特許 7385351 快削性超硬合金

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】

(24)【登録日】2023-11-14

(45)【発行日】2023-11-22

(54)【発明の名称】快削性超硬合金

(51)【国際特許分類】

   C22C 29/08 20060101AFI20231115BHJP

   B23B 27/14 20060101ALI20231115BHJP

   C22C 1/051 20230101ALN20231115BHJP

【ＦＩ】

C22C29/08

B23B27/14 B

C22C1/051 G

【請求項の数】 4

(21)【出願番号】P 2018164418

(22)【出願日】2018-09-03

(65)【公開番号】P2020037716

(43)【公開日】2020-03-12

【審査請求日】2021-06-29

【審判番号】

【審判請求日】2022-12-16

(73)【特許権者】

【識別番号】390002521

【氏名又は名称】ダイジ▲ェ▼ット工業株式会社

(74)【代理人】

【識別番号】100087572

【弁理士】

【氏名又は名称】松川 克明

(72)【発明者】

【氏名】小坂田 宏造

(72)【発明者】

【氏名】森 章司

(72)【発明者】

【氏名】長田 昌文

(72)【発明者】

【氏名】谷口 正樹

(72)【発明者】

【氏名】河村 知紘

(72)【発明者】

【氏名】手塚 一博

【合議体】

【審判長】井上 猛

【審判官】土屋 知久

【審判官】佐藤 陽一

(56)【参考文献】

【文献】特開２００５－３４２７４４（ＪＰ，Ａ）

【文献】中国特許出願公開第１０６３９９７９２（ＣＮ，Ａ）

【文献】特開２００８－２０１０８０（ＪＰ，Ａ）

【文献】特開２００６－１４４０８９（ＪＰ，Ａ）

【文献】特開２００３－２６８４８０（ＪＰ，Ａ）

(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)

B22F1/00-8/00

B22F10/00-12/90

C22C1/04-1/05

C22C29/08

C22C33/02

B23B27/00-29/34

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

炭化タングステンを主成分とする硬質相と、鉄族元素を主成分とする金属結合相とを有する超硬合金に、硼素又は硼化物の少なくとも１種以上が含有された快削性超硬合金において、平均粒径が２．２～５．０μｍの炭化タングステンを原料に用い、前記の金属結合相の主成分がコバルトであり、超硬合金中におけるコバルトの含有量が５～３５重量％の範囲内であり、前記の硼素又は硼化物の少なくとも１種以上が、硼素元素に換算して０．０２～０．１重量％の範囲で含有されていることを特徴とする快削性超硬合金。

【請求項2】

請求項１に記載の快削性超硬合金において、前記の超硬合金中におけるコバルトの含有量が１５～３５重量％の範囲内であることを特徴とする快削性超硬合金。

【請求項3】

請求項１又は請求項２に記載の快削性超硬合金において、前記の硬質相に含まれる炭化タングステンの０～３５重量％を、タングステンを除く周期律表第ＩＶａ，Ｖａ，ＶＩａ族の遷移金属の炭化物、窒化物及び炭窒化物の少なくとも１種以上で置き換えたことを特徴とする快削性超硬合金。

【請求項4】

請求項３に記載の快削性超硬合金において、前記の硬質相に含まれる炭化タングステンを、タングステンを除く周期律表第ＩＶａ，Ｖａ，ＶＩａ族の遷移金属の炭化物、窒化物及び炭窒化物の少なくとも１種以上で置き換える量を１０重量％以下にしたことを特徴とする快削性超硬合金。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、炭化タングステンを主成分とする硬質相と、鉄族元素を主成分とする金属結合相とを有する超硬合金において、超硬合金における被削性等の切削加工性を向上させた快削性超硬合金に関するものである。

【背景技術】

【0002】

従来から、超硬合金を加工して各種の工具を製造することが行われており、このように超硬合金を加工する場合、超硬合金の硬度が高いため、一般に鋼や非鉄金属などのように切削加工を行うことが困難であった。

【0003】

このため、超硬合金を加工するにあたって、従来においては、研削加工や放電加工が主体であり、高能率で低コストな切削加工が行える鋼や非鉄金属などと比較すると、その加工時間およびコストが膨大になるという問題があった。

【0004】

また、焼入れ鋼と同程度の比較的硬度が低い超硬合金においては、以前から高価な単結晶ダイヤモンド工具を用いて旋削加工することも行われているが、その場合においても、切削速度が極めて遅く、加工能率は低いものであった。

【0005】

また、近年においては、工作機械の進歩により、単結晶ダイヤモンド工具よりは安価なダイヤモンド焼結体やＣＢＮ焼結体のエンドミルを用いて、超硬合金を高速で転削加工することが試みられているが、ダイヤモンド焼結体やＣＢＮ焼結体を用いた工具の摩耗が著しく、超硬合金を充分に転削加工することは依然として困難な状況にあった。

【0006】

さらに、超硬合金を切削加工する切削工具の材料に関しても、一層高硬度なダイヤモンド焼結体やダイヤモンドコ－ティングを施した工具などの開発が精力的に行われているが、トータルコストの点で、研削加工や放電加工を凌ぐまでの成果が得られる状況には至っていない。

【0007】

このように、超硬合金を切削等によって加工するために、工作機械や工具の開発および改善などの加工技術の研究は精力的に行われているが、超硬合金は、主に鉄鋼・非鉄金属を加工するための工具に使用される材料であり、一般に非常に硬く脆い材料であり、これまで、超硬合金自体を容易に加工できるようにするため、超硬合金自体の加工性を改善するという技術は提案されていない。

