工具用接合体、これを用いた切削工具および工具用接合体の製造方法
【課題】耐熱金属やダクタイル鋳鉄などの難削材を加工可能な高強度の工具用接合体を提供する。
【解決手段】アルミナ質焼結体で形成された第１の層と、超硬合金あるいはサーメットで形成された第２の層とを一体に接合し、この第２の層の厚みに対する第１の層の厚みの比を、０．０３から０．５０とした。また、第１の層と第２の層との熱膨張係数の差が１．０ｐｐｍ／Ｋ以内とする。この結果、ＳｉＣウィスカー含有アルミナ質焼結体単身より曲げ強度の高い工具用接合体１０を得ることができる。
【解決手段】アルミナ質焼結体で形成された第１の層と、超硬合金あるいはサーメットで形成された第２の層とを一体に接合し、この第２の層の厚みに対する第１の層の厚みの比を、０．０３から０．５０とした。また、第１の層と第２の層との熱膨張係数の差が１．０ｐｐｍ／Ｋ以内とする。この結果、ＳｉＣウィスカー含有アルミナ質焼結体単身より曲げ強度の高い工具用接合体１０を得ることができる。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、工具用接合体やこれを用いた切削工具、この工具用接合体の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
従来、切削工具などに使用する目的で、アルミナ質焼結体が用いられている。これは、アルミナ質焼結体が、化学的安定性に優れ、高温でも高硬度を維持していることから、高速加工用の切削工具向けの材質として適しているからである。アルミナ質焼結体の中でも、酸化ジルコニウム（以下、単にＺｒＯ2）および炭化チタン（以下、単にＴｉＣ）を含有するアルミナセラミックは、鉄に対する耐反応性に優れることから、主に鋳鉄の切削用工具に用いられている。
【０００３】
こうした切削工具では、更なる高強度化と焼結体の低廉化を実現するために種々の工夫がなされている。例えば、アルミナ質焼結体の強度を更に高くするために、アルミナ質焼結体に炭化シリコン（ＳｉＣ）ウィスカーを含有させ、ダクタイル鋳鉄などの難削材の切削加工工具とすることが提案されている。他方、ＳｉＣウィスカーは高価なことから、切れ刃のみにＳｉＣウィスカーを含有させ、切れ刃以外の基材部は、ＳｉＣウィスカーを含まないアルミナ質焼結体とする切削工具も提案されている（例えば、下記特許文献１参照）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開平１１−１０４０９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、ＳｉＣウィスカーの使用量を減らそうとして切れ刃の厚さを薄くすると、刃先強度が不十分になってしまう。このため、低廉化を図りつつ、十分な強度を持った工具用のアルミナ質焼結体が求められていた。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明は、上述の課題の少なくとも一部を解決するためになされたものであり、必ずしもＳｉＣウィスカーを用いることなく、高強度の工具用材料を実現することを目的とする。このため、本発明は、以下の形態又は適用例として実現することが可能である。
【０００７】
［適用例１］
アルミナ質焼結体で形成された第１の層と、超硬合金またはサーメットで形成された第２の層とを一体に接合してなり、
前記第２の層の厚みに対する前記第１の層の厚みの比が、０．０３から０．５０である工具用接合体。
この工具用接合体では、単身のＳｉＣウィスカー含有アルミナ質焼結体を用いたものより強度を高くすることができる。
【０００８】
［適用例２］
前記第１の層と前記第２の層との熱膨張係数の差が１．０ｐｐｍ／Ｋ以内である適用例１記載の工具用接合体。
この工具用接合体では、第１の層と第２の層との熱膨張係数の差を１．０ｐｐｍ／Ｋ以下としているので、使用時の温度上昇に対するクラックの発生などを抑制することができる。
【０００９】
［適用例３］
前記第２の層を形成する超硬合金における金属結合相の含有量が、２５から４０体積％である適用例２記載の工具用接合体。
このように、超硬合金の結合相における金属結合相の含有量を、調整することで、第１，第２の層の熱膨張係数の差を１．０ｐｐｍ／Ｋ以下とすることができる。金属結合相は、例えば、ＷＣ−Ｃｏ系超硬合金の場合はコバルト（Ｃｏ）の含有量を、ＷＣ−Ｃｏ−Ｎｉ−Ｃｒ系超硬合金の場合はＣｏ−Ｎｉ−Ｃｒの含有量を，ＷＣ−Ｎｉ−Ｃｒ系超硬合金の場合はＮｉ−Ｃｒの含有量を、それぞれ２５から４０体積％までにすれば、アルミナ質焼結体である第１の層との熱膨張係数との差を１．０ｐｐｍ／Ｋ以下とすることができる。
【００１０】
［適用例４］
前記アルミナ質焼結体は、ＺｒＯ2含有アルミナセラミック，ＳｉＣウィスカー含有アルミナセラミック，ＳｉＣ粒子含有アルミナセラミック，ＴｉＣ含有アルミナセラミック及び９９．５質量％以上の高純度アルミナセラミックのいずれかである適用例１から適用例３のいずれか記載の工具用接合体。
かかる工具用接合体では、更に強度を高くすることができる。
【００１１】
［適用例５］
前記第１，第２の層が、ロウ付けまたはホットプレスにより一体に接合された適用例１から適用例４のいずれか記載の工具用接合体。
第１，第２の層をロウ付けあるいはホットプレスにより一体に接合することにより、工具用に使用できる十分な強度を備えた工具用接合体を容易に形成することができる。また、ロウ付けまたはホットプレスにより一体形成することにより、コーティング超硬より、アルミナ層（アルミナ質焼結体で形成された第１の層）を厚くすることができる。
【００１２】
［適用例６］
前記第１，第２の層が、Ａｇ系ロウ材を用いたロウ付けにより一体に接合された適用例１から適用例５のいずれか記載の工具用接合体。
かかる工具用接合体は、耐欠損性を向上させることができる。
【００１３】
［適用例７］
前記第１の層と前記第２の層との熱膨張係数の比が１．１１以内である適用例１から適用例６のいずれか記載の工具用接合体。
この工具用接合体では、第１の層と第２の層との熱膨張係数の比を１．１１以内としているので、使用時の温度上昇に対するクラックの発生などを抑制することができる。ここで言う「熱膨張係数の比」は、（大きい方の熱膨張係数）÷（小さい方の熱膨張係数）である。
