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特開2023-144532切削工具用超硬合金、および、該合金を用いた切削工具用基体
(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2023144532
(43)【公開日】2023-10-11
(54)【発明の名称】切削工具用超硬合金、および、該合金を用いた切削工具用基体
(51)【国際特許分類】
C22C 29/08 20060101AFI20231003BHJP
C22C 1/051 20230101ALI20231003BHJP
B23B 27/14 20060101ALI20231003BHJP
【ＦＩ】
C22C29/08
C22C1/05 H
B23B27/14 B
【審査請求】未請求
【請求項の数】4
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2022051548
(22)【出願日】2022-03-28
(71)【出願人】
【識別番号】000006264
【氏名又は名称】三菱マテリアル株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100208568
【弁理士】
【氏名又は名称】木村 孔一
(74)【代理人】
【識別番号】100204526
【弁理士】
【氏名又は名称】山田 靖
(74)【代理人】
【識別番号】100139240
【弁理士】
【氏名又は名称】影山 秀一
(72)【発明者】
【氏名】市川 龍
(72)【発明者】
【氏名】河原 佳祐
(72)【発明者】
【氏名】五十嵐 誠
(72)【発明者】
【氏名】岡田 一樹
【テーマコード（参考）】
3C046
4K018
【Ｆターム（参考）】
3C046FF32
3C046FF39
3C046FF40
3C046FF43
3C046FF44
3C046FF48
3C046FF50
3C046FF53
3C046FF57
4K018AB02
4K018AC01
4K018AD06
4K018BA04
4K018BB04
4K018BC12
4K018CA02
4K018DA22
4K018DA32
4K018EA21
4K018FA06
4K018FA24
4K018KA15
(57)【要約】 （修正有）
【課題】ステンレス鋼の切削でも靱性、耐塑性変形性を有する超硬合金と該合金の切削工具用基体の提供。
【解決手段】Ｃｏ、Ｎｉを合計で４．０～１５．０質量％、ＮｂＣとＶＣを合計で１．０～１２．０質量％、残部がＷＣと不可避不純物、（Ｎｂの原子数）／［（Ｎｂの原子数）＋（Ｖの原子数）］が０．４８～０．５２、副硬質相は（比：（Ｎｂの原子数）／［（Ｎｂの原子数）＋（Ｖの原子数）］）が０．３０以上、０．４０以下の第１相３、前記比が０．６０以上、０．７０以下の第２相４を有し、硬質相２の平均粒径が０．５～６．０μｍで、第１相と第２相の平均粒径Ｄ１（μｍ）、Ｄ２（μｍ）が、２．０≦Ｄ１≦６．０、２．０≦Ｄ２≦６．０、４．３≦Ｌ／Ａ０．５≦７．２（Ｌ：第１相と第２相との界面長を第１相の数で除した値、Ａ：前記第１相の総面積を第１相の数で除した値）である超硬合金と切削工具用基体。
【選択図】図１
【解決手段】Ｃｏ、Ｎｉを合計で４．０～１５．０質量％、ＮｂＣとＶＣを合計で１．０～１２．０質量％、残部がＷＣと不可避不純物、（Ｎｂの原子数）／［（Ｎｂの原子数）＋（Ｖの原子数）］が０．４８～０．５２、副硬質相は（比：（Ｎｂの原子数）／［（Ｎｂの原子数）＋（Ｖの原子数）］）が０．３０以上、０．４０以下の第１相３、前記比が０．６０以上、０．７０以下の第２相４を有し、硬質相２の平均粒径が０．５～６．０μｍで、第１相と第２相の平均粒径Ｄ１（μｍ）、Ｄ２（μｍ）が、２．０≦Ｄ１≦６．０、２．０≦Ｄ２≦６．０、４．３≦Ｌ／Ａ０．５≦７．２（Ｌ：第１相と第２相との界面長を第１相の数で除した値、Ａ：前記第１相の総面積を第１相の数で除した値）である超硬合金と切削工具用基体。
【選択図】図１
【特許請求の範囲】
【請求項1】
ＣｏとＮｉの１種以上を合計で４．０質量％以上、１５．０質量％以下、
ＮｂＣに換算したＮｂとＶＣに換算したＶを合計で１．０質量％以上、１２．０質量％以下、
残部がＷＣと不可避的不純物からなり、
（Ｎｂの原子数）／［（Ｎｂの原子数）＋（Ｖの原子数）］が０．４８以上、０．５２以下であり、
副硬質相は、（Ｎｂ、Ｖ）Ｃを共に主体とする第１相と第２相を含み、
前記第１相は、
（Ｎｂの原子数）／［（Ｎｂの原子数）＋（Ｖの原子数）］が０．３０以上、０．４０以下であり、
前記第２相は、
（Ｎｂの原子数）／［（Ｎｂの原子数）＋（Ｖの原子数）］が０．６０以上、０．７０以下であり、
前記ＷＣを主体とする硬質相の平均粒径が、０．５μｍ以上、６．０μｍ以下であり、
前記第１相および第２相の平均粒径をそれぞれＤ１（μｍ）およびＤ２（μｍ）とすると、
２．０≦Ｄ１≦６．０、
２．０≦Ｄ２≦６．０、
４．３≦Ｌ／Ａ０．５≦７．２
（ただし、Ｌ：第１相と第２相とが接する界面長を第１相の数で除した値、Ａ：前記第１相の総面積を第１相の数で除した値）である、ことを特徴とする切削工具用超硬合金。
ＮｂＣに換算したＮｂとＶＣに換算したＶを合計で１．０質量％以上、１２．０質量％以下、
