JP2022108807A - 切削工具 - Google Patents
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Abstract
【課題】合金鋼等の連続切削加工において、すぐれた耐塑性変形性を発揮するＷＣ基超硬工具および表面被覆ＷＣ基超硬工具の提供。【解決手段】前記ＷＣ基超硬工具において、Ｃｏ：６．０～１４．０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、または、さらにＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣおよびＺｒＣのうちから１種以上を合計量で４．０質量％以下含有し、前記超硬合金断面の結合相の粒度分布は、累積１０％粒子面積Ａ１０が０．１５μｍ２以上０．３０μｍ２以下、かつ、累積９０％粒子面積Ａ９０／Ａ１０が１５．０以上５０．０以下であるＷＣ基超硬合金製切削工具、および、さらに、前記ＷＣの平均粒径は、０．２μｍ以上４．０μｍ以下であり、ＷＣのΣ２対応粒界の、全ＷＣ／ＷＣ粒界に占める存在比率（Σ２対応粒界比率）が１５％以上である、ＷＣ基超硬合金製切削工具。【選択図】 なし
Description
本発明は、合金鋼等（鋼、ステンレス鋼、Ｎｉ基合金等）の連続切削加工（例えば、連続旋削加工等）において、すぐれた耐塑性変形性を発揮する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基超硬合金切削工具（「表面被覆ＷＣ基超硬工具」ともいう）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基超硬工具および表面被覆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の温度範囲の一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（重量％），２Ｒ：ＷＣ平均粒径（ｎｍ）である。
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（重量％），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、工具特性の向上が図られている。
しかしながら、前記従来の工具では、鋼、合金鋼、ステンレス鋼等の連続切削加工、特に、連続旋削加工のような高負荷下での連続切削加工において用いた場合には、基体の耐塑性変形性が十分ではないため、工具変形等の発生を十分に抑制することができず、工具寿命に達してしまうという問題を有するものであった。
しかしながら、前記従来の工具では、鋼、合金鋼、ステンレス鋼等の連続切削加工、特に、連続旋削加工のような高負荷下での連続切削加工において用いた場合には、基体の耐塑性変形性が十分ではないため、工具変形等の発生を十分に抑制することができず、工具寿命に達してしまうという問題を有するものであった。
そこで、本発明者らは、鋼、合金鋼、ステンレス鋼等の連続旋削加工のような高負荷下での連続切削加工において、すぐれた耐塑性変形性を発揮する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。
すなわち、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、適度な大きさの結合相粒子を所定数有する場合、すなわち、ＷＣ基超硬合金において、５００倍の視野の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察を行い、得られた走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）像を画像解析により算出される結合相の累積１０％粒子面積のときの結合相粒子一つが占める面積をＡ１０（μｍ２）とし、また、累積９０％粒子面積のときの結合相粒子一つが占める面積をＡ９０（μｍ２）とした際に、Ａ１０が０．１５μｍ２以上、０．３０μｍ２以下であり、かつ、Ａ９０／Ａ１０が１５．０以上、５０．０以下を満たす場合には、耐塑性変形性が向上するため、かかるＷＣ基超硬合金基体を用いたＷＣ基超硬工具を鋼、合金鋼、ステンレス鋼等の連続切削加工、特に、ステンレス鋼等の連続旋削加工に供した際には、工具の長寿命化が図られることを見出したものである。
さらに、本発明者らは、前記ＷＣ基超硬合金基体を用いたＷＣ基超硬工具について、さらなるすぐれた耐塑性変形性の維持、向上を図るために鋭意検討を重ねたところ、ＷＣ結晶粒同士の結晶粒界において格子位置を共有する粒界、すなわち、ＷＣの対応粒界において、結晶配列の乱れが一般粒界（ランダム粒界）に比較して最も少なく、原子の結合が最も強固なΣ２対応粒界の、全ＷＣ／ＷＣ粒界長における比率（以下、「Σ２対応粒界比率」ともいう。）を高めることにより、前記鋼、合金鋼、ステンレス鋼等の連続旋削加工のような高負荷下での連続切削加工においても、よりすぐれた耐塑性変形性を発揮することができ、さらなる工具の長寿命化が達成されることを見出したものである。
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６．０～１４．０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基超硬合金基体の断面について結合相の粒度分布を解析し、累積１０％粒子面積のときの結合相粒子一つが占める面積をＡ１０（μｍ２）とし、また、累積９０％粒子面積のときの結合相粒子一つが占める面積をＡ９０（μｍ２）としたとき、Ａ１０が０．１５μｍ２以上、０．３０μｍ２以下であり、かつ、Ａ９０／Ａ１０が１５．０以上、５０．０以下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及びＺｒＣのうちから選ばれる少なくとも１種以上を合計量で４．０質量％以下にて、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）前記ＷＣ基超硬合金におけるＷＣの平均粒径は、０．２μｍ以上、４．０μｍ以下であり、ＷＣのΣ２対応粒界の、全ＷＣ／ＷＣ粒界に占める存在比率（Σ２対応粒界比率）が、１５％以上であることを特徴とする（１）または（２）に記載されたＷＣ基超硬合金製切削工具。
