合相粒子の平均真円度は０．３〜０．６の範囲内とする。
そして、これによって、合金鋼のエンドミル加工等の断続切削加工において、靱性が向上することで、欠損の発生が抑制され、切削工具の長寿命化を図ることができる。
本発明のＷＣ基超硬工具は、例えば、以下の工程によって作製することができる。
まず、所定の平均粒径のＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、Ｃｒ３Ｃ２粉末からなる原料粉末、あるいは、必要に応じて、さらに、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＶＣ粉末のうちの1種以上の粉末を含有する原料粉末を、所定の組成になるように配合・混合して、混合粉末を作製する。
ついで、前記混合粉末を成形して圧粉成形体を作製し、この圧粉成形体を、真空雰囲気中で、結合相の液相出現温度（圧粉成形体の組成等に依存するが、概ね１３００〜１３６０℃）を挟んで、昇温及び降温を約１０〜３０回程度繰り返す工程（以下、サイクル工程と称す）を行い、次いで１３６０〜１５００℃の温度で所定時間保持することにより焼結を行い、ＷＣ基超硬合金を作製する。
結合相の液相出現温度を挟んで昇温と降温を繰り返す条件のサイクル工程を行うことにより、ＷＣ粒子間に平均真円度が０．３〜０．６のＣｏを主成分とする微細結合相粒子が形成される。
ついで、前記ＷＣ基超硬合金を、機械加工、研削加工し、所望サイズ・形状のＷＣ基超硬工具を作製することができる。
まず、所定の平均粒径のＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、Ｃｒ３Ｃ２粉末からなる原料粉末、あるいは、必要に応じて、さらに、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＶＣ粉末のうちの1種以上の粉末を含有する原料粉末を、所定の組成になるように配合・混合して、混合粉末を作製する。
ついで、前記混合粉末を成形して圧粉成形体を作製し、この圧粉成形体を、真空雰囲気中で、結合相の液相出現温度（圧粉成形体の組成等に依存するが、概ね１３００〜１３６０℃）を挟んで、昇温及び降温を約１０〜３０回程度繰り返す工程（以下、サイクル工程と称す）を行い、次いで１３６０〜１５００℃の温度で所定時間保持することにより焼結を行い、ＷＣ基超硬合金を作製する。
結合相の液相出現温度を挟んで昇温と降温を繰り返す条件のサイクル工程を行うことにより、ＷＣ粒子間に平均真円度が０．３〜０．６のＣｏを主成分とする微細結合相粒子が形成される。
ついで、前記ＷＣ基超硬合金を、機械加工、研削加工し、所望サイズ・形状のＷＣ基超硬工具を作製することができる。
前記の工程で作製されたＷＣ基超硬工具においては、ＷＣ基超硬合金の微細結合相粒子の平均真円度が０．３〜０．６の範囲となり、ＷＣ粒子の周囲に結合相が回り込んで、ＷＣ基超硬合金中において結合相が均一に存在するようになる。
その結果、ＷＣ基超硬合金の靱性が向上し、切削加工時の負荷による亀裂の発生、あるいは、発生した亀裂がＷＣ基超硬合金中を伝播・進展することが抑制されるため、耐折損性が向上する。
さらに、ＷＣ粒子の凝集体が少なくなることから、これを起点とする欠損発生が低減される。
その結果、ＷＣ基超硬合金の靱性が向上し、切削加工時の負荷による亀裂の発生、あるいは、発生した亀裂がＷＣ基超硬合金中を伝播・進展することが抑制されるため、耐折損性が向上する。
さらに、ＷＣ粒子の凝集体が少なくなることから、これを起点とする欠損発生が低減される。
また、前記ＷＣ基超硬工具の少なくとも切れ刃に、Ｔｉ−Ａｌ系、Ａｌ−Ｃｒ系等の炭化物、窒化物、炭窒化物あるいはＡｌ２Ｏ３等の硬質皮膜を、ＰＶＤ、ＣＶＤ等の成膜法により被覆形成することにより、表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具を作製することができる。
なお、表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具の作製にあたり、硬質皮膜の種類、成膜法は、当業者に既によく知られている膜種、成膜手法を採用すればよく、特に、制限するものではない。