残部がＷＣと不可避的不純物からなり、
（Ｎｂの原子数）／［（Ｎｂの原子数）＋（Ｖの原子数）］が０．４８以上、０．５２以下であり、
副硬質相は、（Ｎｂ、Ｖ）Ｃを共に主体とする第１相と第２相を含み、
前記第１相は、
（Ｎｂの原子数）／［（Ｎｂの原子数）＋（Ｖの原子数）］が０．３０以上、０．４０以下であり、
前記第２相は、
（Ｎｂの原子数）／［（Ｎｂの原子数）＋（Ｖの原子数）］が０．６０以上、０．７０以下であり、
前記ＷＣを主体とする硬質相の平均粒径が、０．５μｍ以上、６．０μｍ以下であり、
前記第１相および第２相の平均粒径をそれぞれＤ１（μｍ）およびＤ２（μｍ）とすると、
２．０≦Ｄ１≦６．０、
２．０≦Ｄ２≦６．０、
４．３≦Ｌ／Ａ０．５≦７．２
（ただし、Ｌ：第１相と第２相とが接する界面長を第１相の数で除した値、Ａ：前記第１相の総面積を第１相の数で除した値）である、ことを特徴とする切削工具用超硬合金。
【請求項2】
ＣｒをＣｒ３Ｃ２に換算して０．１質量％以上、０．５質量％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載された切削工具用超硬合金。
【請求項3】
ＴａＣに換算したＴａ、ＴｉＣに換算したＴｉ、ＺｒＣに換算したＺｒ、ＨｆＣに換算したＨｆの１種以上を合計で１．０質量％以上、１２．０質量％以下を含有することを特徴とする請求項１または２に記載された切削工具用超硬合金。
【請求項4】
請求項１～３のいずれかに記載された切削工具用超硬合金を用いた切削工具用基体。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、切削工具用超硬合金、および、該合金を用いた切削工具用基体に関するものである。
【背景技術】
【0002】
超硬合金は、機械的強度、耐熱疲労性等に優れるため、金属材料の切削工具用基体として用いられている。そして、この切削工具用基体の使用条件は、切削加工の高能率化により厳しいものとなっており、切削工具用基体にはより一層の耐久性が求められている。
【0003】
そのため、切削工具用基体に使用される超硬合金に対して、耐久性を向上させるべく種々の提案がなされている。この提案の中には、靭性、耐欠損性の向上を目的としたものがある。
【0004】
例えば、特許文献１には、ＷＣ粒子同士の接触率（接触部の全面積の全粒子表面積に対する比率）が１５％以下となるようにした超硬合金が記載され、該超硬合金は靱性が向上しているとされている。
【0005】
また、例えば、特許文献２には、ＷＣを含む第１硬質相粒子と少なくともＴｉおよびＮｂを含有する炭窒化物を含む第２硬質相粒子と鉄族元素を含む金属結合相とを含む超硬合金において、該第２硬質相粒子は、粒状の芯部と前記芯部の少なくとも一部を被覆する周辺部とを含み、前記芯部はＴｉＮｂＷＣＮで示される複合炭窒化物を含み、その表面から深さ方向に脱β層を含む超硬合金が記載され、該超硬合金は靭性が高く高温環境下における耐欠損性が高いとされている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0006】
【特許文献1】特公平５－２０４９２号公報
【特許文献2】特開２０１９－１５７１８２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0007】
本発明は、前記事情や提案を鑑みてなされたものであって、切削工具用基体として用いたとき、特に、ステンレス鋼等の難削材の切削工具用基体として用いたときにも刃先が高い靱性を有し、耐塑性変形性が向上した切削工具用超硬合金、および、該合金を用いた切削工具用基体の提供を目的とする。
【課題を解決するための手段】
【0008】
本発明の実施形態に係る切削工具用超硬合金は、
ＣｏとＮｉの１種以上を合計で４．０質量％以上、１５．０質量％以下、
ＮｂＣに換算したＮｂとＶＣに換算したＶを合計で１．０質量％以上、１２．０質量％以下、
残部がＷＣと不可避的不純物からなり、
（Ｎｂの原子数）／［（Ｎｂの原子数）＋（Ｖの原子数）］が０．４８以上、０．５２以下であり、
副硬質相は、共に、（Ｎｂ、Ｖ）Ｃを主体とする第１相と第２相を含み、
前記第１相は、
（Ｎｂの原子数）／［（Ｎｂの原子数）＋（Ｖの原子数）］が０．３０以上、０．４０以下であり、
前記第２相は、
（Ｎｂの原子数）／［（Ｎｂの原子数）＋（Ｖの原子数）］が０．６０以上、０．７０以下であり、
前記ＷＣを主体とする硬質相の平均粒径が、０．５μｍ以上、６．０μｍ以下であり、
前記第１相および第２相の平均粒径をそれぞれＤ１（μｍ）およびＤ２（μｍ）とすると、
２．０≦Ｄ１≦６．０、
２．０≦Ｄ２≦６．０、
４．３≦Ｌ／Ａ０．５≦７．２
（ただし、Ｌ：第１相と第２相とが接する界面長を第１相の粒子数で除した値、Ａ：前記第１相の総面積を第１相の粒子数で除した値）である。
ＣｏとＮｉの１種以上を合計で４．０質量％以上、１５．０質量％以下、
ＮｂＣに換算したＮｂとＶＣに換算したＶを合計で１．０質量％以上、１２．０質量％以下、
残部がＷＣと不可避的不純物からなり、
（Ｎｂの原子数）／［（Ｎｂの原子数）＋（Ｖの原子数）］が０．４８以上、０．５２以下であり、
副硬質相は、共に、（Ｎｂ、Ｖ）Ｃを主体とする第１相と第２相を含み、