（４） （１）～（３）のいずれか一つに記載の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）～（４）におけるＣｒ３Ｃ２、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣ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量を、いずれも炭化物換算した数値である。
また、本明細書中において、数値範囲を示す際に、「～」を用いる場合は、その数値の下限および上限を含むことを意味する。
「（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６．０～１４．０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基超硬合金基体の断面について結合相の粒度分布を解析し、累積１０％粒子面積のときの結合相粒子一つが占める面積をＡ１０（μｍ２）とし、また、累積９０％粒子面積のときの結合相粒子一つが占める面積をＡ９０（μｍ２）としたとき、Ａ１０が０．１５μｍ２以上、０．３０μｍ２以下であり、かつ、Ａ９０／Ａ１０が１５．０以上、５０．０以下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及びＺｒＣのうちから選ばれる少なくとも１種以上を合計量で４．０質量％以下にて、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）前記ＷＣ基超硬合金におけるＷＣの平均粒径は、０．２μｍ以上、４．０μｍ以下であり、ＷＣのΣ２対応粒界の、全ＷＣ／ＷＣ粒界に占める存在比率（Σ２対応粒界比率）が、１５％以上であることを特徴とする（１）または（２）に記載されたＷＣ基超硬合金製切削工具。
（４） （１）～（３）のいずれか一つに記載の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）～（４）におけるＣｒ３Ｃ２、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣ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量を、いずれも炭化物換算した数値である。
また、本明細書中において、数値範囲を示す際に、「～」を用いる場合は、その数値の下限および上限を含むことを意味する。
本発明に係る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が特定の組成範囲を有し、また、結合相の粒度分布を解析し、累積１０％粒子面積のときの結合相粒子一つが占める面積をＡ１０（μｍ２）とし、累積９０％粒子面積のときの結合相粒子一つが占める面積をＡ９０（μｍ２）としたとき、Ａ１０が０．１５μｍ２以上、０．３０μｍ２以下であり、かつ、Ａ９０／Ａ１０が１５．０以上、５０．０以下を満たすことにより、耐塑性変形性が向上し、長期の切削寿命を有するという顕著な効果を奏するものである。
また、さらに、前記ＷＣ基超硬合金におけるＷＣの平均粒径を０．２μｍ以上、４．０μｍ以下とし、ＷＣのΣ２対応粒界の、全ＷＣ／ＷＣ粒界に占める存在比率（Σ２対応粒界比率）を１５％以上、さらには、２５％以上に高めることにより、耐塑性変形性がさらに向上する。
したがって、本発明のＷＣ基超硬工具および表面被覆ＷＣ基超硬工具は、鋼、合金鋼、ステンレス鋼等の連続切削加工、特に、連続旋削加工において、耐塑性変形性にすぐれ、また、加えて、Σ２対応粒界比率を高めた際には、チッピングの抑制効果も合わせ有するため、工具の長寿命化が図られる。
また、さらに、前記ＷＣ基超硬合金におけるＷＣの平均粒径を０．２μｍ以上、４．０μｍ以下とし、ＷＣのΣ２対応粒界の、全ＷＣ／ＷＣ粒界に占める存在比率（Σ２対応粒界比率）を１５％以上、さらには、２５％以上に高めることにより、耐塑性変形性がさらに向上する。
したがって、本発明のＷＣ基超硬工具および表面被覆ＷＣ基超硬工具は、鋼、合金鋼、ステンレス鋼等の連続切削加工、特に、連続旋削加工において、耐塑性変形性にすぐれ、また、加えて、Σ２対応粒界比率を高めた際には、チッピングの抑制効果も合わせ有するため、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。
１．ＷＣ基超硬合金
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６．０質量％未満では、鋼、合金鋼、ステンレス鋼等の高能率加工において、十分な靱性を保持することはできず、一方、Ｃｏ含有量が１４．０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となることから、ＷＣ基超硬合金中のＣｏ含有量を６．０～１４．０質量％と定めた。
結合相中には、硬質相の成分であるＷやＣ、その他の不可避不純物が含まれてもよい。
また、結合相には、Ｃｒ、Ｔａ、Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒの少なくとも一種を含んでいてもよいが、これらの元素は、結合相中に存在するときは、結合相中に固溶した状態であると推定される。
なお、Ｃｏの質量％は、超硬合金の任意の表面または断面を鏡面加工し、その加工面を蛍光Ｘ線回折測定することにより求めることができる。