【００１４】
［適用例８］
適用例１から適用例７のいずれか記載の工具用接合体を備えた切削工具。
かかる構成により、実用的な高強度を有する切削工具を安価に提供することが可能となる。
【００１５】
［適用例９］
アルミナ質焼結体で形成された第１の厚みを有する表層材を用意し、
超硬合金またはサーメットで形成された第２の厚みを有する基材を用意し、
前記基材の前記第２の厚みに対する前記表層材の前記第１の厚みの比を、０．０３から０．５０までに調整し、
前記基材に前記表層材を、ロウ付けまたはホットプレスにより一体に接合する
工具用接合体の製造方法。
【００１６】
かかる工具用接合体の製造方法によれば、簡単な製造工程により、十分な強度を備えた工具用接合体を容易に製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】実施例としての工具用接合体１０の構造を示す説明図である。
【図２】工具用接合体に用いた素材を示す説明図である。
【図３】実施例と比較例を示す説明図である。
【図４】実施例１と比較例１の破壊挙動を示すグラフである。
【図５】切削工具１００の外観を示す説明図である。
【図６】耐欠損性試験と耐摩耗試験の結果を示す説明図である。
【図７】工具用接合体の他の構成例を例示する説明図である。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
［接合体の構成］
実施例を挙げて、本発明の実施の形態を説明する。図１は、本発明を実施するための工具用接合体の構造図である。この工具用接合体１０は、切削バイトの先端に取り付けられる切削チップであり、アルミナ質焼結体からなる第１の層である表面層２０と、第２の層である基材層３０とから構成されている。表面層２０は基材層３０に接合層４０により接合されている。表面層２０としては、後述するように、ＺｒＯ2含有アルミナセラミック，ＳｉＣウィスカー含有アルミナセラミック，ＳｉＣ粒子含有アルミナセラミック，ＴｉＣ含有アルミナセラミックなどを用いることができる。なお、上記アルミナ質焼結体のほかに、ＴｉＮやＴｉＣＮといったＴｉ系炭窒化物を含有したアルミナ質焼結体でも同じ効果を得ることができる。また、基材層３０としては、超硬合金やサーメットなどを用いることができる。接合層４０としては、ロウ材などを用いることができる。
【００１９】
図１に示した工具用接合体１０では、表面層２０であるアルミナ質焼結体の厚みＴ１は、０．１０から０．５０ｍｍとした。また接合層４０の厚みは、１０から３０μｍとした。その上で、基材層３０の厚みＴ２に対する表面層２０の厚みＴ１の比Ｔ１／Ｔ２を調整した。
【００２０】
［製造方法］
次に、工具用接合体１０の実施例および比較例の製造方法について説明する。
〈１〉表面層２０の素材の製作：
工具用接合体１０に用いた表面層２０の素材を、図２に、素材Ａ，Ｂ１，Ｂ２，Ｃ，Ｇ，Ｈとして示した。
Ａ ：ＺｒＯ2含有アルミナセラミック（製品名ＨＣ１）
Ｂ１：ＳｉＣウィスカー含有アルミナセラミック（製品名ＷＡ１）
Ｂ２：ＳｉＣ粒子含有アルミナセラミック（製品名ＳＥ１）
Ｃ ：ＴｉＣ粒子含有アルミナセラミック（製品名ＨＣ２）
Ｇ ：９９．５質量％高純度アルミナセラミック
Ｈ ：３０体積％部分安定化ジルコニア含有アルミナセラミック
なお、製品名は、いずれも日本特殊陶業の製品名である。
【００２１】
これらの素材ＡからＣを、一辺１５ｍｍの正方形形状とし、その厚さを、研磨加工により、所定寸法Ｔ１＋０．５０ｍｍとした。各素材の厚さＴ１については、後で実施例および比較例として説明する。
【００２２】
〈２〉基材層３０の製作：
工具用接合体１０の基材層３０は、主に超硬合金とした（比較例として、他の素材を用いたものがある）。実施例および比較例で用いた基材層３０の素材を、図２に、素材ＤからＦとして示した。
Ｄ：超硬合金１（Ｃｏ含有量４０体積％）
Ｅ：超硬合金２（Ｃｏ含有量３２体積％）
Ｆ：超硬合金３（Ｃｏ含有量２４体積％）
超硬合金１から３は通常の製造方法で製造したが、超硬合金の粉末を用意する段階で、Ｃｏの配合量を調整した。具体的には、粉末は、最終的に得られる超硬合金におけるＣｏの体積比が、所望の体積比となるように、タングステンカーバイト（ＷＣ）とＣｏとを配合した。その上で、アセトンを溶媒とし、ステンレス製のポットおよび超硬合金製の玉石を使用したボールミルにより９０時間粉砕を行った。その後、アセトンを除去することで、超硬合金の粉末を得て、超硬合金１から３の素材を製作した。
【００２３】
こうして得られた各素材ＤからＦは、素材ＡからＣと同じであり、一辺１５ｍｍの正方形形状とし、その厚さは、研磨加工により、Ｔ２＋０．５０ｍｍに調整した。各素材の厚さＴ２については、後で実施例および比較例として説明する。
【００２４】
〈３〉各素材の熱膨張係数：
こうして得られた超硬合金１から３およびアルミナセラミックの熱膨張係数を、図２に示した。図示するように、各素材の熱膨張係数は、素材Ａが７．６ｐｐｍ／Ｋ、素材Ｂ１が７．４ｐｐｍ／Ｋ、素材Ｂ２が６．８ｐｐｍ／Ｋ、素材Ｃが７．８ｐｐｍ／Ｋ、素材Ｄが７．５ｐｐｍ／Ｋ、素材Ｅが７．１ｐｐｍ／Ｋ、素材Ｆが６．５ｐｐｍ／Ｋ、素材Ｇが７．５ｐｐｍ／Ｋ、素材Ｈが８．４ｐｐｍ／Ｋである。超硬合金１から３の熱膨張係数が異なるのは、Ｃｏの体積％が異なるためである。
【００２５】
〈４〉接合：
上記の手法により得られた各素材ＡからＦを組み合わせ、ロウ付けまたはホットプレスにより接合した。ロウ付けは、各素材の間にロウ材（ＷＥＳＧＯ社製Copper-ABA(L)）の箔片を設置し、１０８０℃に加熱することにより行った。尚、ロウ材には、Ｃｕ系のＷＥＳＧＯ社製Copper-ABA(L)のほかに、Ａｇ系のロウ材（田中貴金属製TKC911等）を使用しても良い。このロウ材を用いると、ロウ付け温度を８９０℃程度まで低温化でき、表面層２０の素材、基材層３０の素材に対するダメージを小さくすることができる。ホットプレスの場合は、各素材を黒鉛炉に設置し、温度１３００℃、圧力３０ＭＰａ、保持時間１時間により、各素材を接合した。また、表面層２０と基材層３０を構成する原材料を混合した素材を中間層として接合しても良い。これにより、接合の信頼性をより高くすることができる。中間層は、両原材料の混合比率を段階的に変化させた、いわゆる傾斜機能材料としても良い。