前記第１相は、
（Ｎｂの原子数）／［（Ｎｂの原子数）＋（Ｖの原子数）］が０．３０以上、０．４０以下であり、
前記第２相は、
（Ｎｂの原子数）／［（Ｎｂの原子数）＋（Ｖの原子数）］が０．６０以上、０．７０以下であり、
前記ＷＣを主体とする硬質相の平均粒径が、０．５μｍ以上、６．０μｍ以下であり、
前記第１相および第２相の平均粒径をそれぞれＤ１（μｍ）およびＤ２（μｍ）とすると、
２．０≦Ｄ１≦６．０、
２．０≦Ｄ２≦６．０、
４．３≦Ｌ／Ａ０．５≦７．２
（ただし、Ｌ：第１相と第２相とが接する界面長を第１相の粒子数で除した値、Ａ：前記第１相の総面積を第１相の粒子数で除した値）である。
【0009】
本実施形態に係る切削工具用超硬合金は、次の（１）～（２）の一つ以上を満足してもよい。
【0010】
（１）ＣｒをＣｒ３Ｃ２に換算して０．１質量％以上、０．５質量％以下を含有すること。
（２）ＴａＣに換算したＴａ、ＴｉＣに換算したＴｉ、ＺｒＣに換算したＺｒ、ＨｆＣに換算したＨｆの１種以上を合計で１．０質量％以上、１２．０質量％以下を含有すること。
（２）ＴａＣに換算したＴａ、ＴｉＣに換算したＴｉ、ＺｒＣに換算したＺｒ、ＨｆＣに換算したＨｆの１種以上を合計で１．０質量％以上、１２．０質量％以下を含有すること。
【0011】
本発明の実施形態に係る切削工具用基体は、前記切削工具用超硬合金を用いたものである。
【発明の効果】
【0012】
前記切削用超硬合金は、靱性が高く耐塑性変形性を有しており、前記切削工具用基体は、ステンレス鋼等の難削材の切削に用いたときであっても刃先の耐塑性変形性、耐チッピング性を有し、耐久性が優れる。
【図面の簡単な説明】
【0013】
【図1】本発明の実施形態に係る切削工具用超硬合金の組織の模式図である。
【発明を実施するための形態】
【0014】
本発明者は、前記目的を達成する切削工具用超硬合金を得るために鋭意検討を行った。その結果、切削工具用超硬合金において、その組成を所定のものとし、かつ、硬質相の平均粒径が所定の範囲にあり、Ｎｂ原子数とＶ原子数の比で区別される２種の副硬質相のそれぞれが所定の平均粒径を有し、この２種の副硬質相同士の界面長に所定の関係があるとき、切削工具用超硬合金をステンレス鋼等の難削材の切削工具用基体として用いても、刃先の耐塑性変形性、耐チッピング性を有し、耐久性の優れた切削工具用超硬合金を得ることができるとの新規の知見を得た。
【0015】
以下では、本発明の実施形態の切削工具用超硬合金、および、該合金を用いた切削工具用基体について詳細に説明する。
なお、本明細書および特許請求の範囲において、数値範囲を「Ｌ～Ｍ」（Ｌ、Ｍは共に数値）で表現するときは、「Ｌ以上、Ｍ以下」と同義であって、その範囲は上限値（Ｍ）および下限値（Ｌ）を含んでおり、上限値（Ｍ）のみに単位が記載されているときは、下限値（Ｌ）の単位は上限値（Ｍ）と同じである。
なお、本明細書および特許請求の範囲において、数値範囲を「Ｌ～Ｍ」（Ｌ、Ｍは共に数値）で表現するときは、「Ｌ以上、Ｍ以下」と同義であって、その範囲は上限値（Ｍ）および下限値（Ｌ）を含んでおり、上限値（Ｍ）のみに単位が記載されているときは、下限値（Ｌ）の単位は上限値（Ｍ）と同じである。
【0016】
１．合金の組成
本実施形態に係る切削工具用超硬合金の組成について説明する。
本実施形態に係る切削工具用超硬合金の組成について説明する。
【0017】
（１）ＣｏとＮｉ
ＣｏとＮｉの１種以上の合計含有量は、４．０質量％以上、１５．０質量％以下であることが好ましい。
ＣｏとＮｉの１種以上の合計含有量をこの範囲とする理由は、本実施形態の切削工具用超硬合金を切削工具用基体に用いたときに、４．０質量％未満であると耐欠損性が十分でなく、一方、１５．０質量％を超えると耐塑性変形性が損なわれるためである。より好ましくは、ＣｏとＮｉの１種以上の含有量は、６．０質量％以上、１１．０質量％以下である。
ＣｏとＮｉの１種以上の合計含有量は、４．０質量％以上、１５．０質量％以下であることが好ましい。
ＣｏとＮｉの１種以上の合計含有量をこの範囲とする理由は、本実施形態の切削工具用超硬合金を切削工具用基体に用いたときに、４．０質量％未満であると耐欠損性が十分でなく、一方、１５．０質量％を超えると耐塑性変形性が損なわれるためである。より好ましくは、ＣｏとＮｉの１種以上の含有量は、６．０質量％以上、１１．０質量％以下である。
【0018】
ここで、ＣｏとＮｉは、主に結合相に存在し、結合相の主成分、すなわち、結合相を形成する全ての成分に対して、ＣｏとＮｉの１種以上の合計含有量が５０質量％以上を占めている。
【0019】
結合相中には、硬質相の成分であるＷやＣ、その他の不可避的不純物が含まれていてもよい。さらに、結合相は、Ｎｂ、Ｖの他、選択的に添加されるＣｒ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆの１種以上を含んでいてもよい。これら元素が結合相中に存在するときは、結合相に固溶した状態であると推定される。
【0020】
（２）ＮｂとＶ、および、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ
