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(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】P2024142103
(43)【公開日】2024-10-10
(54)【発明の名称】切削工具用超硬合金と該合金を用いた切削工具
(51)【国際特許分類】
B23B 27/14 20060101AFI20241003BHJP
C22C 27/04 20060101ALI20241003BHJP
C22C 29/08 20060101ALN20241003BHJP
C22C 1/051 20230101ALN20241003BHJP
【ＦＩ】
B23B27/14 B
B23B27/14 A
C22C27/04 101
C22C29/08
C22C1/051 G
【審査請求】未請求
【請求項の数】3
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2023054102
(22)【出願日】2023-03-29
(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
(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】山本 万梨子
(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）】
3C046FF03
3C046FF09
3C046FF10
3C046FF13
3C046FF16
3C046FF22
3C046FF23
3C046FF24
3C046FF25
3C046FF32
3C046FF37
3C046FF38
3C046FF39
3C046FF40
3C046FF44
3C046FF48
3C046FF50
3C046FF51
3C046FF53
3C046FF55
3C046FF57
4K018AB02
4K018AC01
4K018AD06
4K018BA04
4K018BB04
4K018BC13
4K018CA02
4K018CA11
4K018DA18
4K018DA29
4K018DA32
4K018FA24
4K018KA15
(57)【要約】
【課題】合金鋼切削で耐塑性変形性、耐欠損性を有する超硬合金の提供
【解決手段】平均粒径が０．５～４．０μｍの硬質相と平均粒径が２．０～３．０μｍのγ相を含み、各γ相に含まれるＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗの原子数比をａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅとするとき、その平均値ａａｖｇ、ｂａｖｇ、ｃａｖｇ、ｄａｖｇ、ｅａｖｇは、２０．０≦ａａｖｇ≦３０．０、２０．０≦ｂａｖｇ≦３０．０、１０．０≦ｃａｖｇ≦２０．０、２０．０≦ｄａｖｇ≦３０．０、５．０≦ｅ≦１５．０で、前記ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅのそれぞれの標準偏差の平均値が１０．０～１５．０で、硬質相の全界面長に占める硬質相と結合相との界面の界面長の比と、γ相の全界面長に占めるγ相と結合相との界面の界面長の比とが、０．４５～０．５５で、γ相の全界面長に占めるγ相とγ相との界面の界面長の比が０．２５～０．３０である切削工具用超硬合金
【選択図】図１
【解決手段】平均粒径が０．５～４．０μｍの硬質相と平均粒径が２．０～３．０μｍのγ相を含み、各γ相に含まれるＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗの原子数比をａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅとするとき、その平均値ａａｖｇ、ｂａｖｇ、ｃａｖｇ、ｄａｖｇ、ｅａｖｇは、２０．０≦ａａｖｇ≦３０．０、２０．０≦ｂａｖｇ≦３０．０、１０．０≦ｃａｖｇ≦２０．０、２０．０≦ｄａｖｇ≦３０．０、５．０≦ｅ≦１５．０で、前記ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅのそれぞれの標準偏差の平均値が１０．０～１５．０で、硬質相の全界面長に占める硬質相と結合相との界面の界面長の比と、γ相の全界面長に占めるγ相と結合相との界面の界面長の比とが、０．４５～０．５５で、γ相の全界面長に占めるγ相とγ相との界面の界面長の比が０．２５～０．３０である切削工具用超硬合金
【選択図】図１
【特許請求の範囲】
【請求項1】
Ｃｏ、Ｎｉを合計で７．０～９．０質量％、
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａを合計で４．０～１２．０質量％、
Ｃを５．７～６．４質量％含有し、
残部がＷと不可避不純物であり、
Ｗの炭化物を主体とする硬質相と、Ｃｏ、Ｎｉを主体とする結合相と、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、ＴａおよびＷの炭化物を主体とするγ相を含み、
前記硬質相の平均粒径が０．５～４．０μｍ、前記γ相の平均粒径が２．０～３．０μｍであり、