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６．０質量％未満では、鋼、合金鋼、ステンレス鋼等の高能率加工において、十分な靱性を保持することはできず、一方、Ｃｏ含有量が１４．０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となることから、ＷＣ基超硬合金中のＣｏ含有量を６．０～１４．０質量％と定めた。
結合相中には、硬質相の成分であるＷやＣ、その他の不可避不純物が含まれてもよい。
また、結合相には、Ｃｒ、Ｔａ、Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒの少なくとも一種を含んでいてもよいが、これらの元素は、結合相中に存在するときは、結合相中に固溶した状態であると推定される。
なお、Ｃｏの質量％は、超硬合金の任意の表面または断面を鏡面加工し、その加工面を蛍光Ｘ線回折測定することにより求めることができる。
Ｃｒ３Ｃ２：
Ｃｒ３Ｃ２は、主たる結合相を形成するＣｏ中にＣｒとして固溶し、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、靱性を高める効果を有する。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１４．０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％とした。
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として固溶し、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、靱性を高める効果を有する。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１４．０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％とした。
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：
本発明のＷＣ基超硬合金は、その成分として、さらに、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ及びＺｒＣのうちから選ばれる少なくとも１種以上を合計量で４．０質量％以下にて含有することができる。
Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ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４．０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及びＺｒＣ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、４．０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及びＺｒＣのうちから選ばれる少なくとも１種以上を合計量で４．０質量％以下にて含有することができる。
Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ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４．０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及びＺｒＣ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、４．０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量をいずれも炭化物換算した数値である。
ＷＣ：
ＷＣは、ＷＣ基超硬合金の主たる硬質相形成成分として含有される。硬質相には、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。
ＷＣは、ＷＣ基超硬合金の主たる硬質相形成成分として含有される。硬質相には、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。
（１）平均粒径：
ＷＣの平均粒径は、０．２μｍ未満では、切削加工中に硬質相同士の滑りが生じやすく、耐塑性変形性や耐欠損性が十分ではなくなり、一方、平均粒径が４．０μｍを超えると、十分な耐摩耗性が得られなくなるため、０．２μｍ以上、４．０μｍ以下の範囲より選択するのが好ましい。
ＷＣの平均粒径は、超硬合金の任意の表面または断面を鏡面加工し、その加工面を後方散乱電子回折（ＥＢＳＤ）で観察し、画像解析によって、少なくとも３００個の各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。
なお、鏡面加工には、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）等を用いる。
ＷＣの平均粒径は、０．２μｍ未満では、切削加工中に硬質相同士の滑りが生じやすく、耐塑性変形性や耐欠損性が十分ではなくなり、一方、平均粒径が４．０μｍを超えると、十分な耐摩耗性が得られなくなるため、０．２μｍ以上、４．０μｍ以下の範囲より選択するのが好ましい。
ＷＣの平均粒径は、超硬合金の任意の表面または断面を鏡面加工し、その加工面を後方散乱電子回折（ＥＢＳＤ）で観察し、画像解析によって、少なくとも３００個の各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。
なお、鏡面加工には、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）等を用いる。
（２）Σ２対応粒界比率：
本発明者らは、超硬合金にすぐれた耐塑性変形性を付与するために鋭意検討を重ねたところ、ＷＣ結晶粒同士の結晶粒界において格子位置を共有する粒界、すなわち、ＷＣの対応粒界において、結晶配列の乱れが一般粒界（ランダム粒界）に比較して最も少なく、原子の結合が最も強固なΣ２対応粒界長の、全ＷＣ／ＷＣ粒界長における比率、すなわち、Σ２対応粒界比率を高めることにより、用途に応じすぐれた耐摩耗性、耐塑性変形性を有することを知見した。