ＮｂとＶは、共に、もっぱら副硬質相を構成するものである。副硬質相はＷＣ以外のＭＣで表される炭化物を含む相である（Ｍは、Ｎｂ、Ｖの他に、選択的に添加されるＴａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆの１種以上を含む）。これらの炭化物は、化学量論的な原子比で結合した炭化物に限定されず、ＭとＣが結合した複合炭化物を含む炭化物全てをいい、また、この炭化物の結晶構造は立方晶構造である。
ＮｂとＶは、共に、もっぱら副硬質相を構成するものである。副硬質相はＷＣ以外のＭＣで表される炭化物を含む相である（Ｍは、Ｎｂ、Ｖの他に、選択的に添加されるＴａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆの１種以上を含む）。これらの炭化物は、化学量論的な原子比で結合した炭化物に限定されず、ＭとＣが結合した複合炭化物を含む炭化物全てをいい、また、この炭化物の結晶構造は立方晶構造である。
【0021】
ただし、ＮｂおよびＶの含有量は、それぞれ、ＮｂとＣ、および、ＶとＣが１：１で結合した炭化物で存在すると仮定して、すなわち、ＮｂＣ、ＶＣと仮定してその含有量が、合計で１．０質量％以上、１２．０質量％以下含有することが好ましい。その理由は、本実施形態の切削工具用超硬合金を切削工具用基体として用いたときに耐摩耗性が向上するためである。
【0022】
副硬質相を構成するためにＴａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆの１種以上が、金属成分とＣが１：１で結合した炭化物、すなわち、それぞれが、ＴａＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣ、ＨｆＣと仮定して、切削工具用超硬合金中に１．０質量％以上、１２．０質量％以下含まれていてもよい。その理由は、本実施形態の切削工具用超硬合金を切削工具用基体として用いたときに耐摩耗性がより一層向上するためである。また、副硬質相には、Ｃｏ、Ｎｉや不可避的不純物が含まれていてもよい。
【0023】
（３）ＮｂとＶの含有量の比
（Ｎｂの原子数）／［（Ｎｂの原子数）＋（Ｖの原子数）］が０．４８以上、０．５２以下であることが好ましい。
（Ｎｂの原子数）／［（Ｎｂの原子数）＋（Ｖの原子数）］が０．４８以上、０．５２以下であることが好ましい。
【0024】
その理由は、本実施形態の切削工具用超硬合金を切削工具用基体に用いたときに、この比が０．４８未満または０．５２を超えると耐塑性変形性が損なわれるためである。前記比はより好ましくは、０．４９以上、０．５１以下である。
【0025】
（４）ＮｂとＶの複合炭化物
副硬質相は、共に、（Ｎｂ、Ｖ）Ｃを主体とする第１相と第２相を含み、
前記第１相は、
（Ｎｂの原子数）／［（Ｎｂの原子数）＋（Ｖの原子数）］が０．３０以上、０．４０以下であり、
前記第２相は、
（Ｎｂの原子数）／［（Ｎｂの原子数）＋（Ｖの原子数）］が０．６０以上、０．７０以下であることが好ましい。
ここで、第１相に含有される（Ｎｂ、Ｖ）とＣとの比、および、第２相に含有される（Ｎｂ、Ｖ）とＣとの比は、それぞれ、制約がない。
副硬質相は、共に、（Ｎｂ、Ｖ）Ｃを主体とする第１相と第２相を含み、
前記第１相は、
（Ｎｂの原子数）／［（Ｎｂの原子数）＋（Ｖの原子数）］が０．３０以上、０．４０以下であり、
前記第２相は、
（Ｎｂの原子数）／［（Ｎｂの原子数）＋（Ｖの原子数）］が０．６０以上、０．７０以下であることが好ましい。
ここで、第１相に含有される（Ｎｂ、Ｖ）とＣとの比、および、第２相に含有される（Ｎｂ、Ｖ）とＣとの比は、それぞれ、制約がない。
【0026】
「副硬質相は、共に、（Ｎｂ、Ｖ）Ｃを主体とする第１相と第２相を含み」とは、副硬質相の第１相および第２相の金属成分の主成分がＮｂとＶであり、それらの合計が第１相、第２相の金属成分の５０質量％以上占めていることであって、これにより耐塑性変形性が向上する。
【0027】
（５）Ｃｒ
切削工具用基体として用いたときに、靭性を劣化させることなく耐塑性変形性をより一層向上させるため、Ｃｒを含有させてもよい。その含有量は切削加工用超硬合金全体に対して、ＣｒがＣｒ３Ｃ２として含有されているものと仮定して０．１質量％以上、０．５質量％以下が好ましい。
切削工具用基体として用いたときに、靭性を劣化させることなく耐塑性変形性をより一層向上させるため、Ｃｒを含有させてもよい。その含有量は切削加工用超硬合金全体に対して、ＣｒがＣｒ３Ｃ２として含有されているものと仮定して０．１質量％以上、０．５質量％以下が好ましい。
【0028】
（６）ＷＣ
ＷＣは硬質相の主成分、すなわち、硬質相を形成する全ての成分に対してＷＣが５０質量％以上を占めている。硬質相には、Ｃｏ、Ｎｉの他に、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆや製造過程で不可避的に混入する不可避不純物が含まれていてもよい。また、硬質相の結晶構造は六方晶構造であるため、副硬質相とは結晶構造が異なる。
ＷＣは硬質相の主成分、すなわち、硬質相を形成する全ての成分に対してＷＣが５０質量％以上を占めている。硬質相には、Ｃｏ、Ｎｉの他に、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆや製造過程で不可避的に混入する不可避不純物が含まれていてもよい。また、硬質相の結晶構造は六方晶構造であるため、副硬質相とは結晶構造が異なる。