前記γ相のそれぞれに含まれるＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、ＴａおよびＷの原子数比をａ、ｂ、ｃ、ｄおよびｅ（ただし、ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＝１００．０）とするとき、それらの平均値ａａｖｇ、ｂａｖｇ、ｃａｖｇ、ｄａｖｇ、ｅａｖｇ（ただし、ａａｖｇ＋ｂａｖｇ＋ｃａｖｇ＋ｄａｖｇ＋ｅａｖｇ＝１００．０）は、２０．０≦ａａｖｇ≦３０．０、２０．０≦ｂａｖｇ≦３０．０、１０．０≦ｃａｖｇ≦２０．０、２０．０≦ｄａｖｇ≦３０．０、５．０≦ｅ≦１５．０であり、
前記ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅのそれぞれの標準偏差であるσａ、σｂ、σｃ、σｄ、σｅの平均値が１０．０～１５．０であり、
前記硬質相の全界面長に占める前記硬質相と前記結合相との界面の界面長の比率と、前記γ相の全界面長に占める前記γ相と前記結合相との界面の界面長の比率が、共に、０．４５～０．５５であり、
前記γ相の全界面長に占める前記γ相と前記γ相との界面の界面長の比率が０．２５～０．３０である
ことを特徴とする切削工具用超硬合金。
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａを合計で４．０～１２．０質量％、
Ｃを５．７～６．４質量％含有し、
残部がＷと不可避不純物であり、
Ｗの炭化物を主体とする硬質相と、Ｃｏ、Ｎｉを主体とする結合相と、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、ＴａおよびＷの炭化物を主体とするγ相を含み、
前記硬質相の平均粒径が０．５～４．０μｍ、前記γ相の平均粒径が２．０～３．０μｍであり、
前記γ相のそれぞれに含まれるＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、ＴａおよびＷの原子数比をａ、ｂ、ｃ、ｄおよびｅ（ただし、ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＝１００．０）とするとき、それらの平均値ａａｖｇ、ｂａｖｇ、ｃａｖｇ、ｄａｖｇ、ｅａｖｇ（ただし、ａａｖｇ＋ｂａｖｇ＋ｃａｖｇ＋ｄａｖｇ＋ｅａｖｇ＝１００．０）は、２０．０≦ａａｖｇ≦３０．０、２０．０≦ｂａｖｇ≦３０．０、１０．０≦ｃａｖｇ≦２０．０、２０．０≦ｄａｖｇ≦３０．０、５．０≦ｅ≦１５．０であり、
前記ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅのそれぞれの標準偏差であるσａ、σｂ、σｃ、σｄ、σｅの平均値が１０．０～１５．０であり、
前記硬質相の全界面長に占める前記硬質相と前記結合相との界面の界面長の比率と、前記γ相の全界面長に占める前記γ相と前記結合相との界面の界面長の比率が、共に、０．４５～０．５５であり、
前記γ相の全界面長に占める前記γ相と前記γ相との界面の界面長の比率が０．２５～０．３０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０．５質量％以下でさらに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】
請求項１または２に記載された切削工具用超硬合金を用いた切削工具。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、超硬合金（ＷＣ基焼結合金）と該合金を用いた切削工具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、例えば、大きな衝撃力が働き、かつ、熱サイクルを受ける工具、例えば、切削工具、掘削工具、金属成形工具等に用いられている。
【0003】
一方、工具の使用条件は高能率化が進み、工具にはより一層の耐久性が求められている。そのため、工具に使用される超硬合金に対して、前述の特徴を改善すべく、提案がなされている。
【0004】
例えば、特許文献１には、結合相中に少なくともクロムを炭化クロム換算で０．４～０．８質量％の割合で含有し、粉砕したとき、＃２０メッシュを通した粉砕粉末を５０℃の希塩酸（ＨＣｌ：Ｈ２Ｏ＝１：１）中で２４時間溶解してろ過したろ液中に、ろ液中の総金属量に対してクロムを２～６質量％の割合で含有するとともに、結合相中のクロム濃度が炭化タングステン粒子との界面に向かって漸次増加する超硬合金が記載され、該超硬合金はドリルに適用するとドリルの極小径化、高速切削化においても繰り返し加工における穴位置精度の高い加工が可能となるとされている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0005】
【特許文献1】特許第４３５１４５３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0006】
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、合金鋼の切削加工に用いた場合であっても、刃先が優れた耐塑性変形性や耐欠損性を有する切削工具となる超硬合金を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【0007】
本発明の実施形態に係る切削工具用超硬合金は、
Ｃｏ、Ｎｉを合計で７．０～９．０質量％、