【0008】

一方、従来においては、特許文献１に示されるように、長時間使用しても焼き付きやクラック等が発生しない自己潤滑超硬合金として、ＨＩＰ処理を施すことにより、開気孔部を有する超硬合金焼結体の表層部において、無機系潤滑性粉末として、黒鉛化炭素含有物、二硫化タングステン、二硫化モリブデンおよび窒化硼素よりなる群から選択される少なくとも一種を含有させるようにしたものが提案されている。しかし、この特許文献１のものにおいては、超硬合金自体を容易に加工できるように切削加工性等を改善するという技術は示されていない。

【0009】

また、特許文献２に示されるように、金属粉末の熱間静水圧プレスにより製造された実質上空孔のない成形体に対して、固体潤滑剤として、二硫化モリブデンまたは窒化ホウ素の粉末を均一に分散させて含有させ、自己潤滑性を確保させた自己潤滑性金属が提案されている。しかし、この特許文献２のものにおいても、前記の特許文献１のものと同様に、超硬合金自体を容易に加工できるように切削加工性等を改善するという技術は示されていない。

【0010】

また、特許文献３においては、ＷＣ基超硬合金の表面を硼化処理して、結合金属成分を減少、または硼化相とすることにより、被削材に対する耐溶着性を改良させるようにしたものが提案されている。しかし、この特許文献２のものにおいても、前記の特許文献１、２のものと同様に、超硬合金自体を容易に加工できるように切削加工性等を改善するという技術は示されていない。

【0011】

また、特許文献４においては、超硬合金やサーメット合金を粉末冶金法で製造する際の表面性状につき、焼結工程において、結合相が主成分で構成された表面層が形成されないようにするため、硬質相と、３～３０重量％の鉄系金属の１種以上からなる結合相と、残部は不可避不純物からなる硬質材料において、前記硬質相は、炭化タングステンと、周期律表ＩＶａ，Ｖａ，ＶＩａ族遷移金属と炭素、窒素、酸素および硼素から選択される１種以上との化合物または固溶体相の１種以上を０．１～５０重量％とを、焼結温度まで適切な雰囲気中で加熱する工程を行った後、これを冷却させる工程を、焼結温度から少なくとも１１００℃までは０．０１～４５ｋＰａの圧力の水素雰囲気中で行うようにしたものが提案されている。しかし、この特許文献４のものにおいても、前記の特許文献１～３のものと同様に、超硬合金自体を容易に加工できるように切削加工性等を改善するという技術は示されていない。

【0012】

また、特許文献５においては、高硬度で耐摩耗性に優れると共に耐食性にも優れ、切削工具，耐摩耗性工具，耐食性工具及び各種の部品に好適に使用できるＷＣを主成分とする超硬合金を提供するにあたり、ＷＣを主成分とする超硬合金において、この超硬合金中に結合相を構成するＮｉを１０～２０重量％、金属の硼化物を０．２～５．０重量％の範囲で含有させると共に、Ｃｒの炭化物を、結合相を構成する上記のＮｉに対して５０～１５０重量％の範囲で含有させるようにしたものが提案されている。しかし、この特許文献５のものにおいても、前記の特許文献１～４のものと同様に、超硬合金自体を容易に加工できるように切削加工性等を改善するという技術は示されていない。

【0013】

また、特許文献６においては、機械的な強度を維持しつつ、工具基体を構成する超硬合金の潤滑性を向上させるように、炭化タングステンの粒子間を結合金属により焼結結合した超硬合金において、上記炭化タングステンの粒子間を結合する結合金属中に、六方晶窒化ホウ素（ｈ－ＢＮ）を分散形成して低摩擦化性能を向上させた超硬合金が提案されている。しかし、この特許文献６のものにおいても、前記の特許文献１～５のものと同様に、超硬合金自体を容易に加工できるように切削加工性等を改善するという技術は示されていない。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0014】

【文献】特開平７－１８８７０８号公報

【文献】特開平１１－２４１１２９号公報

【文献】特開平８－１１８１１０号公報

【文献】特開２００３－１４２０５号公報

【文献】特開２００１－２９４９６９号公報

【文献】特開２０１４－３７６１２号公報

【発明の開示】

【発明が解決しようとする課題】

【0015】

本発明は、炭化タングステンを主成分とする硬質相と、鉄族元素を主成分とする金属結合相とを有する超硬合金において、超硬合金自体を容易に加工できるように切削加工性等を改善することを課題とするものである。

【0016】

すなわち、本発明は、炭化タングステンを主成分とする硬質相と、鉄族元素を主成分とする金属結合相とを有する超硬合金において、超硬合金における被削性等の切削加工性を向上させた快削性超硬合金を提供することを課題とするものである。

【課題を解決するための手段】

【0017】

本発明に係る快削性超硬合金においては、上記のような課題を解決するため、炭化タングステンを主成分とする硬質相と、鉄族元素を主成分とする金属結合相とを有する超硬合金に、硼素又は硼化物の少なくとも１種以上が含有された快削性超硬合金において、平均粒径が２．２～５．０μｍの炭化タングステンを原料に用い、前記の金属結合相の主成分がコバルトであり、超硬合金中におけるコバルトの含有量が５～３５重量％の範囲内であり、前記の硼素又は硼化物の少なくとも１種以上が、硼素元素に換算して０．０２～０．１重量％の範囲で含有されるようにした。

【0018】

ここで、本発明に係る快削性超硬合金において、前記のように超硬合金に、硼素又は硼化物の少なくとも１種以上が、硼素元素に換算して０．０２～０．１重量％の範囲で含有されるようにしたのは、含有される硼素元素の量が少ないと、この超硬合金における切削加工性を十分に向上させることができず、この超硬合金を切削加工するのに使用する切削工具の摩耗量を充分低下させることができなくなる。一方、含有される硼素元素の量が多くなりすぎると、超硬合金の内部に空隙が発生し易くなり、超硬合金としての十分な硬度と強度が得られなくなるためである。

【0019】

そして、本発明に係る快削性超硬合金においては、さらに被削性等の切削加工性を向上させると共に、超硬合金としてさらに十分な硬度と強度が得られるようにするため、超硬合金中に含有させる前記の硼素又は硼化物の少なくとも１種以上を、硼素元素に換算して０．０２～０．１重量％の範囲で含有させるようにした。