【0029】
（７）不可避不純物
前記のように、硬質相、副硬質相、および、結合相は製造過程で不可避的（意図せずに）に混入する不純物を含んでいてもよく、その量は超硬合金全体を１００質量％として外数として０．３質量％以下が好ましい。
前記のように、硬質相、副硬質相、および、結合相は製造過程で不可避的（意図せずに）に混入する不純物を含んでいてもよく、その量は超硬合金全体を１００質量％として外数として０．３質量％以下が好ましい。
【0030】
２．合金の組織
本実施形態に係る切削工具用超硬合金の組織を図１に模式的に示す。図１から明らかなように、本実施形態に係る切削工具用超硬合金は、結合相（１）、硬質相（２）、副硬質相の主相として第１相（３）、第２相（４）を有している。以下、各相について説明する。
本実施形態に係る切削工具用超硬合金の組織を図１に模式的に示す。図１から明らかなように、本実施形態に係る切削工具用超硬合金は、結合相（１）、硬質相（２）、副硬質相の主相として第１相（３）、第２相（４）を有している。以下、各相について説明する。
【0031】
（１）硬質相の平均粒径
ＷＣが主成分である硬質相の平均粒径は０．５μｍ以上、６．０μｍ以下であることが好ましい。この範囲が好ましい理由は、０．５μｍ未満であると、本実施形態の切削工具用超硬合金を切削工具用基体としたときの靱性が十分でなく、一方、６．０μｍを超えると耐塑性変形性が損なわれるためである。平均粒径の測定方法は後述する。
ＷＣが主成分である硬質相の平均粒径は０．５μｍ以上、６．０μｍ以下であることが好ましい。この範囲が好ましい理由は、０．５μｍ未満であると、本実施形態の切削工具用超硬合金を切削工具用基体としたときの靱性が十分でなく、一方、６．０μｍを超えると耐塑性変形性が損なわれるためである。平均粒径の測定方法は後述する。
【0032】
硬質相の平均粒径は、前記視野に対して画像解析を行い、少なくとも３００個（３００～１０００個が好ましい）の硬質相の面積を求め、その面積に等しい円の直径を算出して平均したものである。
【0033】
（２）副硬質相の第１相と第２相の平均粒径
副硬質相の主相である第１相および第２相は、ＦＣＣ構造を有し、第１相および第２相の平均粒径を、それぞれ、Ｄ１μｍ、Ｄ２μｍとすると、
２．０≦Ｄ１≦６．０、
２．０≦Ｄ２≦６．０
（Ｄ１とＤ２は同じであっても異なっていてもよい）
であることが好ましい。
副硬質相の主相である第１相および第２相は、ＦＣＣ構造を有し、第１相および第２相の平均粒径を、それぞれ、Ｄ１μｍ、Ｄ２μｍとすると、
２．０≦Ｄ１≦６．０、
２．０≦Ｄ２≦６．０
（Ｄ１とＤ２は同じであっても異なっていてもよい）
であることが好ましい。
【0034】
その理由は、２．０μｍ未満であると、本実施形態の合金を切削工具用基体としたときの靱性が十分でなく、一方、６．０μｍを超えると耐塑性変形性が損なわれるためである。
副硬質相は、硬質相の鑑別を行ったものと同じ視野において、ＷＣ、ＣｏおよびＮｉの含有量がそれぞれ５０質量％未満の結晶粒を有する相とする。
副硬質相の平均粒径の測定方法は、後述する。
副硬質相は、硬質相の鑑別を行ったものと同じ視野において、ＷＣ、ＣｏおよびＮｉの含有量がそれぞれ５０質量％未満の結晶粒を有する相とする。
副硬質相の平均粒径の測定方法は、後述する。
【0035】
（３）副硬質相の界面長と面積
副硬質相の主相である第１相および第２相との間に以下のような界面長と面積に係る関係が成り立つことが好ましい。
すなわち、
Ｌ：第１相と第２相とが接する界面長を第１相の数で除した値、
Ａ：前記第１相の面積を第１相の数で除した値
とするとき、
４．３≦Ｌ／Ａ０．５≦７．２
であることが好ましい。
副硬質相の主相である第１相および第２相との間に以下のような界面長と面積に係る関係が成り立つことが好ましい。
すなわち、
Ｌ：第１相と第２相とが接する界面長を第１相の数で除した値、
Ａ：前記第１相の面積を第１相の数で除した値
とするとき、
４．３≦Ｌ／Ａ０．５≦７．２
であることが好ましい。
【0036】
このＬ／Ａ０．５が、４．３未満であると、本実施形態の切削工具用超硬合金を切削工具用基体としたときの耐塑性変形性および耐欠損性が十分でない。なお、Ｌ／Ａ０．５の上限値は特段の制約はないが、後述する実施例に示す製造方法では、７．２程度が上限となる。
ここで、副硬質相の界面長（Ｌ）とは、隣接して互いに接する第１相と第２相の界面の長さの合計値である。
ここで、副硬質相の界面長（Ｌ）とは、隣接して互いに接する第１相と第２相の界面の長さの合計値である。
【0037】
副硬質相の第１相および第２相の平均粒径およびＬ、Ａの導出について説明する。
【0038】
１）切削工具用超硬合金の任意の表面または断面を、例えば、集束イオンビーム装置（ＦＩＢ装置）、クロスセクションポリッシャー装置（ＣＰ装置）等を用いて鏡面加工する。
２）この鏡面加工面に１視野が、例えば、２４μｍ（縦）×７２μｍ（横）、測定点間隔を５０ｎｍとして、複数視野（例えば、５視野）を設定する。