【００２６】
各素材を接合した後、接合体の厚さが全体で３ｍｍとなるよう、表面層２０を所定寸法Ｔ１に、基材層３０をＴ２に、研磨加工して、実施例および比較例（番号１から１５）の接合体とした。実施例と比較例との構成および諸特性を、図３に示した。図中、番号１から４、６から１３は実施例を、番号５、１４、１５は比較例を示している。
【００２７】
［強度試験とその結果］
上記の手法により製造した工具用接合体１０から試験片を製作し、曲げ強度の試験を行った。試験片は、上記の各接合体を所定幅に切り出し、幅４ｍｍに研磨加工し、面取りを行うことで製作した。試験片の長さは、１５ｍｍである。この試験片を、アルミナ質焼結体側が引っ張り面となるように、曲げ試験装置に設置する。スパンは１０ｍｍ、３点曲げとした。この状態で曲げ強度を測定した数値が、図３の「強度」欄の値である。
【００２８】
図３の強度を比較すると、実施例は比較例に対して、以下の点で優れている。
（Ａ）工具用接合体１０の表面層２０（ＺｒＯ2含有セラミック）の厚さＴ１の基材層３０（超硬合金１）の厚さＴ２に対する比Ｔ１／Ｔ２を、０．０３から０．５０とすると、実施例１から４、および１１から分かるように、比較例５などと比べて、高い強度を実現することができる。また、単身のＳｉＣウィスカー含有アルミナ質焼結体（比較例１５）以上の強度を実現することができる。従って、低価格で高強度の工具用接合体１０を得ることができる。なお、この点は、表面層２０と基材層３０との接合がロウ付けによる場合（実施例１から４）であっても、ホットプレスによる場合（実施例１１）であっても、変わるところはない。
（Ｂ）基材層３０については、超硬合金とした方が（実施例６）、基材層３０をアルミナ質焼結体とした場合（比較例１４、１５）より強度を高くすることができ、結果的に単身のＳｉＣウィスカー含有アルミナ質焼結体とした場合より、高い強度を実現することができる。
（Ｃ）表面層２０と基材層３０との熱膨張係数の差を１．０ｐｐｍ／Ｋ以下、あるいは熱膨張係数の比を１．１１以下とすると（実施例７、８、９）、熱応力によるクラックの発生は見られないが、熱膨張係数の差が１．１ｐｐｍ／Ｋ、あるいは熱膨張係数の比が１．１７だと、熱応力によるクラックの発生が見られる（実施例１０）。実施例１０は、強度を測定した結果が１２４０ＭＰａであり、ＳｉＣウィスカー含有アルミナ単体の強度よりも高強度である。しかし、実施例１０は、表面層２０にクラックが発生した（外観検査が×判定）。
【００２９】
（Ｄ）実施例３、１２、１３に見られるように、表面層２０の材質を変えても、超硬合金による基材層３０の熱膨張係数との差を１．０ｐｐｍ／Ｋ以内、あるいは熱膨張係数の比を１．１１以内とすれば、単身のＳｉＣウィスカー含有アルミナ質焼結体の強度より、高い強度を実現することができる。表面層２０と基材層３０との熱膨張係数の差を１．０ｐｐｍ／Ｋ以内、あるいは熱膨張係数の比を１．１１以内にするために、表面層２０の熱膨張係数に合わせて、基材層３０の熱膨張係数を調整したが、熱膨張係数の調整は超硬合金に含有される金属結合相の含有量を２５から４０体積％の範囲で調整することにより行うことができる。具体的には、ＷＣ−Ｃｏ系超硬合金の場合はＣｏの含有量を、ＷＣ−Ｃｏ−Ｎｉ−Ｃｒ系超硬合金の場合はＣｏ−Ｎｉ−Ｃｒの含有量を，ＷＣ−Ｎｉ−Ｃｒ系超硬合金の場合はＮｉ−Ｃｒの含有量を、それぞれ２５から４０体積％にすれば良い。
（Ｅ）上記の実施例、比較例の分析から、実施例の工具用接合体１０は、表面層２０にＳｉＣウィスカー含有アルミナ質焼結体を含まない場合でも、単身のＳｉＣウィスカー含有アルミナ質焼結体以上の強度を実現することができる。このため、耐熱合金やダクタイル鋳鉄などの難削材を切削加工するのに適した工具用接合体１０を得ることができる。
【００３０】
本実施例の工具用接合体１０は、表面層２０の厚みＴ１と基材層３０の厚みＴ２との比Ｔ１／Ｔ２を０．０３から０．５０までとし、更に表面層２０と基材層３０との熱膨張係数の差を１．０ｐｐｍ／Ｋ以内、あるいは熱膨張係数の比を１．１以下としている。この場合、従来の接合体と比べて曲げ試験における破壊挙動が明らかに相違することが分かった。この点を、図４を用いて説明する。
【００３１】
図４は、図３に示した実施例３の接合体と、基材層３０にサーメットを用い表面層２０をＺｒＯ2含有アルミナセラミックとした比較例（図示なし）における曲げ試験の結果を示すグラフである。実施例３では、熱膨張係数の違いは０．１ｐｐｍ／Ｋ程度、あるいは熱膨張係数の比は１．０１である。上記比較例では、基材層３０のサーメットの熱膨張係数が８．１ｐｐｍ／Ｋなので、熱膨張係数の違いは−０．５ｐｐｍ／Ｋ程度、あるいは熱膨張係数の比は１．０７であった。
【００３２】
図４から分かるように、実施例３の強度試験のグラフＪ１では、曲げ試験により１６２０ＭＰａの強度を示したが、比較例の強度試験のグラフＲ１は、８００から１０００ＭＰａの間で一気に破断した。図４で円内に示したのは、８００ＭＰａ付近の拡大図である。図示するように、実施例３（Ｊ１）では、応力−変位曲線に変化が見られる。これは、肉眼による観察などを加味すると、表面層２０にクラックが発生したために生じる変化であると推認できる。しかしながら、実施例３では、表面層２０と基材層３０との熱膨張係数の差が小さく、ロウ付けにより両層がしっかりと接合されているため、表面層２０に発生したクラックが、接合面で止まり、工具用接合体１０全体の破壊に至っていない。これが、実施例の工具用接合体１０が、ＳｉＣウィスカー含有アルミナ質焼結体の単身より高い強度を示した理由の一つだと考えられる。
【００３３】
こうした工具用接合体１０を用いて構成した切削工具を図５に示す。図５は、本発明の実施品である工具用接合体１０を用いた切削工具の外観図である。図示するように、この切削工具１００は、上述した実施例の接合体を切削インサート１２０として工具先端に備える。この切削インサート１２０は、耐熱合金の切削加工に用いられる切削工具１００に取り付けられる略直方体形状の使い捨ての刃先である。切削インサート１２０は、通常、切削工具１００のホルダーと呼ばれる本体部１１０の先端において、取付部１１２に着脱可能に取り付けられる。