【0020】

ここで、本発明に係る快削性超硬合金において、前記の金属結合相の主成分としては一般にコバルトが用いられ、この超硬合金において、十分な硬度、強度及び靱性が得られるようにするためには、この超硬合金中における金属結合相に用いるコバルトの量を５～３５重量％の範囲内にすることが好ましく、さらに、超硬合金中におけるコバルトの量を１５～３５重量％の範囲内にすることがより好ましい。

【0021】

また、本発明に係る快削性超硬合金においては、前記の硬質相に含まれる炭化タングステンの０～３５重量％を、タングステンを除く周期律表第ＩＶａ，Ｖａ，ＶＩａ族の遷移金属の炭化物、窒化物及び炭窒化物の少なくとも１種以上で置き換えたものを用いることができる。そして、炭化タングステンを、例えば、ＣｒやＶの炭化物で置換させた場合には、炭化タングステンの粒子の成長を抑制して、微細な組織をもった超硬合金を得ることができ、またＴａやＮｂやＴｉの炭化物、窒化物及び炭窒化物で置換させた場合には、従来の超硬合金の場合と同様に、高温領域での特性が向上させることができるようになる。但し、本発明に係る快削性超硬合金において、超硬合金における切削加工性を十分に向上させて快削性を高める点からは、炭化タングステンを、タングステンを除く周期律表第ＩＶａ，Ｖａ，ＶＩａ族の遷移金属の炭化物、窒化物及び炭窒化物の少なくとも１種以上で置き換える量を１０重量％以下にすることが好ましい。

【0022】

そして、本発明に係る快削性超硬合金において、前記のように硼素又は硼化物の少なくとも１種以上を、硼素元素に換算して０．０２～０．１重量％の範囲で含有させるようにした場合に、超硬合金の被削性が向上する機構は充分に解明されていないが、要因のひとつとして、この超硬合金を切削加工する場合等に、硬質相に含まれる主成分である炭化タングステンの破砕性が向上すると考えられる。

【0023】

ここで、後述する本発明の実施例２６における超硬合金を用い、図１においては、この実施例２６の超硬合金の表面に鏡面加工を施した場合における表面の電子顕微鏡観察像を示し、図２においては、前記の鏡面加工を施した超硬合金の表面を多結晶焼結ダイヤモンド製エンドミルで転削加工した後の表面の電子顕微鏡観察像を示し、図３においては、前記のように転削加工した超硬合金の表面に鏡面加工を施した場合における表面の電子顕微鏡観察像を示した。

【0024】

この結果、転削加工を行う前の超硬合金の表面においては、図１に示すように、硬質相における炭化タングステンは明瞭な角をもった形状を呈しているが、この超硬合金の表面を多結晶焼結ダイヤモンド製エンドミルで転削加工した後の表面及びこれを鏡面加工した超硬合金の表面においては、図２及び図３に示すように、炭化タングステンの大半は粉砕、破壊していることが分かる。そして、このように硬質相の主成分となる炭化タングステンの多くが粉砕、破壊しているため、炭化タングステンの破砕性が向上して、この超硬合金を切削加工する場合における被削性が向上すると考えられる。

【発明の効果】

【0025】

本発明における快削性超硬合金においては、炭化タングステンを主成分とする硬質相と、鉄族元素を主成分とする金属結合相とを有する超硬合金に、硼素又は硼化物の少なくとも１種以上が含有された快削性超硬合金において、平均粒径が２．２～５．０μｍの炭化タングステンを原料に用い、前記の金属結合相の主成分がコバルトであり、超硬合金中におけるコバルトの含有量が５～３５重量％の範囲であり、前記の硼素又は硼化物の少なくとも１種以上が、硼素元素に換算して０．０２～０．１重量％の範囲で含有させるようにしたため、この超硬合金を切削加工した場合に、前記のように硬質相の主成分となる炭化タングステンの多くが粉砕、破壊した状態になる。

【0026】

この結果、本発明においては、炭化タングステンを主成分とする硬質相と、鉄族元素を主成分とする金属結合相とを有する超硬合金において、超硬合金における被削性等の切削加工性を向上させた快削性超硬合金を得ることができる。

【図面の簡単な説明】

【0027】

【図1】本発明の実施例２６に示すようにして得た超硬合金の表面を鏡面加工した場合における表面の電子顕微鏡観察像を示した図である。

【図2】前記の実施例２６において、鏡面加工を施した超硬合金の表面を多結晶焼結ダイヤモンド製エンドミルで転削加工した後の表面の電子顕微鏡観察像を示した図である。

【図3】前記の実施例２６において、鏡面加工を施した超硬合金の表面を多結晶焼結ダイヤモンド製エンドミルで転削加工した後の表面を鏡面加工した場合における表面の電子顕微鏡観察像を示した図である。

【図4】本発明の実施例、参考例及び比較例の超硬合金を用いて条件１、２における快削性を調べるにあたり、実施例及び比較例の超硬合金の焼結体を外径５０ｍｍ、内径１０ｍｍ、高さ１００ｍｍの円筒状に研削加工した被削材を示した概略斜視図である。

【図5】本発明の実施例、参考例及び比較例の超硬合金を用いて条件３における快削性を調べるにあたり、実施例、参考例及び比較例の超硬合金の焼結体を縦５０ｍｍ、横５０ｍｍ、高さ５０ｍｍになった正方体状に研削加工した被削材を示した概略斜視図である。

【発明を実施するための最良の形態】

【0028】

以下、この発明の実施形態に係る快削性超硬合金を、具体的な実施例を挙げて説明する。なお、この発明における快削性超硬合金は、特に下記の実施形態に示した実施例のものに限定されず、その要旨を変更しない範囲において適宜変更して実施できるものである。