３）この観察視野に対して、エネルギー分散型Ｘ線分光器（ＥＤＳ）と後方散乱電子回折装置（例えばＥＢＳＤ測定装置（ＥＤＡＸ／ＴＳＬ社製（現ＡＭＥＴＥＫ社））を搭載したフィールドエミッション走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で、例えば、加速電圧１５ｋＶにて観察を行う。
４）ここで、結晶方位解析用データの測定および解析に使用するソフトウェアは、ＴＳＬ社製 ＯＩＭ Ｄａｔａ Ｃｏｌｌｅｃｔｉｏｎ バージョン６およびＴＳＬ社製 ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ バージョン７を例示できる。この例示されたソフトウェアを用いると、後述する各相の結晶粒の面積と数、粒界長も計測することができる。
２）この鏡面加工面に１視野が、例えば、２４μｍ（縦）×７２μｍ（横）、測定点間隔を５０ｎｍとして、複数視野（例えば、５視野）を設定する。
３）この観察視野に対して、エネルギー分散型Ｘ線分光器（ＥＤＳ）と後方散乱電子回折装置（例えばＥＢＳＤ測定装置（ＥＤＡＸ／ＴＳＬ社製（現ＡＭＥＴＥＫ社））を搭載したフィールドエミッション走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で、例えば、加速電圧１５ｋＶにて観察を行う。
４）ここで、結晶方位解析用データの測定および解析に使用するソフトウェアは、ＴＳＬ社製 ＯＩＭ Ｄａｔａ Ｃｏｌｌｅｃｔｉｏｎ バージョン６およびＴＳＬ社製 ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ バージョン７を例示できる。この例示されたソフトウェアを用いると、後述する各相の結晶粒の面積と数、粒界長も計測することができる。
【0039】
５）解析の結果、ＨＣＰ構造を有する相を硬質相とする。また、ＦＣＣ構造を有する相のうち、ＣｏとＮｉのＥＤＳカウント値の平均値よりも高い値を示すものを結合相とし、残りのＦＣＣ構造を有する相を副硬質相とする。
６）副硬質相とされ相を構成する結晶粒に対し、ＥＤＳスポット分析を行い、組成情報を取得し、
（Ｎｂの原子数）／［（Ｎｂの原子数）＋（Ｖの原子数）］が０．３０以上、０．４０以下のものを第１相、（Ｎｂの原子数）／［（Ｎｂの原子数）＋（Ｖの原子数）］が０．３０以上、０．４０以下のものを第２相とする。
６）副硬質相とされ相を構成する結晶粒に対し、ＥＤＳスポット分析を行い、組成情報を取得し、
（Ｎｂの原子数）／［（Ｎｂの原子数）＋（Ｖの原子数）］が０．３０以上、０．４０以下のものを第１相、（Ｎｂの原子数）／［（Ｎｂの原子数）＋（Ｖの原子数）］が０．３０以上、０．４０以下のものを第２相とする。
【0040】
７）各相の同定後、各相に含まれる結晶粒について、少なくとも３００個（３００～１０００個が好ましい）の結晶粒それぞれの面積と、その面積に等しい円の直径をそれぞれ求め、この円の直径を平均することにより、各相の結晶粒の平均粒径とする。
８）次に、第１相と第２相の界面長さ、第１相の粒子数と総面積を求め、ＬとＡを算出する。
８）次に、第１相と第２相の界面長さ、第１相の粒子数と総面積を求め、ＬとＡを算出する。
【0041】
なお、隣接する測定点が同一の相であった場合、互いの測定点から得られた方位の差が５度以上であったときに、それら測定点２点の間の境界を界面とした。
【実施例0042】
本発明の切削工具用超硬合金をインサートとして用いた場合について実施例により具体的に説明するが、本発明はこの実施例に限定されるものではない。
【0043】
１．実施例のインサートの作製
以下の工程により、インサートを作製した。
以下の工程により、インサートを作製した。
【0044】
（１）ＮｂＣ－ＶＣ－Ｃｏ粉砕粉の作製
平均粒径（ｄ５０）１．０μｍのＮｂＣ粉末、平均粒径（ｄ５０）１．０μｍのＶＣを合計して９０質量％以上、９５質量％以下、Ｃｏを５質量％以上、１０質量％以下となるように配合し（配合割合は表１を参照）、ボールミル混合し、ＳＮＭＮ１２０４０８形状にプレスして、表３に「ＮｂＣ－ＶＣ－Ｃｏ焼結条件」と示すように、１６００～１６５０℃で、６０～３００分、Ａｒ雰囲気０．３～０．４ＭＰａで保持して焼結し、その後圧力を維持したまま１０００℃まで表３に示す速度で冷却した。
このようにして得たＮｂＣ－ＶＣ－Ｃｏ焼結体をハンマーで粉砕し、粉砕粉の平均粒径（ｄ５０）が１０μm以下のＮｂＣ－ＶＣ－Ｃｏ粉砕粉を得た。
平均粒径（ｄ５０）１．０μｍのＮｂＣ粉末、平均粒径（ｄ５０）１．０μｍのＶＣを合計して９０質量％以上、９５質量％以下、Ｃｏを５質量％以上、１０質量％以下となるように配合し（配合割合は表１を参照）、ボールミル混合し、ＳＮＭＮ１２０４０８形状にプレスして、表３に「ＮｂＣ－ＶＣ－Ｃｏ焼結条件」と示すように、１６００～１６５０℃で、６０～３００分、Ａｒ雰囲気０．３～０．４ＭＰａで保持して焼結し、その後圧力を維持したまま１０００℃まで表３に示す速度で冷却した。
このようにして得たＮｂＣ－ＶＣ－Ｃｏ焼結体をハンマーで粉砕し、粉砕粉の平均粒径（ｄ５０）が１０μm以下のＮｂＣ－ＶＣ－Ｃｏ粉砕粉を得た。
【0045】
（２）合金の作製