なお、表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具の作製にあたり、硬質皮膜の種類、成膜法は、当業者に既によく知られている膜種、成膜手法を採用すればよく、特に、制限するものではない。
本発明のＷＣ基超硬工具および表面被覆ＷＣ基超硬工具について、実施例により具体的に説明する。
≪本発明のＷＣ基超硬工具≫
（ａ）まず、焼結用の粉末として、表１に示す平均粒径（ｄ５０）０．８〜４．０μｍのＷＣ粉末、同じく表１に示す平均粒径（ｄ５０）１．０〜３．０μｍのＣｏ粉末、Ｃｒ３Ｃ２粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＶＣ粉末を用意する。
これらの粉末を、表１に示す配合組成となるように配合して、焼結用粉末を作製した。
表１には、各種粉末の配合組成（質量％）を示す。
（ａ）まず、焼結用の粉末として、表１に示す平均粒径（ｄ５０）０．８〜４．０μｍのＷＣ粉末、同じく表１に示す平均粒径（ｄ５０）１．０〜３．０μｍのＣｏ粉末、Ｃｒ３Ｃ２粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＶＣ粉末を用意する。
これらの粉末を、表１に示す配合組成となるように配合して、焼結用粉末を作製した。
表１には、各種粉末の配合組成（質量％）を示す。
（ｂ）表１に示す配合組成に配合した焼結用粉末を、ボールミルで７２時間湿式混合し、乾燥した後、１００ＭＰａの圧力でプレス成形して、所定の形状を有する圧粉成形体を作製した。
（ｃ）ついで、炉内を１０１Ｐａ以下の真空雰囲気とし、表２に示す条件、即ち、結合相の液相出現温度（圧粉成形体の組成等に依存するが、概ね１３００〜１３６０℃）を挟んで、１０〜３０回昇温降温を繰り返し行う条件でサイクル工程を実施した。
（ｄ）続けて、１０１Ｐａ以下の真空雰囲気で表３に示す条件、すなわち１３６０〜１５００℃に昇温し、同温度で所定時間保持し焼結することにより、ＷＣ基超硬合金を作製した。
（ｅ）ついで、前記ＷＣ基超硬合金を、機械加工、研削加工し、ＡＯＭＴ１２３６０８ＰＥＥＲのインサート形状を持ったＷＣ基超硬工具１〜１０（以下、本発明工具１〜１０と言う）及びＸＤＧＸ１７５００８ＰＤＥＲのインサート形状を持ったＷＣ基超硬工具１１、１２（以下、本発明工具１１、１２という）を作製した。本発明工具の作製条件及び組成を表４に示す
≪比較例のＷＣ基超硬工具≫
比較のために、比較例のＷＣ基超硬工具１〜１２(以下、比較例工具１〜１２という)を製造した。
その製造工程は、前記本発明工具１〜５及び１１の製造工程において、前記（ｃ）のサイクル工程を行わず、通常条件での焼結を行ったもの、また、前記本発明工具６〜１０及び１２の製造工程において、前記（ｃ）のサイクル工程で本発明の推奨条件外での処理を行ったものである。
比較のために、比較例のＷＣ基超硬工具１〜１２(以下、比較例工具１〜１２という)を製造した。
その製造工程は、前記本発明工具１〜５及び１１の製造工程において、前記（ｃ）のサイクル工程を行わず、通常条件での焼結を行ったもの、また、前記本発明工具６〜１０及び１２の製造工程において、前記（ｃ）のサイクル工程で本発明の推奨条件外での処理を行ったものである。
つまり、表５に示す比較例工具１〜５及び１１は、表１に示す配合組成に配合した焼結用粉末を、ボールミルで７２時間湿式混合し、乾燥した後、１００ＭＰａの圧力でプレス成形して圧粉成形体を作製し、加熱温度：１３６０℃以上１５００℃以下、かつ、加熱保持時間：３０〜１２０分、真空雰囲気という通常の条件で焼結して、ＷＣ基超硬合金焼結体を作製し、これを機械加工、研削加工し、比較例工具１〜５はＡＯＭＴ１２３６０８ＰＥＥＲのインサート形状、比較例工具１１はＸＤＧＸ１７５００８ＰＤＥＲのインサート形状としたものである。
また、表５に示す比較例工具６〜１０及び１２は、表１に示す配合組成に配合した焼結用粉末を、ボールミルで７２時間湿式混合し、乾燥した後、１００ＭＰａの圧力でプレス成形して丸棒圧粉成形体を作製した後、表２に示す条件で前記（ｃ）工程を行った後、加熱温度：１３６０℃以上１５００℃以下、かつ、加熱保持時間：３０〜１２０分、真空雰囲気という通常の条件で焼結して、ＷＣ基超硬合金焼結体を作製し、これを機械加工、研削加工し、比較例工具６〜１０はＡＯＭＴ１２３６０８ＰＥＥＲのインサート形状、比較例工具１２はＸＤＧＸ１７５００８ＰＤＥＲのインサート形状としたものである。