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａを合計で４．０～１２．０質量％、
Ｃを５．７～６．４質量％含有し、
残部がＷと不可避不純物であり、
Ｗの炭化物を主体とする硬質相と、Ｃｏ、Ｎｉを主体とする結合相と、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、ＴａおよびＷの炭化物を主体とするγ相を含み、
前記硬質相の平均粒径が０．５～４．０μｍ、前記γ相の平均粒径が２．０～３．０μｍであり、
前記γ相のそれぞれに含まれるＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、ＴａおよびＷの原子数比をａ、ｂ、ｃ、ｄおよびｅ（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＝１００．０）とするとき、それらの平均値ａａｖｇ、ｂａｖｇ、ｃａｖｇ、ｄａｖｇ、ｅａｖｇ（ただし、ａａｖｇ＋ｂａｖｇ＋ｃａｖｇ＋ｄａｖｇ＋ｅａｖｇ＝１００．０）は、２０．０≦ａａｖｇ≦３０．０、２０．０≦ｂａｖｇ≦３０．０、１０．０≦ｃａｖｇ≦２０．０、２０．０≦ｄａｖｇ≦３０．０、５．０≦ｅａｖｇ≦１５．０であり、
前記ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅのそれぞれの標準偏差であるσａ、σｂ、σｃ、σｄ、σｅの平均値が１０．０～１５．０であり、
前記硬質相の全界面長に占める前記硬質相と前記結合相との界面の界面長の比率と、前記γ相の全界面長に占める前記γ相と前記結合相との界面の界面長の比率が、共に、０．４５～０．５５であり、
前記γ相の全界面長に占める前記γ相と前記γ相との界面の界面長の比率が０．２５～０．３０である。
Ｃｏ、Ｎｉを合計で７．０～９．０質量％、
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａを合計で４．０～１２．０質量％、
Ｃを５．７～６．４質量％含有し、
残部がＷと不可避不純物であり、
Ｗの炭化物を主体とする硬質相と、Ｃｏ、Ｎｉを主体とする結合相と、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、ＴａおよびＷの炭化物を主体とするγ相を含み、
前記硬質相の平均粒径が０．５～４．０μｍ、前記γ相の平均粒径が２．０～３．０μｍであり、
前記γ相のそれぞれに含まれるＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、ＴａおよびＷの原子数比をａ、ｂ、ｃ、ｄおよびｅ（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＝１００．０）とするとき、それらの平均値ａａｖｇ、ｂａｖｇ、ｃａｖｇ、ｄａｖｇ、ｅａｖｇ（ただし、ａａｖｇ＋ｂａｖｇ＋ｃａｖｇ＋ｄａｖｇ＋ｅａｖｇ＝１００．０）は、２０．０≦ａａｖｇ≦３０．０、２０．０≦ｂａｖｇ≦３０．０、１０．０≦ｃａｖｇ≦２０．０、２０．０≦ｄａｖｇ≦３０．０、５．０≦ｅａｖｇ≦１５．０であり、
前記ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅのそれぞれの標準偏差であるσａ、σｂ、σｃ、σｄ、σｅの平均値が１０．０～１５．０であり、
前記硬質相の全界面長に占める前記硬質相と前記結合相との界面の界面長の比率と、前記γ相の全界面長に占める前記γ相と前記結合相との界面の界面長の比率が、共に、０．４５～０．５５であり、
前記γ相の全界面長に占める前記γ相と前記γ相との界面の界面長の比率が０．２５～０．３０である。
【0008】
前記実施形態に係る超硬合金は、次の（１）を満足してもよい。
【0009】
（１）Ｃｒを０．５質量％以下含有すること。
【0010】
本発明の実施形態に係る切削工具は、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】
【0011】
前記切削工具用超硬合金は、切削工具として用いると合金鋼の切削加工に用いた場合であっても、刃先が優れた耐塑性変形性や耐欠損性を有する。
【図面の簡単な説明】
【0012】
【発明を実施するための形態】
【0013】
本発明者は、前記目的を達成でき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、硬質相とγ相の平均粒径を所定の範囲とし、γ相の組成を所定のものとする、すなわち、γ相に含まれる金属成分の平均原子数比がほぼ等しい所定の範囲にあり、
さらにγ相間の各金属成分の標準偏差の平均値を所定の範囲とし、
加えて、硬質相の全界面長に占める硬質相と結合相との界面の界面長の比率、γ相の全界面長に占めるγ相と結合相との界面の界面長の比率、およびγ相の全界面長に占めるγ相とγ相との界面の界面長の比率を所定の範囲とすることにより、
前記目的が達成できるという知見を得た。
さらにγ相間の各金属成分の標準偏差の平均値を所定の範囲とし、
加えて、硬質相の全界面長に占める硬質相と結合相との界面の界面長の比率、γ相の全界面長に占めるγ相と結合相との界面の界面長の比率、およびγ相の全界面長に占めるγ相とγ相との界面の界面長の比率を所定の範囲とすることにより、
前記目的が達成できるという知見を得た。
【0014】
以下、本発明の実施形態に係る切削工具用超硬合金および該合金を使った切削工具について、説明する。