表２に示すように、前記ＮｂＣ－ＶＣ－Ｃｏ粉砕粉とＷＣ粉末（１．０μｍ、１．５μｍ、３．０μｍ、４．０μｍ、５．０μｍ、あるいは、６．０μｍ）、Ｃｏ粉末（１．０μｍ）、Ｎｉ粉末（１．０μｍ）、さらに必要に応じてＣｒ３Ｃ２粉末（１．０μｍ）、ＴｉＣ粉末（１．０μｍ）、ＺｒＣ粉末（１．０μｍ）、ＨｆＣ粉末（１．０μｍ）、ＴａＣ粉末（１．０μｍ）を用意した。ここで、各粉末名の後の括弧内の数字は、平均粒径（ｄ５０）であって、単位はμｍである。これら粉末を表３に「切削工具焼結条件」と示すように配合してボールミル混合し、乾燥した後、焼結型に充填し、表３に示すとおり、加圧圧力１００ＭＰａ、昇温速度８０～１２０℃／分、加熱保持温度１２５０～１３００℃、保持時間５～１５分、０．１Ｐａ以下の真空雰囲気下でプラズマ焼結を行い、焼結体を得た。
表２に示すように、前記ＮｂＣ－ＶＣ－Ｃｏ粉砕粉とＷＣ粉末（１．０μｍ、１．５μｍ、３．０μｍ、４．０μｍ、５．０μｍ、あるいは、６．０μｍ）、Ｃｏ粉末（１．０μｍ）、Ｎｉ粉末（１．０μｍ）、さらに必要に応じてＣｒ３Ｃ２粉末（１．０μｍ）、ＴｉＣ粉末（１．０μｍ）、ＺｒＣ粉末（１．０μｍ）、ＨｆＣ粉末（１．０μｍ）、ＴａＣ粉末（１．０μｍ）を用意した。ここで、各粉末名の後の括弧内の数字は、平均粒径（ｄ５０）であって、単位はμｍである。これら粉末を表３に「切削工具焼結条件」と示すように配合してボールミル混合し、乾燥した後、焼結型に充填し、表３に示すとおり、加圧圧力１００ＭＰａ、昇温速度８０～１２０℃／分、加熱保持温度１２５０～１３００℃、保持時間５～１５分、０．１Ｐａ以下の真空雰囲気下でプラズマ焼結を行い、焼結体を得た。
【0046】
次に、焼結体を機械加工、研削加工し、ＣＮＭＧ１２０４０８－Ｒ－２Ｇの形状に整え、表４に示す超硬合金基体（インサート）１～１０（以下、実施例１～１０という）を作製した。
【0047】
２．比較例のインサートの作製
比較のインサートを次のように作製した。
実施例と異なり「ＮｂＣ－ＶＣ－Ｃｏ粉砕粉の作製」工程を行ったもののプラズマ焼結の温度を１４００℃とした焼結体、および、「ＮｂＣ－ＶＣ－Ｃｏ粉砕粉の作製」工程をせずに作製した焼結体をそれぞれ用意し、該焼結体を機械加工、研削加工し、ＣＮＭＧ１２０４０８－Ｒ－２Ｇの形状に整えることにより、表４に示す比較例超硬合金基体（インサート）１～１０（以下、比較例１’～１０’という）として作製した。
比較のインサートを次のように作製した。
実施例と異なり「ＮｂＣ－ＶＣ－Ｃｏ粉砕粉の作製」工程を行ったもののプラズマ焼結の温度を１４００℃とした焼結体、および、「ＮｂＣ－ＶＣ－Ｃｏ粉砕粉の作製」工程をせずに作製した焼結体をそれぞれ用意し、該焼結体を機械加工、研削加工し、ＣＮＭＧ１２０４０８－Ｒ－２Ｇの形状に整えることにより、表４に示す比較例超硬合金基体（インサート）１～１０（以下、比較例１’～１０’という）として作製した。
【0048】
すなわち、「ＮｂＣ－ＶＣ－Ｃｏ粉砕粉の作製」工程を行った焼結体（比較例１０’）は、実施例と同様に「ＮｂＣ－ＶＣ－Ｃｏ粉砕粉の作製」工程を行った粉砕粉と他の粉末を、表２に示す配合組成に配合して焼結用粉末とし、ボールミル混合し、乾燥した後、焼結型に充填し、表３に示すとおり、加圧圧力１００ＭＰａ、昇温速度１２０℃／分、加熱保持温度１４００℃、保持時間５分、０．１Ｐａ以下の真空雰囲気下でプラズマ焼結を行ったものである。一方、「ＮｂＣ－ＶＣ－Ｃｏ粉砕粉の作製」工程をせずに作製した焼結体（比較例１’～９’）は、表２に示す配合組成に配合した焼結用粉末を、ボールミル混合し、乾燥した後、焼結型に充填し、表３に示すとおり、加圧圧力１００ＭＰａ、昇温速度８０～１２０℃／分、加熱保持温度１２５０～１３００℃、保持時間５～１５分、０．１Ｐａ以下の真空雰囲気下でプラズマ焼結を行ったものである。
【0049】
３．実施例と比較例のインサートの解析
実施例１～１０および比較例１’～１０’のインサートの断面について、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）により、その成分であるＣｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖの各元素につき、その含有量を１０点測定し、その平均値を各成分の含有量とした。
なお、ここで、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖは、それぞれの前述の炭化物に換算して含有量を算出した。表４に、それぞれの平均含有量を示す。なお、不可避的不純物の含有量は実施例、比較例とも前述の好ましい範囲にあることを確認した。
実施例１～１０および比較例１’～１０’のインサートの断面について、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）により、その成分であるＣｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖの各元素につき、その含有量を１０点測定し、その平均値を各成分の含有量とした。
なお、ここで、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖは、それぞれの前述の炭化物に換算して含有量を算出した。表４に、それぞれの平均含有量を示す。なお、不可避的不純物の含有量は実施例、比較例とも前述の好ましい範囲にあることを確認した。
【0050】
【表1】