【００３４】
この切削工具１００は、切削インサートとして、高強度を実現した実施例の接合体（図３参照）を備えるので、耐熱金属やダクタイル鋳鉄などの切削加工に用いることができる。
【００３５】
［耐欠損性試験および耐摩耗試験、並びにそれらの結果］
上記の切削工具を対象にして、切削加工における耐欠損性試験と耐摩耗試験とを行った。これら試験の対象とした切削チップの特性と試験結果とを図６に示す。番号（Ｎｏ．）１７から２１、２３から２５は実施例であり、番号１６、２２、２６から２９は比較例である。
【００３６】
表面層２０は、実施例１７から２１、２５及び比較例１６、２２がＺｒＯ2含有アルミナセラミック（ＨＣ１）、実施例２３が９９．５％高純度アルミナセラミック、実施例２５が３０体積％部分安定化ジルコニア含有アルミナセラミックを採用した。基材層３０は、材料が単身でない例のすべて（実施例１７から２１、２３から２５及び比較例１６、２２）について、超硬合金１（ＷＣ−４０体積％Ｃｏ）を用いた。比較例２６から２９はすべて単身の材料を採用している。
【００３７】
比較例２６はＺｒＯ2含有アルミナセラミックを、比較例２７はＳｉＣウィスカー含有アルミナセラミックを、比較例２８は９９．５質量％高純度アルミナセラミックを、比較例２９は３０体積％部分安定化ジルコニア含有アルミナセラミックを採用した。
【００３８】
接合はロウ付けによって行った。ロウ材は、実施例１７から２１、２３、２４及び比較例１６、２２には田中貴金属性のＡｇ系ロウ材ＴＫＣ９１１を、実施例２５にはＷＥＳＧＯ社製Ｃｕ系ロウ材Ｃｕ−ＡＢＡ（Ｌ）を用いた。切削チップにおける表面層２０と基材層３０との寸法比は、図６に示すパターンを用意した。
【００３９】
耐欠損性試験は、上記の切削チップを対象にして、以下の条件による乾式旋削試験によって行った。
チップ形状：ＳＮＧＮ４３２−ＴＮ
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ．
送り量：０．４から０．６ｍｍ／ｒｅｖ．（０．０５ｍｍ／ｒｅｖ．刻み、５パターン）
【００４０】
図６に示したように、実施例１７から２１の切削チップは、送り量０．５ｍｍ／ｒｅｖ．によって欠損しなかった。これに対して比較例２６（単身のＺｒＯ2含有アルミナセラミック（ＨＣ１））の切削チップは、送り量０．４５ｍｍ／ｒｅｖ．によって欠損した。よって、実施例１７から２１の切削チップは、比較例２６の切削チップよりも耐欠損性が向上していると言える。実施例１７から２１の切削チップと、比較例２６の切削チップとの違いは、実施例１７から２１は超硬合金１を基材層３０として採用しているのに対して、比較例２６は基材層３０を採用せず単身である点である。よって、超硬合金１を基材層３０として採用することは、耐欠損性の向上に寄与する。
【００４１】
一方、図６に示したように、比較例１６の切削チップは、送り量０．５ｍｍ／ｒｅｖ．によって欠損した。送り量０．５ｍｍ／ｒｅｖ．によって欠損しなかった実施例１７から２１の切削チップとの違いは、比較例１６はＴ１／Ｔ２が０．０２１であるのに対して、実施例１７から２１はＴ１／Ｔ２が０．０３３以上である点である。よって、Ｔ１／Ｔ２を０．０３３以上にすることは耐欠損性の向上に寄与する。従って、Ｔ１／Ｔ２を０．０３３から０．４６に設定するのが望ましい。
【００４２】
一方、図６に示したように、実施例１７、２１の切削チップは、送り量０．５５ｍｍ／ｒｅｖ．によって欠損した。また、実施例１８の切削チップは、送り量０．６ｍｍ／ｒｅｖ．によって欠損した。これに対して、実施例１９、２０の切削チップは、送り量０．６ｍｍ／ｒｅｖ．によって欠損しなかった。実施例１９、２０と、実施例１７、１８、２１との違いは、実施例１９，２０はＴ１／Ｔ２が０．１２から０．２７であるのに対して、実施例１７、１８、２１はＴ１／Ｔ２が０．０５５以下または０．４６である点である。よって、Ｔ１／Ｔ２が０．１２から０．２７であることは、耐欠損性の向上に寄与する。従って、Ｔ１／Ｔ２を０．１２から０．２７に設定するのが望ましい。
【００４３】
加えて、図６に示したように、上記のＴ１／Ｔ２が０．２７であることによって得られる耐欠損性の向上は、表面層２０に９９．５％高純度アルミナセラミックを用いた実施例２３と、表面層２０に３０体積％部分安定化ジルコニア含有アルミナセラミックを用いた実施例２４とにおいても同じである。
【００４４】
一方、図６に示したように、実施例１９の切削チップは０．６ｍｍ／ｒｅｖ．によって欠損しなかった。これに対して、実施例２５の切削チップは０．６ｍｍ／ｒｅｖ．によって欠損した。実施例１９と実施例２５との違いは、実施例１９はロウ材がＡｇ系であるのに対して、実施例２５はロウ材がＣｕ系であることである。よって、Ａｇ系ロウ材を採用した切削チップは、Ｃｕ系を採用した切削チップよりも耐欠損性が向上する。
【００４５】
このように耐欠損性が向上する理由は、表面層およびロウ材の接合界面、並びに基材層３０およびロウ材の接合界面にＴｉリッチ層が形成されたからと推測される。このＴｉリッチ層が形成された様子は、実験によって確認した。一方、Ｃｕ系ロウ材を用いた場合は、いずれの接合面にもＴｉリッチ層が形成されなかったり、いずれか一方のみの接合面にＴｉリッチ層が形成されたりすることを実験によって確認した。
【００４６】
このように、Ａｇ系ロウ材を用いた場合に、両接合面にＴｉリッチ層が形成される理由は、Ａｇ系ロウ材の接合温度（９２０℃）においては、ロウ材中のＴｉ成分が超硬合金中に拡散し難くなり、Ｔｉ−Ｃｏの金属間化合物等が偏析するからと推測される。これに対して、Ｃｕ系ロウ材を用いた場合に、両接合面にはＴｉリッチ層が形成されない理由は、Ｃｕ系ロウ材の接合温度（１０８０から１１４０℃）においては、ロウ材中のＴｉ成分が超硬合金中に拡散し易く、Ｔｉ−Ｃｏの金属間化合物等が偏析しないからと推測される。
【００４７】
次に、耐摩耗試験について説明する。耐摩耗試験は、以下の条件による乾式旋削試験によって行った。