【0015】
なお、本明細書、特許請求の範囲において、数値範囲を「Ｍ～Ｎ」（Ｍ、Ｎは共に数値）を用いて表現する場合、「Ｍ以上、Ｎ以下」と同義であって、その範囲は上限（Ｎ）および下限（Ｍ）の数値を含むものとし、上限値（Ｎ）のみに単位が記載されているときは、下限値（Ｍ）の単位も上限値（Ｎ）と同じ単位である。
【0016】
１．切削工具用超硬合金の組成と組織
本実施形態に係る切削工具用超硬合金の組成と、図１に模式的に示す組織の詳細は、次のとおりである。
本実施形態に係る切削工具用超硬合金の組成と、図１に模式的に示す組織の詳細は、次のとおりである。
【0017】
（１）ＣｏとＮｉ
ＣｏとＮｉは、一方または両方が含有されていることが好ましい。そして、ＣｏとＮｉの１種以上の合計含有量は、７．０～９．０質量％であることが好ましい。
その理由は、切削工具として用いたときに７．０質量％未満であると耐欠損性が不十分であり、一方、９．０質量％を超えると耐塑性変形性が低下するためである。
ＣｏとＮｉは、一方または両方が含有されていることが好ましい。そして、ＣｏとＮｉの１種以上の合計含有量は、７．０～９．０質量％であることが好ましい。
その理由は、切削工具として用いたときに７．０質量％未満であると耐欠損性が不十分であり、一方、９．０質量％を超えると耐塑性変形性が低下するためである。
【0018】
ここで、ＣｏとＮｉは、主に結合相（ｆｃｃ構造を有する結晶粒を有するもので、図１では符号１で示されている）に存在し、結合相の主体、すなわち、結合相の主成分であって、結合相を構成する全ての成分に対して、ＣｏとＮｉの合計が５０原子％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、γ相に含まれるＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗの１種以上、硬質相の成長を制御するＣｒ、不可避不純物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。
なお、結合相の鑑別方法は後述する。
なお、結合相の鑑別方法は後述する。
【0020】
（２）Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａの合計の含有量は、４．０～１２．０質量％であることが好ましい。
その理由は、切削工具として用いたときに４．０質量％未満であると耐塑性変形性が不十分であり、一方、１２．０質量％を超えると耐欠損性が低下するためである。
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａの合計の含有量は、４．０～１２．０質量％であることが好ましい。
その理由は、切削工具として用いたときに４．０質量％未満であると耐塑性変形性が不十分であり、一方、１２．０質量％を超えると耐欠損性が低下するためである。
【0021】
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａおよび後述するＷは、γ相に含まれる。ここで、γ相のそれぞれに含まれるＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、ＴａおよびＷの原子数比をａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＝１００．０）とするとき、それらの平均値ａａｖｇ、ｂａｖｇ、ｃａｖｇ、ｄａｖｇ、ｅａｖｇ（ただし、ａａｖｇ＋ｂａｖｇ＋ｃａｖｇ＋ｄａｖｇ＋ｅａｖｇ＝１００．０）は、２０．０≦ａａｖｇ≦３０．０、２０．０≦ｂａｖｇ≦３０．０、１０．０≦ｃａｖｇ≦２０．０、２０．０≦ｄａｖｇ≦３０．０、５．０≦ｅａｖｇ≦１５．０であることが好ましい。
【0022】
前記ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅのそれぞれの標準偏差をσａ、σｂ、σｃ、σｄ、σｅとすると、これらの平均値は、１０．０～１５．０であることが好ましい。その理由は、１０．０未満であると耐塑性変形性が不十分であり、一方、１５．０を超えると耐欠損性が低下するためである。
【0023】
すなわち、γ相に含まれる金属成分の原子数比がほぼ等しい所定の範囲にあることが好ましい。その理由は、切削工具として用いたときに耐塑性変形性と耐欠損性が優れるからである。
【0024】
（３）γ相
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａは炭化物（化学量論的組成に限定されない）としてγ相の主体、すなわち、主成分として含まれる。主成分とは、γ相を構成する全ての成分に対してこれら成分の炭化物が５０原子％以上を占めていることをいう。γ相には、この炭化物の他に、硬質相に含まれるＷＣ、結合相に含まれるＣｏ、Ｎｉや不可避的不純物を含んでいてもよい。図１ではγ相は符号３で示されており、一部のγ相の中には組成および結晶方位の異なるγ相を有している。そして、図１において符号４で示されるものは、後述するγ相とγ相との界面である。
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａは炭化物（化学量論的組成に限定されない）としてγ相の主体、すなわち、主成分として含まれる。主成分とは、γ相を構成する全ての成分に対してこれら成分の炭化物が５０原子％以上を占めていることをいう。γ相には、この炭化物の他に、硬質相に含まれるＷＣ、結合相に含まれるＣｏ、Ｎｉや不可避的不純物を含んでいてもよい。図１ではγ相は符号３で示されており、一部のγ相の中には組成および結晶方位の異なるγ相を有している。そして、図１において符号４で示されるものは、後述するγ相とγ相との界面である。