【0029】

（参考例１，２，６，７、実施例３～５及び比較例１～７）
参考例１，２，６，７、実施例３～５及び比較例１～７においては、超硬合金に硼化物のＷＢを硼素元素に換算して０．００５～０．５重量％の範囲で含有させた実施例１～７のものと、硼素を含有させなかった比較例１のものと、超硬合金に硼化物のＷＢを硼素元素に換算して前記の範囲外で含有させた比較例２～７のものとを用い、機械的特性および被削性を比較するようにした。

【0030】

ここで、参考例１，２，６，７、実施例３～５及び比較例１～７においては、超硬合金の原料粉末として、下記の表１に示すように、平均粒径が５．０μｍのＷＣ粉末と、平均粒径が４．５μｍのＷＢ粉末と、平均粒径が１．５μｍのＣｏ粉末とを用い、これらを同表に示す配合組成（重量％）になるように配合させた。なお、下記の表１において、ＷＣの配合組成は、他の超硬合金の原料であるＷＢやＣｏを除いた残量であって「残」として示した。また、ＷＢの配合組成については、超硬合金全体に対する硼素元素だけを換算した硼素含有量（重量％）も合わせて示した。

【0031】

そして、下記の表１に示す配合組成に配合させた前記の各超硬合金の原料粉末に対して、混合溶剤としてアセトンを使用し、超硬合金製ボールを用いたボールミルによってそれぞれ４８時間混合させた後、各混合物に対してそれぞれ２重量％のパラフィンを添加した後、これらを乾燥させて、実施例１～７及び比較例１～７に用いる各超硬合金用の粉末を得た。

【0032】

次いで、前記の各超硬合金用の粉末を、それぞれ所定の形状に９８ＭＰａの圧力でプレス成形した後、アルゴンガス雰囲気中で１００Ｐａの減圧下において、下記の表１に示すように、１３７０℃の温度で６０分間焼結させて、参考例１，２，６，７、実施例３～５及び比較例１～７の各超硬合金の焼結体を得た。

【0033】

【表1】

【0034】

そして、前記のようにして得た参考例１，２，６，７、実施例３～５及び比較例１～７の各超硬合金における焼結体の密度（ｇ／ｃｍ³）、ビッカース（Ｈｖ）硬さ（ＧＰａ）、抗折力（ＧＰａ）、破壊靱性値（ＭＰａｍ^1/2）を測定し、その測定結果を下記の表２に示した。ここで、表２に示した密度は日本機械工具工業会規格ＴＡＳ ００５２に基づいて、Ｈｖ硬さはＪＩＳ Ｚ ２２４４:２００９に基づいて、抗折力は日本機械工具工業会規格ＴＡＳ ００５０に基づいて、破壊靱性値はＪＩＳ Ｒ １６０７:２０１５に基づいて測定した値である。

【0035】

【表2】

【0036】

この結果、超硬合金に硼化物のＷＢを硼素元素に換算して０．００５～０．５重量％の範囲で含有させた参考例１，２，６，７、実施例３～５の各超硬合金及び硼素元素の含有量が本発明の範囲の範囲より少ない比較例２～４の各超硬合金は、硼素を含有させていない比較例１の超硬合金と、密度、Ｈｖ硬さ、抗折力、破壊靱性値の機械的特性において大きな差は認められず、超硬合金に硼素元素を０．５重量％以下になるように含有させた場合には、超硬合金における機械的特性への影響はなく、硼素を含有させていない従来の超硬合金と同様に、工具素材などに適応できるものであった。一方、硼素元素の含有量が本発明の範囲より多い０．６重量％になった比較例５の超硬合金においては、特に、超硬合金における抗折力の低下が大きくなっており、さらに硼素元素の含有量が０．８重量％以上になった比較例６、７の超硬合金においては、超硬合金の内部における空隙が多くなって、Ｈｖ硬さ、抗折力、破壊靱性値を測定することができなかったため、表２においては計測不能として示した。

【0037】

次に、前記の参考例１，２，６，７、実施例３～５及び比較例１～７の各超硬合金を使用し、下記の条件１～３に示すように、それぞれ被削材を所定の形状に成形すると共に、それぞれの切削条件で切削加工を行った結果を下記の表３に示した。

【0038】

ここで、条件１、２においては、参考例１，２，６，７、実施例３～５及び比較例１～７の各超硬合金の焼結体に対して、ダイヤモンド砥石を使用して研削加工を行い、図４に示すように、それぞれ外径が５０ｍｍ、内径が１０ｍｍ、高さが１００ｍｍになった円筒状の被削材Ｗ１を作製した。

【0039】

次いで、条件１、２においては、前記のように作製した参考例１，２，６，７、実施例３～５及び比較例１～７の各超硬合金を用いた円筒状の各被削材Ｗ１をＮＣ旋盤にセットして回転させ、各被削材Ｗ１における外径が５０ｍｍ、内径が１０ｍｍになった円筒状の端面側を、多結晶ダイヤモンド（ＰＣＤ）(ダイヤモンド含有量９０重量％、Ｈｖ硬さ６０ＧＰａ)製のＩＳＯ規格ＳＮＧＮ１２０４０８チップを装着させたバイトを使用し、条件１では、切削速度を３０ｍ／ｍｉｎ、被削材Ｗ１の軸方向ｘの切込みを０．３ｍｍ、被削材Ｗ１の半径方向ｒの送りを０．１ｍｍ／ｒｅｖの条件で旋削加工を行い、また条件２では、切削能率を高めるように、切削速度を１００ｍ/ｍｉｎ、切込みを０．３ｍｍ、送りを０．２ｍｍ/ｒｅｖの条件で旋削加工を行った。そして、条件１、２においては、それぞれ切削長さ１０ｍごとに前記のＰＣＤチップにおける逃げ面の摩耗量及びチップの欠けを調べ、チップの摩耗量が０．３ｍｍになるまでの切削長さ（ｍ）を求め、その結果を下記の表３に示した。なお、比較例５～７の各超硬合金を用いて作製した各被削材においては、前記の条件１、２に示すようにして旋削加工をした場合に、これらの被削材やチップに欠けが発生して、チップの摩耗量を測定することができなかったため、計測不能として示した。