チップ形状：ＳＮＧＮ４３２−ＴＮ
切削速度：５００ｍ／ｍｉｎ．
送り量：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．
【００４８】
図６に示すように、実施例１７から２１、２３、２４の切削チップの摩耗量は、比較例２６、２８、２９と同等であり、比較例２７よりも良好である。つまり、表面層がアルミナセラミックであれば、基材層３０に依存せず良好な耐摩耗性を得ることができる。
【００４９】
よって、アルミナセラミックを表面層に用いれば、基材層３０をいずれかの実施例のものを採用することによって、耐摩耗性を維持したまま耐欠損性を向上させることができる。摩耗量が０．０８ｍｍ以下かつ耐欠損性試験で送り量０．６ｍｍ／ｒｅｖ．によって欠損しなかった実施例１９、２０、２３および２４のＴ１／Ｔ２は、０．１２〜０．２７である。よって、Ｔ１／Ｔ２を０．１２から０．２７に設定するのが、耐摩耗性を維持したまま耐欠損性を向上させることができる点で望ましい。
【００５０】
以上本発明について実施例を挙げて説明したが、本発明の工具用接合体は、種々なる態様で実現できることはもちろんである。図７は、こうした接合体の他の構成例を示す説明図である。図７（Ａ）は、表面層をアルミナセラミックのみならず、サーメットの薄い層とから構成した例を示す。この例では、アルミナセラミックとサーメットはホットプレスにより一体化し、更にこれをロウ付けにより基材層３０である超硬合金に接合している。また、図７（Ｂ）は、逃げ面カバー１５０にアルミナセラミックを用いる例である。この場合も、アルミナセラミックの厚さＴ１と基材層３０の厚さＴ２との比Ｔ１／Ｔ２を０．０３から０．５０の範囲とし、更に両者の熱膨張係数の差を１．０ｐｐｍ／Ｋ以内、あるいは熱膨張係数の比を１．１１以内とすればよい。また図７（Ｃ）は、工具用接合体の４つの角部にアルミナセラミックの表面層２００をロウ付けした構成例を示している。厚さの比や熱膨張係数の差は、上述した実施例と同じである。この場合には、アルミナセラミックの使用量を低減することができる。もとより、４つに分割せず２つに分割しても良い。更に多数に分割することも可能である。なお、分割したすべての角部にアルミナセラミックの表面層２００を設けなくとも差し支えない。
【符号の説明】
【００５１】
１０…工具用接合体
２０…表面層
３０…基材層
４０…接合層
１００…切削工具
１１０…本体部
１１２…取付部
１２０…切削インサート
１５０…逃げ面カバー
２００…表面層
【技術分野】
【０００１】
本発明は、工具用接合体やこれを用いた切削工具、この工具用接合体の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
従来、切削工具などに使用する目的で、アルミナ質焼結体が用いられている。これは、アルミナ質焼結体が、化学的安定性に優れ、高温でも高硬度を維持していることから、高速加工用の切削工具向けの材質として適しているからである。アルミナ質焼結体の中でも、酸化ジルコニウム（以下、単にＺｒＯ2）および炭化チタン（以下、単にＴｉＣ）を含有するアルミナセラミックは、鉄に対する耐反応性に優れることから、主に鋳鉄の切削用工具に用いられている。
【０００３】
こうした切削工具では、更なる高強度化と焼結体の低廉化を実現するために種々の工夫がなされている。例えば、アルミナ質焼結体の強度を更に高くするために、アルミナ質焼結体に炭化シリコン（ＳｉＣ）ウィスカーを含有させ、ダクタイル鋳鉄などの難削材の切削加工工具とすることが提案されている。他方、ＳｉＣウィスカーは高価なことから、切れ刃のみにＳｉＣウィスカーを含有させ、切れ刃以外の基材部は、ＳｉＣウィスカーを含まないアルミナ質焼結体とする切削工具も提案されている（例えば、下記特許文献１参照）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開平１１−１０４０９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、ＳｉＣウィスカーの使用量を減らそうとして切れ刃の厚さを薄くすると、刃先強度が不十分になってしまう。このため、低廉化を図りつつ、十分な強度を持った工具用のアルミナ質焼結体が求められていた。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明は、上述の課題の少なくとも一部を解決するためになされたものであり、必ずしもＳｉＣウィスカーを用いることなく、高強度の工具用材料を実現することを目的とする。このため、本発明は、以下の形態又は適用例として実現することが可能である。
【０００７】
［適用例１］
アルミナ質焼結体で形成された第１の層と、超硬合金またはサーメットで形成された第２の層とを一体に接合してなり、
前記第２の層の厚みに対する前記第１の層の厚みの比が、０．０３から０．５０である工具用接合体。
この工具用接合体では、単身のＳｉＣウィスカー含有アルミナ質焼結体を用いたものより強度を高くすることができる。
【０００８】
［適用例２］
前記第１の層と前記第２の層との熱膨張係数の差が１．０ｐｐｍ／Ｋ以内である適用例１記載の工具用接合体。
この工具用接合体では、第１の層と第２の層との熱膨張係数の差を１．０ｐｐｍ／Ｋ以下としているので、使用時の温度上昇に対するクラックの発生などを抑制することができる。
【０００９】
［適用例３］
前記第２の層を形成する超硬合金における金属結合相の含有量が、２５から４０体積％である適用例２記載の工具用接合体。
このように、超硬合金の結合相における金属結合相の含有量を、調整することで、第１，第２の層の熱膨張係数の差を１．０ｐｐｍ／Ｋ以下とすることができる。金属結合相は、例えば、ＷＣ−Ｃｏ系超硬合金の場合はコバルト（Ｃｏ）の含有量を、ＷＣ−Ｃｏ−Ｎｉ−Ｃｒ系超硬合金の場合はＣｏ−Ｎｉ−Ｃｒの含有量を，ＷＣ−Ｎｉ−Ｃｒ系超硬合金の場合はＮｉ−Ｃｒの含有量を、それぞれ２５から４０体積％までにすれば、アルミナ質焼結体である第１の層との熱膨張係数との差を１．０ｐｐｍ／Ｋ以下とすることができる。
【００１０】
［適用例４］