Σ２対応粒界比率は、１５％未満では、粒界強度の高いＷＣ／ＷＣ粒界の割合が不十分となり、耐欠損性を満足しないため、１５％以上と規定した。さらには、２５％以上であることが好ましい。
Σ２対応粒界比率の測定は、例えば、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ法を用いて測定することができる。すなわち、ＳＥＭにて、１視野２４μｍ×７２μｍの視野にてピクセルサイズを０．１μｍ×０．１μｍとし、かつＷＣ数が１０００個以上となるように複数視野観察し、ＥＢＳＤにて解析される、隣り合うＷＣの（０００１）面が［０００１］方向、または、［１－２１０］方向を軸として９０°回転した方位関係を持つ粒界をΣ２対応粒界と定義し、全ＷＣ／ＷＣ粒界長に占めるΣ２対応粒界長の比率を算出することにより求めることができる。
ただし、Ｂｒａｎｄｏｎの条件式より、Σ２対応粒界は、前記９０°の方位関係から両方向に１０．６°以内の角度の範囲を含むものと定義されるので、隣り合うＷＣの(０００１)面が[０００１]方向、または、[１－２１０]方向を軸にして７９．４°以上、１００．６°以下の方位関係をもつものをΣ２対応粒界と定義した。
本発明者らは、超硬合金にすぐれた耐塑性変形性を付与するために鋭意検討を重ねたところ、ＷＣ結晶粒同士の結晶粒界において格子位置を共有する粒界、すなわち、ＷＣの対応粒界において、結晶配列の乱れが一般粒界（ランダム粒界）に比較して最も少なく、原子の結合が最も強固なΣ２対応粒界長の、全ＷＣ／ＷＣ粒界長における比率、すなわち、Σ２対応粒界比率を高めることにより、用途に応じすぐれた耐摩耗性、耐塑性変形性を有することを知見した。
Σ２対応粒界比率は、１５％未満では、粒界強度の高いＷＣ／ＷＣ粒界の割合が不十分となり、耐欠損性を満足しないため、１５％以上と規定した。さらには、２５％以上であることが好ましい。
Σ２対応粒界比率の測定は、例えば、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ法を用いて測定することができる。すなわち、ＳＥＭにて、１視野２４μｍ×７２μｍの視野にてピクセルサイズを０．１μｍ×０．１μｍとし、かつＷＣ数が１０００個以上となるように複数視野観察し、ＥＢＳＤにて解析される、隣り合うＷＣの（０００１）面が［０００１］方向、または、［１－２１０］方向を軸として９０°回転した方位関係を持つ粒界をΣ２対応粒界と定義し、全ＷＣ／ＷＣ粒界長に占めるΣ２対応粒界長の比率を算出することにより求めることができる。
ただし、Ｂｒａｎｄｏｎの条件式より、Σ２対応粒界は、前記９０°の方位関係から両方向に１０．６°以内の角度の範囲を含むものと定義されるので、隣り合うＷＣの(０００１)面が[０００１]方向、または、[１－２１０]方向を軸にして７９．４°以上、１００．６°以下の方位関係をもつものをΣ２対応粒界と定義した。
不可避不純物：
前記のように、硬質相、結合相には製造過程で不可避的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に対して０．３質量％以下が好ましい。
前記のように、硬質相、結合相には製造過程で不可避的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に対して０．３質量％以下が好ましい。
結合相の粒度分布：
本発明は、ＷＣ基超硬合金において、結合相粒子が粗細混粒状に分布していることにより、粗大結合相以外の領域においては、ＷＣ／ＷＣの接着度が大いに高まるため、耐塑性変形性に優れた組織を得るものである。
具体的には、ＷＣ基超硬合金における結合相の粒度分布を解析し、累積１０％粒子面積のときの結合相粒子一つが占める面積をＡ１０、累積９０％粒子面積のときの結合相粒子一つが占める面積をＡ９０とした際、Ａ１０が０．１５μｍ２以上、０．３０μｍ２以下であり、かつ、Ａ９０／Ａ１０が１５．０以上、５０．０以下を満たすことにより、ＷＣのスケルトン構造が強固に構築され、耐塑性変形性が向上するという効果を得た。
これに対し、Ａ１０が０．１５μｍ２未満では、微細な結合相が多量に存在し、粗粒の結合相が不足するため、耐塑性変形性が十分ではなく、他方、Ａ１０が０．３０μｍ２を超えるとＷＣの凝集構造が十分ではないため、耐塑性変形性が悪化する。
また、Ａ９０／Ａ１０が１５．０未満では、粗大なＣｏ粒が足りず結合相の粒度分布が狭く、均質な組織となるため耐欠損性は向上するものの、ＷＣのスケルトン構造が分断され、十分な耐塑性変形性を発揮することが難しく、また、Ａ９０／Ａ１０が５０．０を超える場合は、巣が生じやすくなるため、耐塑性変形性が悪化する。
ＳＥＭ像からの結合相の抽出は、例えば、画像解析ソフトＩｍａｇｅＪを用いることができ、抽出した結合相各粒子の面積を、面積の小さい粒子から累積していき、累積１０％粒子面積のときの結合相粒子一つが占める面積をＡ１０、累積９０％粒子面積のときの結合相粒子一つが占める面積をＡ９０として求めることができる。
なお、本発明ではＷＣ基超硬合金の断面画像においてＷＣにより分断された各結合相領域を結合相粒子と称する。
本発明は、ＷＣ基超硬合金において、結合相粒子が粗細混粒状に分布していることにより、粗大結合相以外の領域においては、ＷＣ／ＷＣの接着度が大いに高まるため、耐塑性変形性に優れた組織を得るものである。
具体的には、ＷＣ基超硬合金における結合相の粒度分布を解析し、累積１０％粒子面積のときの結合相粒子一つが占める面積をＡ１０、累積９０％粒子面積のときの結合相粒子一つが占める面積をＡ９０とした際、Ａ１０が０．１５μｍ２以上、０．３０μｍ２以下であり、かつ、Ａ９０／Ａ１０が１５．０以上、５０．０以下を満たすことにより、ＷＣのスケルトン構造が強固に構築され、耐塑性変形性が向上するという効果を得た。