【0040】

また、条件３では、参考例１，２，６，７、実施例３～５及び比較例１～７の各超硬合金の焼結体に対して、ダイヤモンド砥石を使用して研削加工を行い、図５に示すように、それぞれ縦５０ｍｍ、横５０ｍｍ、高さ５０ｍｍになった正方体状の被削材Ｗ２を作製した。

【0041】

次いで、条件３においては、前記のように作製した参考例１，２，６，７、実施例３～５及び比較例１～７の各超硬合金を用いた正方体状の各被削材Ｗ２を、多結晶ダイヤモンド（ＰＣＤ）(ダイヤモンド含有量９０重量％、Ｈｖ硬さ６０ＧＰａ)製で半径１．０ｍｍのボールエンドミルを使用し、回転数を２００００ｍｉｎ^-1、送り速度ｖを７５ｍ/ｍｉｎ、ボールエンドミルの軸方向ｙの切込み深さを０．２ｍｍ、ボールエンドミルの半径方向ｚの切込み深さを０．１ｍｍの条件で転削加工を行った。そして、切削除去量１０ｍｍ³ごとに前記のＰＣＤ製ボールエンドミルの摩耗量及びチップの欠けを調べ、摩耗量が０．２ｍｍになるまでの切削除去量（ｍｍ³）を求め、その結果を表３に合わせて示した。なお、比較例５～７の各超硬合金を用いて作製した各被削材においては、前記の条件３に示すようにして転削加工をした場合に、これらの被削材やボールエンドミルに欠けが発生して、摩耗量が０．２ｍｍとなるまでの切削除去量（ｍｍ³）を求めることができなかったため、計測不能とし
て示した。

【0042】

【表3】

【0043】

この結果、超硬合金に硼化物のＷＢを硼素元素に換算して０．００５～０．５重量％の範囲で含有させた参考例１，２，６，７、実施例３～５の各超硬合金を用いたものは、超硬合金に硼素元素を含有させていない比較例１の超硬合金を用いたものに比べて、条件１に示した旋削加工におけるＰＣＤ製チップの摩耗量が０．３ｍｍになるまでの切削長さ（ｍ）が約２～７倍になっており、条件２に示した旋削加工におけるＰＣＤ製チップの摩耗量が０．３ｍｍになるまでの切削長さ（ｍ）が約２～７倍になっており、また条件３に示したＰＣＤ製ボールエンドミルの摩耗量が０．２ｍｍとなるまでの切削除去量（ｍｍ³）も約２～７倍になっていた。特に、超硬合金に硼化物のＷＢを硼素元素に換算して０．０１～０．２重量％の範囲で含有させた参考例２，６、実施例３～５の各超硬合金において、前記の条件１～３に示した値がさらに改善されており、特に、硼素元素に換算して０．０２～０．１重量％の範囲で含有させた実施例３～５の各超硬合金においては、前記の条件１～３に示した値がさらに大幅に改善されており、超硬合金における被削性等の切削加工性が大きく向上していた。

【0044】

一方、超硬合金に硼化物のＷＢを硼素元素に換算して０．００５重量％未満の０．０００５～０．００２重量％範囲で含有させた比較例２～４の各超硬合金においては、超硬合金に硼素元素を含有させていない比較例１の超硬合金を用いたものに対して、前記の条件１～３に示した値がほとんど改善されていなかった。なお、超硬合金に硼化物のＷＢを硼素元素に換算して０．５重量％を超える０．６重量％以上含有させた比較例５～７の各超硬合金においては、被削材等に欠けが発生して、計測不能であった。

【0045】

（参考例８，９、実施例１０～１３及び比較例８～１３）
参考例８，９、実施例１０～１３及び比較例８～１３においては、超硬合金の原料粉末として、下記の表４に示すように、平均粒径が１．０～５．０μｍのＷＣ粉末と、平均粒径が４．５μｍのＷＢ粉末と、平均粒径が１．５μｍのＣｏ粉末と、平均粒径が１．８μｍのＣｒ₃Ｃ₂粉末とを用い、これらを表４に示す配合組成（重量％）になるように配合させた。なお、下記の表４においても、ＷＣの配合組成は、他の超硬合金の原料を除いた残量であって「残」として示し、ＷＢについては、超硬合金全体に対する硼素元素だけを換算した硼素含有量（重量％）も合わせて示した。

【0046】

また、比較例８～１３においては、参考例８，９、実施例１０～１３に対してＷＢ粉末を添加させないようにして硼素元素を加えないようにし、それ以外の超硬合金の原料粉末については、表４に示すように、それぞれ対応する参考例８，９、実施例１０～１３に一致させるようにした。

【0047】

そして、下記の表４に示す配合組成に配合させた前記の各超硬合金の原料粉末に対して、前記の参考例１，２，６，７、実施例３～５及び比較例１～７の場合と同様に、混合溶剤としてアセトンを使用し、超硬合金製ボールを用いたボールミルによってそれぞれ４８時間混合させた後、各混合物に対してそれぞれ２重量％のパラフィンを添加した後、これらを乾燥させて、参考例８，９、実施例１０～１３及び比較例８～１３に用いる各超硬合金用の粉末を得た。