前記アルミナ質焼結体は、ＺｒＯ2含有アルミナセラミック，ＳｉＣウィスカー含有アルミナセラミック，ＳｉＣ粒子含有アルミナセラミック，ＴｉＣ含有アルミナセラミック及び９９．５質量％以上の高純度アルミナセラミックのいずれかである適用例１から適用例３のいずれか記載の工具用接合体。
かかる工具用接合体では、更に強度を高くすることができる。
【００１１】
［適用例５］
前記第１，第２の層が、ロウ付けまたはホットプレスにより一体に接合された適用例１から適用例４のいずれか記載の工具用接合体。
第１，第２の層をロウ付けあるいはホットプレスにより一体に接合することにより、工具用に使用できる十分な強度を備えた工具用接合体を容易に形成することができる。また、ロウ付けまたはホットプレスにより一体形成することにより、コーティング超硬より、アルミナ層（アルミナ質焼結体で形成された第１の層）を厚くすることができる。
【００１２】
［適用例６］
前記第１，第２の層が、Ａｇ系ロウ材を用いたロウ付けにより一体に接合された適用例１から適用例５のいずれか記載の工具用接合体。
かかる工具用接合体は、耐欠損性を向上させることができる。
【００１３】
［適用例７］
前記第１の層と前記第２の層との熱膨張係数の比が１．１１以内である適用例１から適用例６のいずれか記載の工具用接合体。
この工具用接合体では、第１の層と第２の層との熱膨張係数の比を１．１１以内としているので、使用時の温度上昇に対するクラックの発生などを抑制することができる。ここで言う「熱膨張係数の比」は、（大きい方の熱膨張係数）÷（小さい方の熱膨張係数）である。
【００１４】
［適用例８］
適用例１から適用例７のいずれか記載の工具用接合体を備えた切削工具。
かかる構成により、実用的な高強度を有する切削工具を安価に提供することが可能となる。
【００１５】
［適用例９］
アルミナ質焼結体で形成された第１の厚みを有する表層材を用意し、
超硬合金またはサーメットで形成された第２の厚みを有する基材を用意し、
前記基材の前記第２の厚みに対する前記表層材の前記第１の厚みの比を、０．０３から０．５０までに調整し、
前記基材に前記表層材を、ロウ付けまたはホットプレスにより一体に接合する
工具用接合体の製造方法。
【００１６】
かかる工具用接合体の製造方法によれば、簡単な製造工程により、十分な強度を備えた工具用接合体を容易に製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】実施例としての工具用接合体１０の構造を示す説明図である。
【図２】工具用接合体に用いた素材を示す説明図である。
【図３】実施例と比較例を示す説明図である。
【図４】実施例１と比較例１の破壊挙動を示すグラフである。
【図５】切削工具１００の外観を示す説明図である。
【図６】耐欠損性試験と耐摩耗試験の結果を示す説明図である。
【図７】工具用接合体の他の構成例を例示する説明図である。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
［接合体の構成］
実施例を挙げて、本発明の実施の形態を説明する。図１は、本発明を実施するための工具用接合体の構造図である。この工具用接合体１０は、切削バイトの先端に取り付けられる切削チップであり、アルミナ質焼結体からなる第１の層である表面層２０と、第２の層である基材層３０とから構成されている。表面層２０は基材層３０に接合層４０により接合されている。表面層２０としては、後述するように、ＺｒＯ2含有アルミナセラミック，ＳｉＣウィスカー含有アルミナセラミック，ＳｉＣ粒子含有アルミナセラミック，ＴｉＣ含有アルミナセラミックなどを用いることができる。なお、上記アルミナ質焼結体のほかに、ＴｉＮやＴｉＣＮといったＴｉ系炭窒化物を含有したアルミナ質焼結体でも同じ効果を得ることができる。また、基材層３０としては、超硬合金やサーメットなどを用いることができる。接合層４０としては、ロウ材などを用いることができる。
【００１９】
図１に示した工具用接合体１０では、表面層２０であるアルミナ質焼結体の厚みＴ１は、０．１０から０．５０ｍｍとした。また接合層４０の厚みは、１０から３０μｍとした。その上で、基材層３０の厚みＴ２に対する表面層２０の厚みＴ１の比Ｔ１／Ｔ２を調整した。
【００２０】
［製造方法］
次に、工具用接合体１０の実施例および比較例の製造方法について説明する。
〈１〉表面層２０の素材の製作：
工具用接合体１０に用いた表面層２０の素材を、図２に、素材Ａ，Ｂ１，Ｂ２，Ｃ，Ｇ，Ｈとして示した。
Ａ ：ＺｒＯ2含有アルミナセラミック（製品名ＨＣ１）
Ｂ１：ＳｉＣウィスカー含有アルミナセラミック（製品名ＷＡ１）
Ｂ２：ＳｉＣ粒子含有アルミナセラミック（製品名ＳＥ１）
Ｃ ：ＴｉＣ粒子含有アルミナセラミック（製品名ＨＣ２）
Ｇ ：９９．５質量％高純度アルミナセラミック
Ｈ ：３０体積％部分安定化ジルコニア含有アルミナセラミック
なお、製品名は、いずれも日本特殊陶業の製品名である。
【００２１】
これらの素材ＡからＣを、一辺１５ｍｍの正方形形状とし、その厚さを、研磨加工により、所定寸法Ｔ１＋０．５０ｍｍとした。各素材の厚さＴ１については、後で実施例および比較例として説明する。
【００２２】
〈２〉基材層３０の製作：
工具用接合体１０の基材層３０は、主に超硬合金とした（比較例として、他の素材を用いたものがある）。実施例および比較例で用いた基材層３０の素材を、図２に、素材ＤからＦとして示した。
Ｄ：超硬合金１（Ｃｏ含有量４０体積％）
Ｅ：超硬合金２（Ｃｏ含有量３２体積％）
Ｆ：超硬合金３（Ｃｏ含有量２４体積％）
超硬合金１から３は通常の製造方法で製造したが、超硬合金の粉末を用意する段階で、Ｃｏの配合量を調整した。具体的には、粉末は、最終的に得られる超硬合金におけるＣｏの体積比が、所望の体積比となるように、タングステンカーバイト（ＷＣ）とＣｏとを配合した。その上で、アセトンを溶媒とし、ステンレス製のポットおよび超硬合金製の玉石を使用したボールミルにより９０時間粉砕を行った。その後、アセトンを除去することで、超硬合金の粉末を得て、超硬合金１から３の素材を製作した。
【００２３】