これに対し、Ａ１０が０．１５μｍ２未満では、微細な結合相が多量に存在し、粗粒の結合相が不足するため、耐塑性変形性が十分ではなく、他方、Ａ１０が０．３０μｍ２を超えるとＷＣの凝集構造が十分ではないため、耐塑性変形性が悪化する。
また、Ａ９０／Ａ１０が１５．０未満では、粗大なＣｏ粒が足りず結合相の粒度分布が狭く、均質な組織となるため耐欠損性は向上するものの、ＷＣのスケルトン構造が分断され、十分な耐塑性変形性を発揮することが難しく、また、Ａ９０／Ａ１０が５０．０を超える場合は、巣が生じやすくなるため、耐塑性変形性が悪化する。
ＳＥＭ像からの結合相の抽出は、例えば、画像解析ソフトＩｍａｇｅＪを用いることができ、抽出した結合相各粒子の面積を、面積の小さい粒子から累積していき、累積１０％粒子面積のときの結合相粒子一つが占める面積をＡ１０、累積９０％粒子面積のときの結合相粒子一つが占める面積をＡ９０として求めることができる。
なお、本発明ではＷＣ基超硬合金の断面画像においてＷＣにより分断された各結合相領域を結合相粒子と称する。
２．切削工具
本発明に係るＷＣ基超硬工具および表面被覆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、所定の平均粒径の粗粒ＷＣ粉末、微粒ＷＣ粉末、粗粒Ｃｏ粉末、微粒Ｃｏ粉末、および、Ｃｒ３Ｃ２粉末からなる原料粉末、さらに、必要に応じて、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＺｒＣ粉末のうちの１種以上の粉末を含有する原料粉末を、本発明の超硬合金にて規定する組成となるように配合・混合した混合粉末を作製する。
特に、ＷＣ粉末は、他の原料粉末との混合前にプレス成形－熱処理－解砕処理を複数回実施し、ＷＣ粉末におけるΣ２対応粒界比率を高めた上で、他の原料粉末と混合することができるため、耐塑性変形性にすぐれた切削工具を得ることができる。
前処理されたＷＣ粉末と、他の原料粉末との前記混合には、例えば、超音波ホモジナイザー、サイクロンミキサーなどのメディアレス混合を用いることにより、大きな破砕力を加えることなく配合・混合することができるため、炭化時および前処理時に形成されたＷＣのΣ２対応粒界の消失を回避することができる。
次いで、前記混合粉末を成形して圧粉成形体を作製し、前記圧粉成形体の焼結工程においては、固相焼結が進むとその後の液相焼結時にΣ２対応粒界が形成されにくくなるため、固相焼結が進む温度領域（１０００℃～１３５０℃）では、昇温速度を４０℃／分以上に早め、固相焼結を抑制した上で、１３５０℃～１４５０℃にて、真空雰囲気下、１０～８０分の時間にて本焼結を行うことにより、微粒ＷＣに形成されるΣ２対応粒界が溶解・再析出により焼失することを回避し、Σ２対応粒界比率が１５％以上、さらには、２５％以上に維持されたＷＣ焼結体を得ることができる。
本発明に係るＷＣ基超硬工具および表面被覆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、所定の平均粒径の粗粒ＷＣ粉末、微粒ＷＣ粉末、粗粒Ｃｏ粉末、微粒Ｃｏ粉末、および、Ｃｒ３Ｃ２粉末からなる原料粉末、さらに、必要に応じて、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＺｒＣ粉末のうちの１種以上の粉末を含有する原料粉末を、本発明の超硬合金にて規定する組成となるように配合・混合した混合粉末を作製する。
特に、ＷＣ粉末は、他の原料粉末との混合前にプレス成形－熱処理－解砕処理を複数回実施し、ＷＣ粉末におけるΣ２対応粒界比率を高めた上で、他の原料粉末と混合することができるため、耐塑性変形性にすぐれた切削工具を得ることができる。
前処理されたＷＣ粉末と、他の原料粉末との前記混合には、例えば、超音波ホモジナイザー、サイクロンミキサーなどのメディアレス混合を用いることにより、大きな破砕力を加えることなく配合・混合することができるため、炭化時および前処理時に形成されたＷＣのΣ２対応粒界の消失を回避することができる。
次いで、前記混合粉末を成形して圧粉成形体を作製し、前記圧粉成形体の焼結工程においては、固相焼結が進むとその後の液相焼結時にΣ２対応粒界が形成されにくくなるため、固相焼結が進む温度領域（１０００℃～１３５０℃）では、昇温速度を４０℃／分以上に早め、固相焼結を抑制した上で、１３５０℃～１４５０℃にて、真空雰囲気下、１０～８０分の時間にて本焼結を行うことにより、微粒ＷＣに形成されるΣ２対応粒界が溶解・再析出により焼失することを回避し、Σ２対応粒界比率が１５％以上、さらには、２５％以上に維持されたＷＣ焼結体を得ることができる。
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ＷＣ基超硬工具≫
（ａ）原料粉末
まず、焼結用の粉末として、体積基準にて平均粒径（ｄ５０）１０．０～１５．０μｍの粗粒ＷＣ粉末、平均粒径（ｄ５０）０．５～１．０μｍの微粒ＷＣ粉末、平均粒径（ｄ５０）３．０～４．０μｍの粗粒Ｃｏ粉末、平均粒径（ｄ５０）０．５～１．５μｍの微粒Ｃｏ粉末、平均粒径（ｄ５０）１．０～３．０μｍのＣｒ３Ｃ２粉末、および、必要に応じ、それぞれ、平均粒径（ｄ５０）１．０～３．０μｍである、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴｉＣ粉末、および、ＺｒＣ粉末を用意した。（表２を参照。）
特に、本発明工具基体製造用の粗粒ＷＣ粉末、および、微粒ＷＣ粉末については、表１のＷＣ原料粉末種別のＡ～Ｄを用い、他の炭化物粉末との混合前の事前の準備工程として、下記手順により、前記粗粒ＷＣ粉末および微粒ＷＣ粉末のそれぞれについて、プレス成形－熱処理－解砕処理を複数回実施することにより、結晶性に優れ、Σ２対応粒界比率を高めた粗粒ＷＣ原料粉末および微粒ＷＣ原料粉末を得て、これらを組み合わせ、原料として用いた。
１）前記素原料ＷＣ粉末を粒径１ｍｍ以上、３ｍｍ以下の球状にプレス成形し、１３００℃以上、１４００℃以下、アルゴン雰囲気１０Ｐａ以上、１００Ｐａ以下にて３０分間以上、９０分間以内の熱処理を施す。