【0048】

次いで、前記の各超硬合金用の粉末を、それぞれ所定の形状に９８ＭＰａの圧力でプレス成形した後、アルゴンガス雰囲気中で１００Ｐａの減圧下において、下記の表４に示すように、１３００℃～１６００℃の所定の温度で６０分間焼結させて、参考例８，９、実施例１０～１３及び比較例８～１３の各超硬合金の焼結体を得た。また、金属結合相に用いるＣｏ粉末の量が少ない参考例８、９及び比較例８、９の各超硬合金の焼結体については、さらにアルゴンガス雰囲気中において、温度１４００℃、圧力１００ＭＰａの条件でＨＩＰ処理を行った。

【0049】

【表4】

【0050】

そして、前記のようにして得た参考例８，９、実施例１０～１３及び比較例８～１３の各超硬合金の焼結体に対して、前記の参考例１，２，６，７、実施例３～５及び比較例１～７の場合と同様にして、焼結体の密度（ｇ／ｃｍ³）、ビッカース（Ｈｖ）硬さ（ＧＰａ）、抗折力（ＧＰａ）、破壊靱性値（ＭＰａｍ^1/2）を測定し、その測定結果を下記の表５に示した。

【0051】

【表5】

【0052】

この結果、超硬合金中に硼化物のＷＢを硼素元素に換算して０．０４重量％の割合で含有させた参考例８，９、実施例１０～１３のものは、硼素を含有させなかった対応する比較例８～１３のものと、密度、Ｈｖ硬さ、抗折力、破壊靱性値の機械的特性において殆ど差は認められず、機械的特性への影響はなかった。

【0053】

次に、前記の参考例８，９、実施例１０～１３及び比較例８～１３の各超硬合金を使用し、前記の参考例１，２，６，７、実施例３～５、及び比較例１～７の場合と同様に、前記の条件１～３に示すように、それぞれ被削材を所定の形状に成形すると共に、それぞれの切削条件で切削加工を行った結果を下記の表６に示した。なお、比較例８、９の各超硬合金を用いて作製した各被削材においては、前記の条件１、２に示すようにして旋削加工をした場合に、これらの被削材やチップに欠けが発生して、条件１、２におけるチップの摩耗量を測定することができず、また、前記の条件３に示すようにして転削加工をした場合に、これらの被削材やボールエンドミルに欠けが発生して、摩耗量が０．２ｍｍとなるまでの切削除去量（ｍｍ³）を求めることができなかったため、計測不能として示した。

【0054】

【表6】

【0055】

そして、超硬合金に硼化物のＷＢを硼素元素に換算して０．０４重量％になるように含有させた参考例８，９、実施例１０～１３の各超硬合金を用いたものと、超硬合金に硼素元素を含有させていない点を除いて対応する比較例８～１３の超硬合金を用いたものとを比較した結果、表６に示すように、参考例８，９、実施例１０～１３の各超硬合金を用いたものは、条件１に示した旋削加工におけるＰＣＤ製チップの摩耗量が０．３ｍｍになるまでの切削長さ（ｍ）が、計測不能な比較例８、９を除いて、比較例１０～１３の超硬合金を用いたものの約６倍になっていた。また、条件２に示した旋削加工におけるＰＣＤ製チップの摩耗量が０．３ｍｍになるまでの切削長さ（ｍ）は、計測不能な比較例８、９を除いて、比較例１０～１３の超硬合金を用いたものの約５～６倍になっていた。さらに、条件３に示したＰＣＤ製ボールエンドミルの摩耗量が０．２ｍｍとなるまでの切削除去量（ｍｍ³）も、計測不能な比較例８、９を除いて、比較例１０～１３の超硬合金を用いたものの約６倍になっていた。

【0056】

このように、硼素元素が０．０４重量％になるように含有させた参考例８，９、実施例１０～１３の各超硬合金は、それぞれ対応する比較例８～１３の超硬合金に比べて、超硬合金における被削性等の切削加工性が大きく向上していた。

【0057】

（実施例１４～２２及び比較例１４～２２）
実施例１４～２２及び比較例１４～２２においては、超硬合金の硬質相におけるＷＣ粉末の一部を、Ｗ（タングステン）を除く周期律表第ＩＶａ，Ｖａ，ＶＩａ族の遷移金属の炭化物、窒化物及び炭窒化物の少なくとも１種以上の原料粉末で置き換え、また超硬合金の金属結合相におけるＣｏ粉末の他にＮｉ粉末を用いるようにし、前記のように超硬合金に所定量の硼素元素を含有させた実施例の超硬合金と、硼素元素を含有させなかった比較例の超硬合金とを比較するようにした。

【0058】

そして、実施例１４～２２及び比較例１４～２２においては、超硬合金の原料粉末として、下記の表７に示すように、平均粒径が２．２～５．０μｍのＷＣ粉末と、平均粒径が４．５μｍのＷＢ粉末と、平均粒径が１．５μｍのＣｏ粉末と、平均粒径が２．０μｍのＮｉ粉末と、平均粒径が１．８μｍのＣｒ₃Ｃ₂粉末と、平均粒径が２．２μｍのＶＣ粉末と、平均粒径が１．０μｍのＴａＣ粉末と、平均粒径が３．０μｍのＭｏ₂Ｃ粉末と、平均粒径が１．２μｍのＴｉＮ粉末と、平均粒径が１．２μｍのＴｉＣＮ（５：５）粉末とを用い、これらを表７に示す配合組成（重量％）になるように配合させた。なお、下記の表７においても、ＷＣの配合組成は、他の超硬合金の原料を除いた残量であって「残」として示し、ＷＢについては、超硬合金全体に対する硼素元素だけを換算した硼素含有量（重量％）も合わせて示した。

【0059】

また、比較例１４～２２においては、それぞれ対応する実施例１４～２２に対してＷＢ粉末を添加させないで硼素元素を加えないようにし、それ以外の超硬合金の原料粉末については、表７に示すように、対応する実施例１４～２２に一致させるようにした。