また、表５に示す比較例工具６〜１０及び１２は、表１に示す配合組成に配合した焼結用粉末を、ボールミルで７２時間湿式混合し、乾燥した後、１００ＭＰａの圧力でプレス成形して丸棒圧粉成形体を作製した後、表２に示す条件で前記（ｃ）工程を行った後、加熱温度：１３６０℃以上１５００℃以下、かつ、加熱保持時間：３０〜１２０分、真空雰囲気という通常の条件で焼結して、ＷＣ基超硬合金焼結体を作製し、これを機械加工、研削加工し、比較例工具６〜１０はＡＯＭＴ１２３６０８ＰＥＥＲのインサート形状、比較例工具１２はＸＤＧＸ１７５００８ＰＤＥＲのインサート形状としたものである。
本発明工具１〜１２及び比較例工具1〜１２のＷＣ基超硬合金の断面について、ＥＰＭＡにより、その成分であるＣｏ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖの含有量を１０点測定し、その平均値を各成分の含有量とした。
なお、Ｃｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖは、それぞれの炭化物に換算して含有量を算出した。
表４、表５に、それぞれの平均含有量を示す。
なお、Ｃｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖは、それぞれの炭化物に換算して含有量を算出した。
表４、表５に、それぞれの平均含有量を示す。
つぎに、本発明工具１〜１２及び比較例工具1〜１２のＷＣ基超硬合金の断面について、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、倍率３０００〜４０００倍でＷＣ基超硬合金の断面を観察して、画像サイズ１２０×９６ｍｍ、ｐｉｘｅｌ数１２８０×１０２４ｐｉｘｅｌでＳＥＭ像を取得し、これを画像処理し、一つの観察視野内の個々の結合相粒子の面積と個数を求め、結合相粒子の面積を横軸とし、また、結合相粒子の個数を縦軸とする結合相粒子の累積分布を作成し、個数積算１０％における粒子面積をＡ１０とし、Ａ１０以下の面積を有する微細結合相粒子について、画像解析ソフトＩｍａｇｅＪを用いて個々の微細結合相粒子の真円度を測定し、前記一つの観察視野における個々の微細結合相粒子の真円度の平均値を求めた。
なお、前記観察倍率とｐｉｘｅｌ数の関係から、３０００倍観察では最小結合相面積は９７７ｎｍ２であり、４０００倍観察では５４９ｎｍ２である。また、観察視野倍率は視野内に１５０〜４００個の結合相粒子が含まれるように倍率を選定した。本発明においては、ＷＣ粒子によって分断された個々の結合相を各々一つの結晶粒と見なしている。
そして、１０箇所の観察視野で求めたそれぞれの真円度の平均値をさらに平均することにより、ＷＣ基超硬合金の断面における微細結合相粒子の平均真円度を算出した。
表４、表５に、Ａ１０の値と平均真円度の値を示す。
なお、前記観察倍率とｐｉｘｅｌ数の関係から、３０００倍観察では最小結合相面積は９７７ｎｍ２であり、４０００倍観察では５４９ｎｍ２である。また、観察視野倍率は視野内に１５０〜４００個の結合相粒子が含まれるように倍率を選定した。本発明においては、ＷＣ粒子によって分断された個々の結合相を各々一つの結晶粒と見なしている。
そして、１０箇所の観察視野で求めたそれぞれの真円度の平均値をさらに平均することにより、ＷＣ基超硬合金の断面における微細結合相粒子の平均真円度を算出した。
表４、表５に、Ａ１０の値と平均真円度の値を示す。
つぎに、前記本発明工具１〜１０、比較例工具１〜１０の切れ刃表面に、表６に示す平均層厚の硬質被覆層をＰＶＤ法で被覆形成し、本発明表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具（以下、「本発明被覆工具」という）１〜１０、比較例表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具（以下、「比較例被覆工具」という）１〜１０を作製した。
上記の各被覆工具をいずれもカッタ径２５ｍｍの工具鋼製カッタ先端部に固定治具にてクランプし、以下に示す、合金鋼の高送り断続切削の一種である乾式肩削り切削加工試験を実施した。