２）前記熱処理により得られた粉末を乳鉢にて３分以上、１０分以下の解砕処理を施す。
３）１）と２）の工程を２回以上、１０回以下にて繰り返すことにより、Σ２対応粒界比率を高めたＷＣ粉末を得た。
すなわち、まず、１）工程では、別々の個体であった粗粒ＷＣ粒子同士および微粒ＷＣ粒子同士のそれぞれについて、プレス成形により接触させた状態にて熱処理を行うことにより、粗粒ＷＣ粒子同士および微粒ＷＣ粒子同士を接合させ、その界面に対応粒界およびランダム粒界を形成させる。次いで、２）工程では、解砕処理により、粒界強度の低いランダム粒界やΣ値の高い粒界が優先して破壊され、粒界強度の高いΣ２対応粒界が残存する。そして、３）工程として、１）工程と２）工程とを複数回、繰り返すことにより、Σ２対応粒界比率の高い粗粒ＷＣ粉末および微粒ＷＣ粉末を作製することができる。
（ａ）原料粉末
まず、焼結用の粉末として、体積基準にて平均粒径（ｄ５０）１０．０～１５．０μｍの粗粒ＷＣ粉末、平均粒径（ｄ５０）０．５～１．０μｍの微粒ＷＣ粉末、平均粒径（ｄ５０）３．０～４．０μｍの粗粒Ｃｏ粉末、平均粒径（ｄ５０）０．５～１．５μｍの微粒Ｃｏ粉末、平均粒径（ｄ５０）１．０～３．０μｍのＣｒ３Ｃ２粉末、および、必要に応じ、それぞれ、平均粒径（ｄ５０）１．０～３．０μｍである、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴｉＣ粉末、および、ＺｒＣ粉末を用意した。（表２を参照。）
特に、本発明工具基体製造用の粗粒ＷＣ粉末、および、微粒ＷＣ粉末については、表１のＷＣ原料粉末種別のＡ～Ｄを用い、他の炭化物粉末との混合前の事前の準備工程として、下記手順により、前記粗粒ＷＣ粉末および微粒ＷＣ粉末のそれぞれについて、プレス成形－熱処理－解砕処理を複数回実施することにより、結晶性に優れ、Σ２対応粒界比率を高めた粗粒ＷＣ原料粉末および微粒ＷＣ原料粉末を得て、これらを組み合わせ、原料として用いた。
１）前記素原料ＷＣ粉末を粒径１ｍｍ以上、３ｍｍ以下の球状にプレス成形し、１３００℃以上、１４００℃以下、アルゴン雰囲気１０Ｐａ以上、１００Ｐａ以下にて３０分間以上、９０分間以内の熱処理を施す。
２）前記熱処理により得られた粉末を乳鉢にて３分以上、１０分以下の解砕処理を施す。
３）１）と２）の工程を２回以上、１０回以下にて繰り返すことにより、Σ２対応粒界比率を高めたＷＣ粉末を得た。
すなわち、まず、１）工程では、別々の個体であった粗粒ＷＣ粒子同士および微粒ＷＣ粒子同士のそれぞれについて、プレス成形により接触させた状態にて熱処理を行うことにより、粗粒ＷＣ粒子同士および微粒ＷＣ粒子同士を接合させ、その界面に対応粒界およびランダム粒界を形成させる。次いで、２）工程では、解砕処理により、粒界強度の低いランダム粒界やΣ値の高い粒界が優先して破壊され、粒界強度の高いΣ２対応粒界が残存する。そして、３）工程として、１）工程と２）工程とを複数回、繰り返すことにより、Σ２対応粒界比率の高い粗粒ＷＣ粉末および微粒ＷＣ粉末を作製することができる。
（ｂ）混合工程（メディアレス混合工程）
次に、（ａ）にて、Σ２対応粒界比率を高めた平均粒径（ｄ５０）１０．０～１５．０μｍの粗粒ＷＣ粉末および平均粒径（ｄ５０）０．５～１．０μｍの微粒ＷＣ粉末と、事前に準備した、平均粒径（ｄ５０）３．０～４．０μｍの粗粒Ｃｏ粉末および平均粒径（ｄ５０）０．５～１．５μｍの微粒Ｃｏ粉末、平均粒径（ｄ５０）１．０～３．０μｍのＣｒ３Ｃ２粉末とを所定の配合組成となるように混合し、または、必要に応じ、さらに、それぞれ、平均粒径（ｄ５０）１．０～３．０μｍの範囲にある、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴｉＣ粉末、および、ＺｒＣ粉末とを所定の配合組成となるように混合し焼結用粉末とし、特に、ＷＣ粉末について前処理により形成されたΣ２対応粒界が破壊されるのを防ぐために、メディアレスのアトライター混合により、回転数５０ｒｐｍ、８時間湿式混合し、乾燥後、１００ＭＰａの圧力でプレス成形し、圧粉成形体を作製した。（表２参照）
次に、（ａ）にて、Σ２対応粒界比率を高めた平均粒径（ｄ５０）１０．０～１５．０μｍの粗粒ＷＣ粉末および平均粒径（ｄ５０）０．５～１．０μｍの微粒ＷＣ粉末と、事前に準備した、平均粒径（ｄ５０）３．０～４．０μｍの粗粒Ｃｏ粉末および平均粒径（ｄ５０）０．５～１．５μｍの微粒Ｃｏ粉末、平均粒径（ｄ５０）１．０～３．０μｍのＣｒ３Ｃ２粉末とを所定の配合組成となるように混合し、または、必要に応じ、さらに、それぞれ、平均粒径（ｄ５０）１．０～３．０μｍの範囲にある、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴｉＣ粉末、および、ＺｒＣ粉末とを所定の配合組成となるように混合し焼結用粉末とし、特に、ＷＣ粉末について前処理により形成されたΣ２対応粒界が破壊されるのを防ぐために、メディアレスのアトライター混合により、回転数５０ｒｐｍ、８時間湿式混合し、乾燥後、１００ＭＰａの圧力でプレス成形し、圧粉成形体を作製した。（表２参照）
（ｃ）焼結工程
１）昇温工程；（表４「本発明工程」を参照）
次いで、固相焼結となる１０００℃から焼結温度である１３５０℃までの昇温工程においては、昇温速度を４０℃／分以上に早めることにより、固相焼結を抑制した。
すなわち、液相温度領域における昇温後の液相焼結時には、また、新たなΣ２対応粒界が形成されるものの、液相が出現する前の温度域においては、ＷＣ同士が固相拡散により結合しネッキングが強固に形成されると本来液相焼結時に形成されるΣ２対応粒界が減少してしまうことから、固相拡散が進む１０００℃～１３５０℃の温度域において、昇温速度を速めたものである。
２）焼結工程；（表４「本発明工程」を参照）
次いで、焼結工程では、１３５０℃以上への昇温後、１３５０℃～１４５０℃にて、１０～８０分、真空０．１Ｐａ以下とすることにより、粗粒ＷＣおよび微粒ＷＣに形成されるΣ２対応粒界の溶解、再析出による消失を防ぎ、ＷＣ基超硬合金焼結体を得た。