【0025】
γ相の平均粒径は、２．０～３．０μｍであることが好ましい。その理由は切削工具として用いたときに、２．０μｍ未満であると耐欠損性が十分でなく、３．０μｍを超えると耐塑性変形性が十分でなくなるためである。ここで、γ相の平均粒径は、円相当径、すなわち、γ相に等しい面積を有する円の直径をいい、その測定方法は後述する。
【0026】
（４）Ｃ
Ｃは炭化物を形成するために含有され、硬質相、γ相に主に含まれる。その含有量は５．７～６．４質量％が好ましく、この含有量範囲であれば、硬質相およびγ相において、十分な量の炭化物を形成することができる。
Ｃは炭化物を形成するために含有され、硬質相、γ相に主に含まれる。その含有量は５．７～６．４質量％が好ましく、この含有量範囲であれば、硬質相およびγ相において、十分な量の炭化物を形成することができる。
【0027】
（５）Ｃｒ
Ｃｒは、選択成分であり０．５質量％未満で含有してもよい。すなわち、Ｃｒの含有は必須ではない。
Ｃｒは結合相中に固溶し、硬質相に含まれるＷ炭化物の成長を抑制し、Ｗ炭化物を微細化させ、超硬合金を微粒・均粒組織とし、靭性を高め、耐塑性変形性を向上させる働きがある。この働きは、Ｃｒの含有量が０．５質量％を超えると損なわれ、ＣｒとＷの複合炭化物を結合相に析出させ、靭性を低下させ、また、欠損の発生の起点となるおそれがある。
Ｃｒは、選択成分であり０．５質量％未満で含有してもよい。すなわち、Ｃｒの含有は必須ではない。
Ｃｒは結合相中に固溶し、硬質相に含まれるＷ炭化物の成長を抑制し、Ｗ炭化物を微細化させ、超硬合金を微粒・均粒組織とし、靭性を高め、耐塑性変形性を向上させる働きがある。この働きは、Ｃｒの含有量が０．５質量％を超えると損なわれ、ＣｒとＷの複合炭化物を結合相に析出させ、靭性を低下させ、また、欠損の発生の起点となるおそれがある。
【0028】
（６）Ｗ
Ｗは硬質相の主体、すなわち、主成分であって、硬質相（図１では符号２で示されている）を構成する全ての成分に対してＷの炭化物（ＷＣがほとんどであるが化学量論的組成に限定されない）が５０原子％以上を占めている。硬質相には、結合相の成分、γ相の成分、Ｃｒ、製造過程で不可避的に混入する不可避的不純物が含まれていてもよい。また、硬質相の結晶構造はｈｃｐ構造であるため、ｆｃｃ構造であるγ相とは結晶構造が異なる。
なお、硬質相の鑑別方法は後述する。
Ｗは硬質相の主体、すなわち、主成分であって、硬質相（図１では符号２で示されている）を構成する全ての成分に対してＷの炭化物（ＷＣがほとんどであるが化学量論的組成に限定されない）が５０原子％以上を占めている。硬質相には、結合相の成分、γ相の成分、Ｃｒ、製造過程で不可避的に混入する不可避的不純物が含まれていてもよい。また、硬質相の結晶構造はｈｃｐ構造であるため、ｆｃｃ構造であるγ相とは結晶構造が異なる。
なお、硬質相の鑑別方法は後述する。
【0029】
（７）硬質相
硬質相の平均粒径は、０．５～４．０μｍが好ましい。その理由は、切削工具として用いたときに平均粒径が０．５μｍ未満であると耐欠損性が十分とはいえず、一方、４．０μｍを超えると耐塑性変形性が低下する。
ここで、硬質相の平均粒径は、γ相と同様に円相当径、すなわち、硬質相に等しい面積を有する円の直径をいい、その測定方法は後述する。
硬質相の平均粒径は、０．５～４．０μｍが好ましい。その理由は、切削工具として用いたときに平均粒径が０．５μｍ未満であると耐欠損性が十分とはいえず、一方、４．０μｍを超えると耐塑性変形性が低下する。
ここで、硬質相の平均粒径は、γ相と同様に円相当径、すなわち、硬質相に等しい面積を有する円の直径をいい、その測定方法は後述する。
【0030】
（８）不可避的不純物
前記のように、硬質相、γ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、γ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。
【0031】
（９）各相の界面長の比率
相の全界面長とは、当該相と他の相との界面の長さをいう。
硬質相の全界面長に占める「硬質相と結合相との界面」（硬質相／結合相）の界面長の比率および、
γ相の全界面長に占める「γ相と結合相との界面」（γ相／結合相）の界面長の比率
が共に０．４５～０．５５であり、
γ相の全界面長に占める「γ相とγ相との界面」（γ相／γ相）の界面長の比率が０．２５～０．３０、
であることが好ましい。
これらの比率を満足すると、切削工具として使用したときに耐欠損性および耐塑性変形性がより一層向上する。
相の全界面長とは、当該相と他の相との界面の長さをいう。
硬質相の全界面長に占める「硬質相と結合相との界面」（硬質相／結合相）の界面長の比率および、
γ相の全界面長に占める「γ相と結合相との界面」（γ相／結合相）の界面長の比率
が共に０．４５～０．５５であり、
γ相の全界面長に占める「γ相とγ相との界面」（γ相／γ相）の界面長の比率が０．２５～０．３０、
であることが好ましい。
これらの比率を満足すると、切削工具として使用したときに耐欠損性および耐塑性変形性がより一層向上する。
【0032】