【0051】
【表2】
【0052】
表２において、「－」は該当するものがないことを示している。
【0053】
【表3】
【0054】
表３において、「－」は該当する処理がないことを示している。
【0055】
【表4】
【0056】
【表5】
【0057】
表５において、「／」は該当する相が存在しないために測定できないことを示している。
【0058】
次に、前記実施例１～５および比較例１’～５’の表面には、被覆層を形成しなかったが（表６では「－」により表している）、前記実施例６～１０および比較例６’～１０’の表面に、表６に示す平均厚さの被覆層をＣＶＤ法で被覆形成した。
なお、ここでは、３層の積層構造として被覆層を蒸着形成したが、この層数は、３に限定されるものではなく、１、２または４以上の層の積層構造であってもよい。
また、硬質被覆層の蒸着条件について特段の制限はないが、前記実施例６～１０、比較例６’～１０’におけるＴｉＮ、ＴｉＣＮ、Ａｌ２Ｏ３の化学蒸着条件は、以下のとおりであった。
なお、ここでは、３層の積層構造として被覆層を蒸着形成したが、この層数は、３に限定されるものではなく、１、２または４以上の層の積層構造であってもよい。
また、硬質被覆層の蒸着条件について特段の制限はないが、前記実施例６～１０、比較例６’～１０’におけるＴｉＮ、ＴｉＣＮ、Ａｌ２Ｏ３の化学蒸着条件は、以下のとおりであった。
【0059】
［ＴｉＮの化学蒸着条件］
反応ガス（容量％）：
ＴｉＣｌ４ ２％、Ｎ２ ３０％、Ｈ２ 残
反応圧力：７ｋＰａ
反応温度：１０００℃
反応ガス（容量％）：
ＴｉＣｌ４ ２％、Ｎ２ ３０％、Ｈ２ 残
反応圧力：７ｋＰａ
反応温度：１０００℃
【0060】
［ＴｉＣＮの化学蒸着条件］
反応ガス（容量％）：
ＴｉＣｌ４ ２％、ＣＨ３ＣＮ ０．７％、Ｎ２ １０％、Ｈ２ 残
反応圧力：７ ｋＰａ
反応温度：９００℃
反応ガス（容量％）：
ＴｉＣｌ４ ２％、ＣＨ３ＣＮ ０．７％、Ｎ２ １０％、Ｈ２ 残
反応圧力：７ ｋＰａ
反応温度：９００℃
【0061】
［Ａｌ２Ｏ３の化学蒸着条件］
反応ガス（容量％）：
ＡｌＣｌ３ ２．２％、ＣＯ２ ５．５％、ＨＣｌ ２．２％、
Ｈ２Ｓ ０．２％、Ｈ２ 残
反応圧力：７ｋＰａ
反応温度：１０００℃
反応ガス（容量％）：
ＡｌＣｌ３ ２．２％、ＣＯ２ ５．５％、ＨＣｌ ２．２％、
Ｈ２Ｓ ０．２％、Ｈ２ 残
反応圧力：７ｋＰａ
反応温度：１０００℃
【0062】
【表6】
【0063】
次に、被覆層を形成しなかった実施例１～５および比較例１’～５’には、切削試験１を、被覆層を形成した実施例６～１０および比較例６’～１０’には、切削試験２をそれぞれ行い、切刃の逃げ面塑性変形量を測定するとともに、切れ刃の損耗状態を観察した。
【0064】
切削試験１：合金鋼（ＪＩＳ・ＳＮＣＭ４３９）の丸棒の乾式外径旋削加工（直径２００ｍｍ）
被削材：ＪＩＳ・ＳＮＣＭ４３９
切削速度：４５ｍ／ｍｉｎ
切り込み：１．７ｍｍ
送り：０．４８ｍｍ／ｒｅｖ
切削時間：１分
被削材：ＪＩＳ・ＳＮＣＭ４３９
切削速度：４５ｍ／ｍｉｎ
切り込み：１．７ｍｍ
送り：０．４８ｍｍ／ｒｅｖ
切削時間：１分
【0065】
切削試験２：ステンレス鋼（ＪＩＳ・ＳＵＳ３０４）の丸棒の湿式外径旋削加工（直径２００ｍｍ）
被削材：ＪＩＳ・ＳＵＳ３０４
切削速度：１６０ｍ／ｍｉｎ
切り込み：３．０ｍｍ
送り：０．２８ｍｍ／ｒｅｖ
切削時間：５分
湿式水溶性切削油を使用
被削材：ＪＩＳ・ＳＵＳ３０４
切削速度：１６０ｍ／ｍｉｎ
切り込み：３．０ｍｍ
送り：０．２８ｍｍ／ｒｅｖ
切削時間：５分
湿式水溶性切削油を使用
【0066】
前記切削加工試験１、２後の、切れ刃の逃げ面塑性変形量を測定するとともに、切れ刃の損耗状態を観察した。なお、切れ刃の逃げ面塑性変形量は、工具の主切れ刃側逃げ面について、切れ刃から十分離れた位置で主切れ刃側逃げ面とすくい面が交差する稜線上に線分を引き、同線分を切れ刃部方向に延伸し、延伸した線分と切れ刃部稜線間の距離（延伸した線分の垂直方向）が最も離れている部分を測定し、切れ刃の逃げ面塑性変形量とした。また、逃げ面塑性変形量が０．１００ｍｍ以上であったとき、損耗状態を刃先変形とした。
【0067】
【表7】
【0068】
表７において、「＊」は、２０秒毎に切削を中断し刃先観察を実施し、この欠損が塑性変形に起因したものであることを確認した。また、この欠損は刃先に発生し稜線の判別が困難であったため、塑性変形量を測定することができなかった。
【0069】
【表8】
【0070】
表８において、「＊」は、１分毎に切削を中断し刃先観察を実施し、この欠損が塑性変形に起因したものであることを確認した。また、欠損が刃先に発生し稜線の判別が困難であったため、塑性変形量を測定することができなかった。
【0071】
切削試験１の結果を示す表７および切削試験２の結果を示す表８から明らかなように、実施例は、いずれも寿命に影響を及ぼす逃げ面の塑性変形量が少なく、偏摩耗や欠損を発生することなく、優れ靱性、耐塑性変形性を発揮した。これに対して、比較例は、所定の切削時間において工具の塑性変形が大きく、所定の被削材寸法を得る加工を行うことが困難であった。
【符号の説明】
【0072】
１ 結合相
２ 硬質相
３ 第１相
４ 第２相
２ 硬質相
３ 第１相
４ 第２相
【図1】