１）昇温工程；（表４「本発明工程」を参照）
次いで、固相焼結となる１０００℃から焼結温度である１３５０℃までの昇温工程においては、昇温速度を４０℃／分以上に早めることにより、固相焼結を抑制した。
すなわち、液相温度領域における昇温後の液相焼結時には、また、新たなΣ２対応粒界が形成されるものの、液相が出現する前の温度域においては、ＷＣ同士が固相拡散により結合しネッキングが強固に形成されると本来液相焼結時に形成されるΣ２対応粒界が減少してしまうことから、固相拡散が進む１０００℃～１３５０℃の温度域において、昇温速度を速めたものである。
２）焼結工程；（表４「本発明工程」を参照）
次いで、焼結工程では、１３５０℃以上への昇温後、１３５０℃～１４５０℃にて、１０～８０分、真空０．１Ｐａ以下とすることにより、粗粒ＷＣおよび微粒ＷＣに形成されるΣ２対応粒界の溶解、再析出による消失を防ぎ、ＷＣ基超硬合金焼結体を得た。
次に、ＷＣ基超硬合金焼結体を機械加工、研削加工し、ＣＮＭＧ４３２ＭＭの形状に整え、表５に示す超硬合金基体１～１０（以下、本発明工具基体１～１０という）を作製した。
≪比較例ＷＣ基超硬工具≫
比較のために、比較例の超硬合金基体１～８（以下、比較例工具基体１～８という）を作製した。
まず、原料粉末としては、前記した表１のＷＣ原料粉末種別のＡ～Ｄを用いる他、Ｅ～Ｈに示されるＷＣ原料粉末種別の原料粉末を用いた。
その製造工程は、まず、表３に示す配合割合にて、平均粒径（ｄ５０）１０．０～１８．０μｍの粗粒ＷＣ粉末または平均粒径（ｄ５０）０．５～１．５μｍの微粒ＷＣ粉末と、平均粒径（ｄ５０）３．０～４．０μｍの粗粒Ｃｏ粉末または平均粒径（ｄ５０）０．５～１．５μｍの微粒Ｃｏ粉末と、平均粒径（ｄ５０）１．０～３．０μｍのＣｒ３Ｃ２粉末とを所定の配合組成となるように混合し、または、必要に応じ、さらに、それぞれ、平均粒径（ｄ５０）１．０～３．０μｍの範囲である、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴｉＣ粉末、および、ＺｒＣ粉末からなる一種以上を所定の配合組成となるように混合し、焼結用粉末とし、メディアレスのアトライター混合により、回転数５０ｒｐｍ、８時間湿式混合し、乾燥後、１００ＭＰａの圧力にてプレス成形し、圧粉成形体を作製した。
次いで、本発明工具基体１～１０の製造条件を外れた、表４に示す比較工程１’～８’の固相焼結条件、および、液相焼結条件にて、焼結工程を行い、ＷＣ基超硬合金焼結体を得た後、前記ＷＣ基超硬合金焼結体を機械加工、研削加工し、ＣＮＭＧ４３２ＭＭの形状に整えることにより、表６に示す比較例工具基体１～８として作製した。
比較のために、比較例の超硬合金基体１～８（以下、比較例工具基体１～８という）を作製した。
まず、原料粉末としては、前記した表１のＷＣ原料粉末種別のＡ～Ｄを用いる他、Ｅ～Ｈに示されるＷＣ原料粉末種別の原料粉末を用いた。
その製造工程は、まず、表３に示す配合割合にて、平均粒径（ｄ５０）１０．０～１８．０μｍの粗粒ＷＣ粉末または平均粒径（ｄ５０）０．５～１．５μｍの微粒ＷＣ粉末と、平均粒径（ｄ５０）３．０～４．０μｍの粗粒Ｃｏ粉末または平均粒径（ｄ５０）０．５～１．５μｍの微粒Ｃｏ粉末と、平均粒径（ｄ５０）１．０～３．０μｍのＣｒ３Ｃ２粉末とを所定の配合組成となるように混合し、または、必要に応じ、さらに、それぞれ、平均粒径（ｄ５０）１．０～３．０μｍの範囲である、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴｉＣ粉末、および、ＺｒＣ粉末からなる一種以上を所定の配合組成となるように混合し、焼結用粉末とし、メディアレスのアトライター混合により、回転数５０ｒｐｍ、８時間湿式混合し、乾燥後、１００ＭＰａの圧力にてプレス成形し、圧粉成形体を作製した。
次いで、本発明工具基体１～１０の製造条件を外れた、表４に示す比較工程１’～８’の固相焼結条件、および、液相焼結条件にて、焼結工程を行い、ＷＣ基超硬合金焼結体を得た後、前記ＷＣ基超硬合金焼結体を機械加工、研削加工し、ＣＮＭＧ４３２ＭＭの形状に整えることにより、表６に示す比較例工具基体１～８として作製した。
本発明工具基体１～１０および比較例工具基体１～８の超硬合金の断面について、電子マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）により、その成分であるＣｒ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｚｒ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の各元素はそれぞれ炭化物に換算して含有量を算出した。表５、表６に、それぞれの平均含有量を示す。
なお、ここで、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｚｒの各元素はそれぞれ炭化物に換算して含有量を算出した。表５、表６に、それぞれの平均含有量を示す。
つぎに、本発明工具１～１０及び比較例工具１～８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２００～５００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、これを画像解析ソフトＩｍａｇｅＪにて画像処理し、一つの観察視野内の個々の結合相の面積を測定し、結合相各粒子の面積を、面積の小さい粒子から累積していき、累積面積が結合相全面積の１０％を超えたところでの結合相粒子一つが占める面積をＡ１０、累積面積が結合相全面積の９０％を超えたところでの結合相粒子一つが占める面積をＡ９０として求める。
つぎに、得られたＡ９０をＡ１０で除することにより、Ａ９０／Ａ１０を得る。
なお、結合相の個数は、ＷＣ粒子により分断された個々の結合相を各々一つの結合相として計測する。