こうして得られた各素材ＤからＦは、素材ＡからＣと同じであり、一辺１５ｍｍの正方形形状とし、その厚さは、研磨加工により、Ｔ２＋０．５０ｍｍに調整した。各素材の厚さＴ２については、後で実施例および比較例として説明する。
【００２４】
〈３〉各素材の熱膨張係数：
こうして得られた超硬合金１から３およびアルミナセラミックの熱膨張係数を、図２に示した。図示するように、各素材の熱膨張係数は、素材Ａが７．６ｐｐｍ／Ｋ、素材Ｂ１が７．４ｐｐｍ／Ｋ、素材Ｂ２が６．８ｐｐｍ／Ｋ、素材Ｃが７．８ｐｐｍ／Ｋ、素材Ｄが７．５ｐｐｍ／Ｋ、素材Ｅが７．１ｐｐｍ／Ｋ、素材Ｆが６．５ｐｐｍ／Ｋ、素材Ｇが７．５ｐｐｍ／Ｋ、素材Ｈが８．４ｐｐｍ／Ｋである。超硬合金１から３の熱膨張係数が異なるのは、Ｃｏの体積％が異なるためである。
【００２５】
〈４〉接合：
上記の手法により得られた各素材ＡからＦを組み合わせ、ロウ付けまたはホットプレスにより接合した。ロウ付けは、各素材の間にロウ材（ＷＥＳＧＯ社製Copper-ABA(L)）の箔片を設置し、１０８０℃に加熱することにより行った。尚、ロウ材には、Ｃｕ系のＷＥＳＧＯ社製Copper-ABA(L)のほかに、Ａｇ系のロウ材（田中貴金属製TKC911等）を使用しても良い。このロウ材を用いると、ロウ付け温度を８９０℃程度まで低温化でき、表面層２０の素材、基材層３０の素材に対するダメージを小さくすることができる。ホットプレスの場合は、各素材を黒鉛炉に設置し、温度１３００℃、圧力３０ＭＰａ、保持時間１時間により、各素材を接合した。また、表面層２０と基材層３０を構成する原材料を混合した素材を中間層として接合しても良い。これにより、接合の信頼性をより高くすることができる。中間層は、両原材料の混合比率を段階的に変化させた、いわゆる傾斜機能材料としても良い。
【００２６】
各素材を接合した後、接合体の厚さが全体で３ｍｍとなるよう、表面層２０を所定寸法Ｔ１に、基材層３０をＴ２に、研磨加工して、実施例および比較例（番号１から１５）の接合体とした。実施例と比較例との構成および諸特性を、図３に示した。図中、番号１から４、６から１３は実施例を、番号５、１４、１５は比較例を示している。
【００２７】
［強度試験とその結果］
上記の手法により製造した工具用接合体１０から試験片を製作し、曲げ強度の試験を行った。試験片は、上記の各接合体を所定幅に切り出し、幅４ｍｍに研磨加工し、面取りを行うことで製作した。試験片の長さは、１５ｍｍである。この試験片を、アルミナ質焼結体側が引っ張り面となるように、曲げ試験装置に設置する。スパンは１０ｍｍ、３点曲げとした。この状態で曲げ強度を測定した数値が、図３の「強度」欄の値である。
【００２８】
図３の強度を比較すると、実施例は比較例に対して、以下の点で優れている。
（Ａ）工具用接合体１０の表面層２０（ＺｒＯ2含有セラミック）の厚さＴ１の基材層３０（超硬合金１）の厚さＴ２に対する比Ｔ１／Ｔ２を、０．０３から０．５０とすると、実施例１から４、および１１から分かるように、比較例５などと比べて、高い強度を実現することができる。また、単身のＳｉＣウィスカー含有アルミナ質焼結体（比較例１５）以上の強度を実現することができる。従って、低価格で高強度の工具用接合体１０を得ることができる。なお、この点は、表面層２０と基材層３０との接合がロウ付けによる場合（実施例１から４）であっても、ホットプレスによる場合（実施例１１）であっても、変わるところはない。
（Ｂ）基材層３０については、超硬合金とした方が（実施例６）、基材層３０をアルミナ質焼結体とした場合（比較例１４、１５）より強度を高くすることができ、結果的に単身のＳｉＣウィスカー含有アルミナ質焼結体とした場合より、高い強度を実現することができる。
（Ｃ）表面層２０と基材層３０との熱膨張係数の差を１．０ｐｐｍ／Ｋ以下、あるいは熱膨張係数の比を１．１１以下とすると（実施例７、８、９）、熱応力によるクラックの発生は見られないが、熱膨張係数の差が１．１ｐｐｍ／Ｋ、あるいは熱膨張係数の比が１．１７だと、熱応力によるクラックの発生が見られる（実施例１０）。実施例１０は、強度を測定した結果が１２４０ＭＰａであり、ＳｉＣウィスカー含有アルミナ単体の強度よりも高強度である。しかし、実施例１０は、表面層２０にクラックが発生した（外観検査が×判定）。
【００２９】
（Ｄ）実施例３、１２、１３に見られるように、表面層２０の材質を変えても、超硬合金による基材層３０の熱膨張係数との差を１．０ｐｐｍ／Ｋ以内、あるいは熱膨張係数の比を１．１１以内とすれば、単身のＳｉＣウィスカー含有アルミナ質焼結体の強度より、高い強度を実現することができる。表面層２０と基材層３０との熱膨張係数の差を１．０ｐｐｍ／Ｋ以内、あるいは熱膨張係数の比を１．１１以内にするために、表面層２０の熱膨張係数に合わせて、基材層３０の熱膨張係数を調整したが、熱膨張係数の調整は超硬合金に含有される金属結合相の含有量を２５から４０体積％の範囲で調整することにより行うことができる。具体的には、ＷＣ−Ｃｏ系超硬合金の場合はＣｏの含有量を、ＷＣ−Ｃｏ−Ｎｉ−Ｃｒ系超硬合金の場合はＣｏ−Ｎｉ−Ｃｒの含有量を，ＷＣ−Ｎｉ−Ｃｒ系超硬合金の場合はＮｉ−Ｃｒの含有量を、それぞれ２５から４０体積％にすれば良い。
（Ｅ）上記の実施例、比較例の分析から、実施例の工具用接合体１０は、表面層２０にＳｉＣウィスカー含有アルミナ質焼結体を含まない場合でも、単身のＳｉＣウィスカー含有アルミナ質焼結体以上の強度を実現することができる。このため、耐熱合金やダクタイル鋳鉄などの難削材を切削加工するのに適した工具用接合体１０を得ることができる。
【００３０】
本実施例の工具用接合体１０は、表面層２０の厚みＴ１と基材層３０の厚みＴ２との比Ｔ１／Ｔ２を０．０３から０．５０までとし、更に表面層２０と基材層３０との熱膨張係数の差を１．０ｐｐｍ／Ｋ以内、あるいは熱膨張係数の比を１．１以下としている。この場合、従来の接合体と比べて曲げ試験における破壊挙動が明らかに相違することが分かった。この点を、図４を用いて説明する。
【００３１】