２．測定方法
切削工具用超硬合金全体の組成、γ相に含まれるＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、ＴａおよびＷの平均の原子数比、硬質相およびγ相の平均粒径、および、界面長は次のようにして測定する。
切削工具用超硬合金全体の組成、γ相に含まれるＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、ＴａおよびＷの平均の原子数比、硬質相およびγ相の平均粒径、および、界面長は次のようにして測定する。
【0033】
（１）切削工具用超硬合金全体の組成
切削工具用超硬合金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。そしてこの鏡面加工面に対して、フィールドエミッション走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により（各視野の大きさは、例えば、２５μｍ（縦）、×２５μｍ（横）の正方形）、複数視野の観察を行い（例えば、倍率４０００倍、５視野）、電子プローブマイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用いて面分析を行って、視野毎に組成を測定する。ここで、ＥＰＭＡのビーム径は１μｍが例示できる。そして、各視野で得られた合金組成を平均し合金全体の組成を求める。
切削工具用超硬合金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。そしてこの鏡面加工面に対して、フィールドエミッション走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により（各視野の大きさは、例えば、２５μｍ（縦）、×２５μｍ（横）の正方形）、複数視野の観察を行い（例えば、倍率４０００倍、５視野）、電子プローブマイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用いて面分析を行って、視野毎に組成を測定する。ここで、ＥＰＭＡのビーム径は１μｍが例示できる。そして、各視野で得られた合金組成を平均し合金全体の組成を求める。
【0034】
（２）γ相に含まれるＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、ＴａおよびＷの平均の原子数比
まず、以下の測定により硬質相、γ相および結合相を鑑別する。
１）前記切削工具用超硬合金全体の組成を測定する鏡面加工面に対して、鏡面加工面に１視野として、例えば、２４μｍ（縦）×７２μｍ（横）の長方形の観察視野を設定し、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（ＥＢＳＤ測定装置（例えば、ＥＤＡＸ／ＴＳＬ社（現ＡＭＥＴＥＫ社）製ＯＩＭ Ｄａｔａ Ｃｏｌｌｅｃｔｉｏｎ））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）で加速電圧１５ｋＶにて、測定点間隔を５０ｎｍとして、ＥＢＳＤパターンの取込みとＥＤＳデータの同時取込みを行う。
まず、以下の測定により硬質相、γ相および結合相を鑑別する。
１）前記切削工具用超硬合金全体の組成を測定する鏡面加工面に対して、鏡面加工面に１視野として、例えば、２４μｍ（縦）×７２μｍ（横）の長方形の観察視野を設定し、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（ＥＢＳＤ測定装置（例えば、ＥＤＡＸ／ＴＳＬ社（現ＡＭＥＴＥＫ社）製ＯＩＭ Ｄａｔａ Ｃｏｌｌｅｃｔｉｏｎ））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）で加速電圧１５ｋＶにて、測定点間隔を５０ｎｍとして、ＥＢＳＤパターンの取込みとＥＤＳデータの同時取込みを行う。
【0035】
ＥＢＳＤパターンの解析に用いるソフトウェアとして、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が例示できる。
【0036】
２）ＥＢＳＤパターンの解析からｈｃｐ結晶構造を有する相であると判断されるものを硬質相とする。ｆｃｃ相と同定された全ての測定点から、検出されたＣｏおよびＮｉのＥＤＳカウント値の平均値を算出し、平均値より高いＣｏとＮｉのＥＤＳカウント値を有するｆｃｃ相と同定された測定点を結合相とし、結合相とされない残りの測定点をγ相とする。
【0037】
３）ここで、隣接するＥＢＳＤの測定点の測定結果が同一の相である場合は、両測定点から得られた方位の差が５度以上であったときのみ、それらの測定点の間（中間）を相の界面とする。なお、界面は相の外周のみならず内周にも存在することがあり、界面長は外周と内周の両方の界面の長さの和である。
【0038】
４）このようにして決定されたγ相に対して、１観察視野当たり異なる４個のγ相に対してＥＰＭＡ分析（ビーム径は１μｍが例示できる）を行って、各γ相に含まれるＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、ＴａおよびＷの原子数比を求め、５個の観察視野で得た少なくとも２０個の測定値を平均し、ａａｖｇ、ｂａｖｇ、ｃａｖｇ、ｄａｖｇおよびｅａｖｇを求める。１個の観察視野の中のγ相の個数が４個未満であるときは、測定するγ相の総数が少なくとも２０個となるように観察視野数を増やし、ａａｖｇ、ｂａｖｇ、ｃａｖｇ、ｄａｖｇおよびｅａｖｇを求める。