上記の各被覆工具をいずれもカッタ径２５ｍｍの工具鋼製カッタ先端部に固定治具にてクランプし、以下に示す、合金鋼の高送り断続切削の一種である乾式肩削り切削加工試験を実施した。
カッタ径： ２５ ｍｍ、
被削材： ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０、幅１００ｍｍ、長さ４００ｍｍのブロック材、
切削速度： ２００ ｍ／ｍｉｎ、
径方向切り込み： ５ ｍｍ、
軸方向切り込み： ３ ｍｍ、
一刃送り量： ０．３ ｍｍ／刃、
上記切削加工試験において、逃げ面摩耗幅が０．２ｍｍに達するまでの切削長を測定し、また、切削加工試験後の切れ刃の損耗状態を観察した。
表７に、この試験結果を示す。
被削材： ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０、幅１００ｍｍ、長さ４００ｍｍのブロック材、
切削速度： ２００ ｍ／ｍｉｎ、
径方向切り込み： ５ ｍｍ、
軸方向切り込み： ３ ｍｍ、
一刃送り量： ０．３ ｍｍ／刃、
上記切削加工試験において、逃げ面摩耗幅が０．２ｍｍに達するまでの切削長を測定し、また、切削加工試験後の切れ刃の損耗状態を観察した。
表７に、この試験結果を示す。
また、本発明工具１１、１２及び比較例工具１１、１２をいずれもカッタ径４０ｍｍの工具鋼製カッタ先端部に固定治具にてクランプし、以下に示す、アルミニウム合金の高送り断続切削の一種である湿式肩削り切削加工試験を実施した。切れ刃の逃げ面摩耗幅を測定するとともに、切れ刃の損耗状態を観察した。
カッタ径： ４０ ｍｍ、
被削材： ＪＩＳ・Ａ７０７５、幅１００ｍｍ、長さ４００ｍｍのブロック材、
切削速度： ５００ ｍ／ｍｉｎ、
径方向切り込み： ６ ｍｍ、
軸方向切り込み： ３０ ｍｍ、
一刃送り量： ０．１５ ｍｍ／刃、
上記切削加工試験において、逃げ面摩耗幅が０．２ｍｍに達するまでの切削長を測定し、また、切削加工試験後の切れ刃の損耗状態を観察した。
表８に、切削試験の結果を示す。
カッタ径： ４０ ｍｍ、
被削材： ＪＩＳ・Ａ７０７５、幅１００ｍｍ、長さ４００ｍｍのブロック材、
切削速度： ５００ ｍ／ｍｉｎ、
径方向切り込み： ６ ｍｍ、
軸方向切り込み： ３０ ｍｍ、
一刃送り量： ０．１５ ｍｍ／刃、
上記切削加工試験において、逃げ面摩耗幅が０．２ｍｍに達するまでの切削長を測定し、また、切削加工試験後の切れ刃の損耗状態を観察した。
表８に、切削試験の結果を示す。
表７及び表８に示される試験結果によれば、本発明工具および本発明被覆工具は、欠損を発生することもなく、すぐれた耐摩耗性を発揮するのに対して、比較例工具および比較例被覆工具は、欠損の発生により工具寿命が短命であることがわかる。
以上のとおり、本発明工具および本発明被覆工具は、合金鋼等の断続切削加工に供した場合、すぐれた耐欠損性を発揮するが、他の被削材、切削条件に適用した場合にも、長期の使用にわたってすぐれた切削性能を発揮し、工具の長寿命化が図られることが期待される。
Claims (3)
- ＷＣ基超硬合金を基体とするＷＣ基超硬合金製切削工具において、
前記ＷＣ基超硬合金の成分組成は、結合相形成成分としてのＣｏを６〜１４質量％とＣｒ３Ｃ２を０．１〜１．４質量％含有し、残部はＷＣ及び不可避不純物からなり、前記ＷＣ基超硬合金の断面について測定した結合相粒子の個数積算１０％粒度における粒子面積をＡ１０としたとき、Ａ１０以下の面積を有する微細結合相粒子の平均真円度が０．３〜０．６の範囲内であることを特徴とするＷＣ基超硬合金製切削工具。 - 前記ＷＣ基超硬合金は、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣおよびＶＣのうちから選ばれる少なくとも１種以上を合計量で４質量％以下、さらに含有することを特徴とする請求項１に記載のＷＣ基超硬合金製切削工具。
- 請求項１または２に記載のＷＣ基超硬合金製切削工具の少なくとも切れ刃には、硬質被覆層が形成されていることを特徴とする表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具。
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