また、十分な数の結合相を画像内に含めるため、倍率２００～５００倍での観察を行い、画像処理後に計測される結合相の個数が５０００～１５０００個の範囲に入るように観察倍率を選定した。
つぎに、得られたＡ９０をＡ１０で除することにより、Ａ９０／Ａ１０を得る。
なお、結合相の個数は、ＷＣ粒子により分断された個々の結合相を各々一つの結合相として計測する。
また、十分な数の結合相を画像内に含めるため、倍率２００～５００倍での観察を行い、画像処理後に計測される結合相の個数が５０００～１５０００個の範囲に入るように観察倍率を選定した。
上記本発明工具１～１０、比較例工具１～８について、いずれも工具鋼製バイトの先端部に固定治具にてネジ止めした状態で、以下の湿式連続旋削加工試験を行った。
被削材：ＪＩＳ・ＳＵＳ３０４（ＨＢ１７０）の丸棒、
切削速度：１２０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．８ｍｍ、
送り：０．６ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５分、
湿式水溶性切削油使用。
上記湿式連続切削加工試験後の、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０．０４ｍｍ以上であった時、損耗状態を刃先変形とした。
表７に、この試験結果を示す。
被削材：ＪＩＳ・ＳＵＳ３０４（ＨＢ１７０）の丸棒、
切削速度：１２０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．８ｍｍ、
送り：０．６ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５分、
湿式水溶性切削油使用。
上記湿式連続切削加工試験後の、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０．０４ｍｍ以上であった時、損耗状態を刃先変形とした。
表７に、この試験結果を示す。
また、前記本発明工具１～４、比較例工具１～４の切刃表面に、表８に示す平均層厚の硬質被覆層をＰＶＤ法あるいはＣＶＤ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）１～４、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）１～４を作製した。
上記の各被覆工具について、以下に示す、湿式連続切削加工試験を実施し、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。
切削条件：
被削材：ＪＩＳ・ＳＵＳ３０４（ＨＢ１７０）の丸棒、
切削速度：１８０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：２．１ｍｍ、
送り：０．５ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：４分、
湿式水溶性切削油使用。
表９に切削試験の結果を示す。
上記の各被覆工具について、以下に示す、湿式連続切削加工試験を実施し、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。
切削条件：
被削材：ＪＩＳ・ＳＵＳ３０４（ＨＢ１７０）の丸棒、
切削速度：１８０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：２．１ｍｍ、
送り：０．５ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：４分、
湿式水溶性切削油使用。
表９に切削試験の結果を示す。
表７及び表９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なく、すぐれた耐塑性変形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、欠損の発生もしくは塑性変形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、合金鋼やステンレス鋼等の連続旋削加工等の負荷の高い連続切削加工において、長期の使用に亘ってすぐれた効果を発揮するものであり、工具の長寿命化に大いに貢献するものである。
Claims (4)
- 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６．０～１４．０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基超硬合金基体の断面について結合相の粒度分布を解析し、累積１０％粒子面積のときの結合相粒子一つが占める面積をＡ１０（μｍ２）とし、また、累積９０％粒子面積のときの結合相粒子一つが占める面積をＡ９０（μｍ２）としたとき、Ａ１０が０．１５μｍ２以上、０．３０μｍ２以下であり、かつ、Ａ９０／Ａ１０が１５．０以上、５０．０以下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及びＺｒＣのうちから選ばれる少なくとも１種以上を合計量で４．０質量％以下にて、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。
- 前記ＷＣ基超硬合金におけるＷＣの平均粒径は、０．２μｍ以上、４．０μｍ以下であり、ＷＣのΣ２対応粒界の、全ＷＣ／ＷＣ粒界に占める存在比率（Σ２対応粒界比率）が、１５％以上であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載されたＷＣ基超硬合金製切削工具。
- 請求項１～請求項３のいずれか一項に記載の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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