【0039】
（３）硬質相およびγ相の平均粒径
前述のＥＢＳＤパターンを測定・解析を行いながら、硬質相およびγ相と鑑別された相に対して、平均粒径を測定する。各相の平均粒径は、相毎に少なくとも３００個の面積を求め、その面積に等しい円の直径を算出して平均することにより行う。平均粒径の測定および後述する界面長の測定に使用するソフトウェアとして、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。
前述のＥＢＳＤパターンを測定・解析を行いながら、硬質相およびγ相と鑑別された相に対して、平均粒径を測定する。各相の平均粒径は、相毎に少なくとも３００個の面積を求め、その面積に等しい円の直径を算出して平均することにより行う。平均粒径の測定および後述する界面長の測定に使用するソフトウェアとして、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。
【0040】
（４）界面長
前述のＥＢＳＤパターンを測定・解析を行いながら、平均粒径を求めるものと同じ視野において、硬質相およびγ相の全界面長、並びに硬質相／硬質相、硬質相／結合相、硬質相／γ相、結合相／結合相、結合相／γ相およびγ相／γ相の各界面長を求める。これら界面長の測定には、硬質相、γ相、および結合相の全視野における総数がそれぞれ３００個以上となるように観察視野数を設定する。
そして、複数の測定視野で得られた測定値を基にして、硬質相の全界面長に占める硬質相と結合相との界面の界面長の比率と、γ相の全界面長に占めるγ相と結合相との界面の界面長の比率、およびγ相の全界面長に占めるγ相とγ相との界面の界面長の比率を算出する。
前述のＥＢＳＤパターンを測定・解析を行いながら、平均粒径を求めるものと同じ視野において、硬質相およびγ相の全界面長、並びに硬質相／硬質相、硬質相／結合相、硬質相／γ相、結合相／結合相、結合相／γ相およびγ相／γ相の各界面長を求める。これら界面長の測定には、硬質相、γ相、および結合相の全視野における総数がそれぞれ３００個以上となるように観察視野数を設定する。
そして、複数の測定視野で得られた測定値を基にして、硬質相の全界面長に占める硬質相と結合相との界面の界面長の比率と、γ相の全界面長に占めるγ相と結合相との界面の界面長の比率、およびγ相の全界面長に占めるγ相とγ相との界面の界面長の比率を算出する。
【実施例0041】
本発明の工具用超硬合金を切削工具（旋削加工用インサート）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。
【0042】
まず、焼結用の粉末として、粒径範囲が１．５～６．０μｍのＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、Ｎｉ粉末、Ｃｒ３Ｃ２粉末、ＴｉＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＮｂＣ粉末及びＴａＣ粉末を用意した。
【0043】
次に、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、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た。
【0044】
つづいて、これらの圧粉成形体を、所定の温度で所定時間保持する液相焼結（本焼結）工程を行った。本実施例では、表２に示す条件、すなわち、０．１Ｐａ以下の真空雰囲気中、１４４０℃の保持温度範囲まで加熱し該保持温度で２時間保持、または、１４７０℃の保持温度範囲まで加熱し該保持温度で１時間保持をして本焼結した。その後、炉内を０．１Ｐａ以下の真空雰囲気に維持し、１２００℃まで１～５℃／分で冷却し、０．１Ｐａ以下の真空雰囲気下のままとし１２００℃で１０～２０時間保持した（冷却速度、保持時間は表２に記載している）。そして、表３に示す超硬合金１～１０（以下、実施例１～１０という）を作製した。
【0045】
比較のために、比較例の超硬合金１’～９’（以下、比較例１’～９’という)を製造した。
その製造工程は、実施例１～１０の製造工程において、前記合金組成が外れたもの、本焼結後の冷却速度が５℃／分を超えるもの、および／または、１２００℃での保持時間が１０時間未満のものである。
その製造工程は、実施例１～１０の製造工程において、前記合金組成が外れたもの、本焼結後の冷却速度が５℃／分を超えるもの、および／または、１２００℃での保持時間が１０時間未満のものである。
【0046】
すなわち、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、表２に示す条件、すなわち、０．１Ｐａ以下の真空雰囲気中、１４４０℃の保持温度範囲まで加熱し該保持温度で２時間保持、または、１４７０℃の保持温度範囲まで加熱し該保持温度で１時間保持をして本焼結し、その後、炉内を０．１Ｐａ以下の真空雰囲気に維持し、１２００℃まで１～１０℃／分で冷却し、１２００℃で０～２０時間保持し、表４に示す比較例１’～９’を作製した。
【0047】
実施例１～１０および比較例１’～９’の超硬合金の断面について、前述のとおりの測定を行い、それぞれ、表３および表４に記載されている各測定値を得た。