【0060】

そして、下記の表７に示す配合組成に配合させた前記の各超硬合金の原料粉末に対して、前記の参考例１，２，６，７、実施例３～５及び比較例１～７の場合と同様に、混合溶剤としてアセトンを使用し、超硬合金製ボールを用いたボールミルによってそれぞれ４８時間混合させた後、各混合物に対してそれぞれ２重量％のパラフィンを添加した後、これらを乾燥させて、実施例１４～２２及び比較例１４～２２に用いる各超硬合金用の粉末を得た。

【0061】

次いで、前記の各超硬合金用の粉末を、それぞれ所定の形状に９８ＭＰａの圧力でプレス成形した後、アルゴンガス雰囲気中で１００Ｐａの減圧下において、下記の表７に示すように、１３５０℃～１４００℃の所定の温度で６０分間焼結させて、実施例１４～２２及び比較例１４～２２の各超硬合金の焼結体を得た。

【0062】

【表7】

【0063】

そして、前記のようにして得た実施例１４～２２及び比較例１４～２２の各超硬合金の焼結体に対して、前記の参考例１，２，６，７、実施例３～５及び比較例１～７の場合と同様にして、焼結体の密度（ｇ／ｃｍ³）、ビッカース（Ｈｖ）硬さ（ＧＰａ）、抗折力（ＧＰａ）、破壊靱性値（ＭＰａｍ^1/2）を測定し、その測定結果を下記の表８に示した。

【0064】

【表8】

【0065】

この結果、超硬合金中に硼化物のＷＢを硼素元素に換算して０．０４重量％の割合で含有させた実施例１４～２２のものは、硼素を含有させなかった対応する比較例１４～２２のものと、密度、Ｈｖ硬さ、抗折力、破壊靱性値の機械的特性において殆ど差は認められず、機械的特性への影響はなかった。

【0066】

次に、前記の実施例１４～２２及び比較例１４～２２の各超硬合金を使用し、前記の参考例１，２，６，７、実施例３～５及び比較例１～７の場合と同様に、前記の条件１～３に示すように、それぞれ被削材を所定の形状に成形すると共に、それぞれの切削条件で切削加工を行った結果を下記の表９に示した。なお、比較例２０の超硬合金を用いて作製した被削材においては、前記の条件２に示すように旋削加工をした場合に、この被削材やチップに欠けが発生して、条件２におけるチップの摩耗量を測定することができなかったため、計測不能として示した。

【0067】

【表9】

【0068】

そして、前記のように超硬合金の硬質相におけるＷＣ粉末の一部を、Ｗを除く周期律表第ＩＶａ，Ｖａ，ＶＩａ族の遷移金属の炭化物、窒化物及び炭窒化物の少なくとも１種以上の原料粉末で置き換え、また金属結合相にＣｏ粉末の他にＮｉ粉末を用いた場合においても、超硬合金に硼化物のＷＢを硼素元素に換算して０．０４重量％になるように含有させた実施例１４～２２の各超硬合金を用いたものと、超硬合金に硼素元素を含有させていない点を除いて対応する比較例１４～２２の超硬合金を用いたものとを比較すると、表９に示すように、実施例１４～２２の各超硬合金を用いたものは、条件１に示した旋削加工におけるＰＣＤ製チップの摩耗量が０．３ｍｍになるまでの切削長さ（ｍ）が、比較例１４～２２の超硬合金を用いたものの４倍以上になっていた。また、条件２に示した旋削加工におけるＰＣＤ製チップの摩耗量が０．３ｍｍになるまでの切削長さ（ｍ）は、計測不能な比較例２０を除いて、比較例１４～１９、２１、２２の超硬合金を用いたものの４倍以上になっていた。さらに、条件３に示したＰＣＤ製ボールエンドミルの摩耗量が０．２ｍｍとなるまでの切削除去量（ｍｍ³）も、比較例１４～２２の超硬合金を用いたものの４倍以上になっていた。

【0069】

このように、超硬合金の硬質相におけるＷＣ粉末の一部を、Ｗを除く周期律表第ＩＶａ，Ｖａ，ＶＩａ族の遷移金属の炭化物、窒化物及び炭窒化物の少なくとも１種以上の原料粉末で置き換え、また金属結合相にＣｏ粉末の他にＮｉ粉末を用いた場合においても、硼素元素が０．０４重量％になるように含有させた実施例１４～２２の各超硬合金は、それぞれ対応する比較例１４～２２の超硬合金に比べて、超硬合金における被削性等の切削加工性が大きく向上していた。

【0070】

また、超硬合金の硬質相におけるＷＣ粉末の一部を、Ｗを除く周期律表第ＩＶａ，Ｖａ，ＶＩａ族の遷移金属の炭化物、窒化物及び炭窒化物の少なくとも１種以上の原料粉末で置き換え、また金属結合相にＣｏ粉末の他にＮｉ粉末を用いた実施例１４～２２の各超硬合金を使用した場合、一般に、ＷＣ粉末の一部を、Ｗを除く周期律表第ＩＶａ，Ｖａ，ＶＩａ族の遷移金属の炭化物、窒化物及び炭窒化物の少なくとも１種以上の原料粉末で置き換える量が増加するにつれて、前記の条件１～３に示す値が低下しており、実施例１４～１９に示すように、ＷＣ粉末の一部を、Ｗを除く前記の原料粉末に置き換える量を１０重量％以下にすることが好ましかった。

【0071】

（実施例２３～２９及び比較例２３）
実施例２３～２９及び比較例２３においては、超硬合金に硼素又は硼化物の少なくとも１種以上を硼素元素に換算して０．００４重量％の割合で含有させた実施例２３～２９のものと、硼素を含有させていない比較例２３のものとを用い、機械的特性および被削性を比較するようにした。