なお、表３および４における硬質相／結合相比率、γ相／結合相、γ相／γ相とは、それぞれ、硬質相の全界面長に占める硬質相と結合相との界面の界面長の比率、γ相の全界面長に占めるγ相と結合相との界面の界面長の比率、γ相の全界面長に占めるγ相とγ相との界面の界面長の比率をいう。
なお、表３および４における硬質相／結合相比率、γ相／結合相、γ相／γ相とは、それぞれ、硬質相の全界面長に占める硬質相と結合相との界面の界面長の比率、γ相の全界面長に占めるγ相と結合相との界面の界面長の比率、γ相の全界面長に占めるγ相とγ相との界面の界面長の比率をいう。
【0048】
【表1】
【0049】
表１において、「－」は配合しなかったことを示す。
【0050】
【表2】
【0051】
【表3】
【0052】
実施例および比較例のいずれも不可避不純物の含有量は前述の好ましい範囲にあったことを確認した。
【0053】
【表4】
【0054】
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、前記実施例６～１０および比較例６’～９’の表面に、表５に示す平均層厚の被覆層をＣＶＤ法で被覆形成した。
【0055】
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’～９’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。
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’～９’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。
【0056】
［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℃
【0057】
［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℃
【0058】
［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℃
【0059】
【表5】
【0060】
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’～９’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、切刃の損耗状態を観察した。
【0061】
切削試験１：合金鋼（ＪＩＳ・ＳＮＣＭ４３９）の丸棒（直径２００ｍｍ）の乾式外径旋削加工
被削材：ＪＩＳ・ＳＮＣＭ４３９
切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ
切り込み：１．０ｍｍ
送り：０．９ｍｍ／ｒｅｖ
切削時間：１分
被削材：ＪＩＳ・ＳＮＣＭ４３９
切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ
切り込み：１．０ｍｍ
送り：０．９ｍｍ／ｒｅｖ
切削時間：１分
【0062】
切削試験２：合金鋼（ＪＩＳ・ＳＮＣＭ４３９）の丸棒（直径２００ｍｍ）の乾式外径旋削加工
被削材：ＪＩＳ・ＳＮＣＭ４３９
切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ
切り込み：１．０ｍｍ
送り：１．２ｍｍ／ｒｅｖ
切削時間：１分
被削材：ＪＩＳ・ＳＮＣＭ４３９
切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ
切り込み：１．０ｍｍ
送り：１．２ｍｍ／ｒｅｖ
切削時間：１分
【0063】
前記切削加工試験１、２後の、切刃の逃げ面塑性変形量を測定するとともに、切刃の損耗状態を観察した。なお、切刃の逃げ面塑性変形量は、工具の主切刃側逃げ面について、切刃（７）から十分離れた位置で主切刃側逃げ面（６）とすくい面（５）が交差する稜線上に線分（９）を引き、同線分を切刃部方向に延伸し、延伸した線分と切刃部稜線間の距離（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、切刃の逃げ面塑性変形量（８）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（図２を参照）。
【0064】
切削試験１の結果を表６に、切削試験２の結果を表７にそれぞれ示す。
なお、表６および表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。
なお、表６および表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。
【0065】
【表6】
【0066】
【表7】
【0067】
切削試験１の結果を示す表６および切削試験２の結果を示す表７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、優れ靭性、耐塑性変形性を発揮した。これに対して、比較例は、いずれも、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】
【0068】
１ 結合相
２ 硬質相
３ γ相
４ γ相とγ相の界面
５ すくい面
６ 主切刃側逃げ面
７ 切刃
８ 切刃の逃げ面塑性変形量
９ 延伸した線分
２ 硬質相
３ γ相
４ γ相とγ相の界面
５ すくい面
６ 主切刃側逃げ面
７ 切刃
８ 切刃の逃げ面塑性変形量
９ 延伸した線分
【図1】
【図2】