【0072】

ここで、実施例２３～２９及び比較例２３においては、超硬合金の原料粉末として、下記の表１０に示すように、平均粒径が５．０μｍのＷＣ粉末と、平均粒径が１．５μｍのＣｏ粉末とを用い、さらに実施例２３～２９においては、超硬合金に硼素元素を含有させるにあたり、硼素又は硼化物として、平均粒径が４．５μｍのＷＢ粉末と、平均粒径が２５．０μｍのＢ粉末と、平均粒径が４．０μｍのＴｉＢ₂粉末と、平均粒径が３．５μｍのＢＮ粉末と、平均粒径が７．０μｍのＢ₄Ｃ粉末とを用い、これらを同表に示す配合組成（重量％）になるように配合させた。なお、下記の表１０においても、ＷＣの配合組成は、他の超硬合金の原料であるＣｏや硼素又は硼化物を除いた残量であって「残」として示した。また、硼素又は硼化物を添加させた実施例２３～２９の超硬合金における硼素元素だけを換算した硼素含有量（重量％）については、Ｂ含有として示した。

【0073】

そして、下記の表１０に示す配合組成に配合させた前記の各超硬合金の原料粉末に対して、前記の参考例１，２，６，７、実施例３～５及び比較例１～７の場合と同様に、混合溶剤としてアセトンを使用し、超硬合金製ボールを用いたボールミルによってそれぞれ４８時間混合させた後、各混合物に対してそれぞれ２重量％のパラフィンを添加した後、これらを乾燥させて、実施例２３～２９及び比較例２３に用いる各超硬合金用の粉末を得た。

【0074】

次いで、前記の各超硬合金用の粉末を、それぞれ所定の形状に９８ＭＰａの圧力でプレス成形した後、アルゴンガス雰囲気中で１００Ｐａの減圧下において、下記の表１０に示すように、１３５０℃の温度で６０分間焼結させて、実施例２３～２９及び比較例２３の各超硬合金の焼結体を得た。

【0075】

【表10】

【0076】

そして、前記のようにして得た実施例２３～２９及び比較例２３の各超硬合金の焼結体に対して、前記の参考例１，２，６，７、実施例３～５及び比較例１～７の場合と同様にして、焼結体の密度（ｇ／ｃｍ³）、ビッカース（Ｈｖ）硬さ（ＧＰａ）、抗折力（ＧＰａ）、破壊靱性値（ＭＰａｍ^1/2）を測定し、その測定結果を下記の表１１に示した。

【0077】

【表11】

【0078】

この結果、超硬合金中に硼素又は硼化物を硼素元素に換算して０．０４重量％の割合で含有させた実施例２３～２９のものは、硼素を含有させなかった対応する比較例２３のものと、密度、Ｈｖ硬さ、抗折力、破壊靱性値の機械的特性において殆ど差は認められず、機械的特性への影響はなかった。

【0079】

次に、前記の実施例２３～２９及び比較例２３の各超硬合金を使用し、前記の参考例１、実施例２～７及び比較例１～７の場合と同様に、前記の条件１～３に示すように、それぞれ被削材を所定の形状に成形すると共に、それぞれの切削条件で切削加工を行った結果を下記の表１２に示した。

【0080】

【表12】

【0081】

この結果、実施例２３～２９に示す超硬合金のように、超硬合金中に硼素元素を０．０４重量％含有させるにあたって、硼素又は硼化物として、前記のようにＷＢ粉末、Ｂ粉末、ＴｉＢ₂粉末、ＢＮ粉末、Ｂ₄Ｃ粉末の何れを用いた場合においても、超硬合金に硼素元素を含有させていない比較例２３の超硬合金を用いたものとを比較すると、条件１に示した旋削加工におけるＰＣＤ製チップの摩耗量が０．３ｍｍになるまでの切削長さ（ｍ）が６倍以上になっており、条件２に示した旋削加工におけるＰＣＤ製チップの摩耗量が０．３ｍｍになるまでの切削長さ（ｍ）が５倍以上になっており、さらに条件３に示したＰＣＤ製ボールエンドミルの摩耗量が０．２ｍｍとなるまでの切削除去量（ｍｍ³）も５倍以上になっていた。

【0082】

このことから、超硬合金中に硼素元素を含有させるにあたり、硼素を添加させる形態は、硼素元素単体でも、硼素を含む化合物であってもよく、これらを組み合わせて添加させるようにしても、超硬合金中に所定量の硼素元素を含有させるようにすれば、前記のように同様の効果が得られることが分かった。

【0083】

なお、前記の実施例２６に示すようにして得た超硬合金の表面に鏡面加工を施した場合における表面の電子顕微鏡観察像を図１に、実施例２６における鏡面加工を施した超硬合金の表面を多結晶焼結ダイヤモンド製エンドミルで転削加工した後の表面の電子顕微鏡観察像を図２に、実施例２６において多結晶焼結ダイヤモンド製エンドミルで転削加工した後の表面に鏡面加工を施した場合における表面の電子顕微鏡観察像を図３に示した。

【0084】

この結果、前記のように転削加工を行う前の実施例２６の超硬合金の表面は、図１に示すように、硬質相における炭化タングステンは明瞭な角をもった形状を呈しているが、この超硬合金の表面を多結晶焼結ダイヤモンド製エンドミルで転削加工した後の表面及びこれを鏡面加工した超硬合金の表面においては、図２及び図３に示すように、炭化タングステンの大半は粉砕、破壊しており、このように硬質相の主成分となる炭化タングステンの多くが粉砕、破壊しているため、炭化タングステンの破砕性が向上して、この超硬合金における被削性が向上したと考えられる。

【符号の説明】

【0085】

Ｗ１ ：被削材
ｒ ：被削材Ｗ１の半径方向
ｘ ：被削材Ｗ１の軸方向
Ｗ２ ：被削材
ｖ ：被削材Ｗ２を転削加工するエンドミルの送り速度
ｙ ：被削材Ｗ２を転削加工するエンドミルの軸方向
ｚ ：被削材Ｗ２を転削加工するエンドミルの半径方向

【図1】

【図2】

【図3】

【図4】

【図5】