図４は、図３に示した実施例３の接合体と、基材層３０にサーメットを用い表面層２０をＺｒＯ2含有アルミナセラミックとした比較例（図示なし）における曲げ試験の結果を示すグラフである。実施例３では、熱膨張係数の違いは０．１ｐｐｍ／Ｋ程度、あるいは熱膨張係数の比は１．０１である。上記比較例では、基材層３０のサーメットの熱膨張係数が８．１ｐｐｍ／Ｋなので、熱膨張係数の違いは−０．５ｐｐｍ／Ｋ程度、あるいは熱膨張係数の比は１．０７であった。
【００３２】
図４から分かるように、実施例３の強度試験のグラフＪ１では、曲げ試験により１６２０ＭＰａの強度を示したが、比較例の強度試験のグラフＲ１は、８００から１０００ＭＰａの間で一気に破断した。図４で円内に示したのは、８００ＭＰａ付近の拡大図である。図示するように、実施例３（Ｊ１）では、応力−変位曲線に変化が見られる。これは、肉眼による観察などを加味すると、表面層２０にクラックが発生したために生じる変化であると推認できる。しかしながら、実施例３では、表面層２０と基材層３０との熱膨張係数の差が小さく、ロウ付けにより両層がしっかりと接合されているため、表面層２０に発生したクラックが、接合面で止まり、工具用接合体１０全体の破壊に至っていない。これが、実施例の工具用接合体１０が、ＳｉＣウィスカー含有アルミナ質焼結体の単身より高い強度を示した理由の一つだと考えられる。
【００３３】
こうした工具用接合体１０を用いて構成した切削工具を図５に示す。図５は、本発明の実施品である工具用接合体１０を用いた切削工具の外観図である。図示するように、この切削工具１００は、上述した実施例の接合体を切削インサート１２０として工具先端に備える。この切削インサート１２０は、耐熱合金の切削加工に用いられる切削工具１００に取り付けられる略直方体形状の使い捨ての刃先である。切削インサート１２０は、通常、切削工具１００のホルダーと呼ばれる本体部１１０の先端において、取付部１１２に着脱可能に取り付けられる。
【００３４】
この切削工具１００は、切削インサートとして、高強度を実現した実施例の接合体（図３参照）を備えるので、耐熱金属やダクタイル鋳鉄などの切削加工に用いることができる。
【００３５】
［耐欠損性試験および耐摩耗試験、並びにそれらの結果］
上記の切削工具を対象にして、切削加工における耐欠損性試験と耐摩耗試験とを行った。これら試験の対象とした切削チップの特性と試験結果とを図６に示す。番号（Ｎｏ．）１７から２１、２３から２５は実施例であり、番号１６、２２、２６から２９は比較例である。
【００３６】
表面層２０は、実施例１７から２１、２５及び比較例１６、２２がＺｒＯ2含有アルミナセラミック（ＨＣ１）、実施例２３が９９．５％高純度アルミナセラミック、実施例２５が３０体積％部分安定化ジルコニア含有アルミナセラミックを採用した。基材層３０は、材料が単身でない例のすべて（実施例１７から２１、２３から２５及び比較例１６、２２）について、超硬合金１（ＷＣ−４０体積％Ｃｏ）を用いた。比較例２６から２９はすべて単身の材料を採用している。
【００３７】
比較例２６はＺｒＯ2含有アルミナセラミックを、比較例２７はＳｉＣウィスカー含有アルミナセラミックを、比較例２８は９９．５質量％高純度アルミナセラミックを、比較例２９は３０体積％部分安定化ジルコニア含有アルミナセラミックを採用した。
【００３８】
接合はロウ付けによって行った。ロウ材は、実施例１７から２１、２３、２４及び比較例１６、２２には田中貴金属性のＡｇ系ロウ材ＴＫＣ９１１を、実施例２５にはＷＥＳＧＯ社製Ｃｕ系ロウ材Ｃｕ−ＡＢＡ（Ｌ）を用いた。切削チップにおける表面層２０と基材層３０との寸法比は、図６に示すパターンを用意した。
【００３９】
耐欠損性試験は、上記の切削チップを対象にして、以下の条件による乾式旋削試験によって行った。
チップ形状：ＳＮＧＮ４３２−ＴＮ
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ．
送り量：０．４から０．６ｍｍ／ｒｅｖ．（０．０５ｍｍ／ｒｅｖ．刻み、５パターン）
【００４０】
図６に示したように、実施例１７から２１の切削チップは、送り量０．５ｍｍ／ｒｅｖ．によって欠損しなかった。これに対して比較例２６（単身のＺｒＯ2含有アルミナセラミック（ＨＣ１））の切削チップは、送り量０．４５ｍｍ／ｒｅｖ．によって欠損した。よって、実施例１７から２１の切削チップは、比較例２６の切削チップよりも耐欠損性が向上していると言える。実施例１７から２１の切削チップと、比較例２６の切削チップとの違いは、実施例１７から２１は超硬合金１を基材層３０として採用しているのに対して、比較例２６は基材層３０を採用せず単身である点である。よって、超硬合金１を基材層３０として採用することは、耐欠損性の向上に寄与する。
【００４１】
一方、図６に示したように、比較例１６の切削チップは、送り量０．５ｍｍ／ｒｅｖ．によって欠損した。送り量０．５ｍｍ／ｒｅｖ．によって欠損しなかった実施例１７から２１の切削チップとの違いは、比較例１６はＴ１／Ｔ２が０．０２１であるのに対して、実施例１７から２１はＴ１／Ｔ２が０．０３３以上である点である。よって、Ｔ１／Ｔ２を０．０３３以上にすることは耐欠損性の向上に寄与する。従って、Ｔ１／Ｔ２を０．０３３から０．４６に設定するのが望ましい。
【００４２】
一方、図６に示したように、実施例１７、２１の切削チップは、送り量０．５５ｍｍ／ｒｅｖ．によって欠損した。また、実施例１８の切削チップは、送り量０．６ｍｍ／ｒｅｖ．によって欠損した。これに対して、実施例１９、２０の切削チップは、送り量０．６ｍｍ／ｒｅｖ．によって欠損しなかった。実施例１９、２０と、実施例１７、１８、２１との違いは、実施例１９，２０はＴ１／Ｔ２が０．１２から０．２７であるのに対して、実施例１７、１８、２１はＴ１／Ｔ２が０．０５５以下または０．４６である点である。よって、Ｔ１／Ｔ２が０．１２から０．２７であることは、耐欠損性の向上に寄与する。従って、Ｔ１／Ｔ２を０．１２から０．２７に設定するのが望ましい。
【００４３】
加えて、図６に示したように、上記のＴ１／Ｔ２が０．２７であることによって得られる耐欠損性の向上は、表面層２０に９９．５％高純度アルミナセラミックを用いた実施例２３と、表面層２０に３０体積％部分安定化ジルコニア含有アルミナセラミックを用いた実施例２４とにおいても同じである。
【００４４】
一方、図６に示したように、実施例１９の切削チップは０．６ｍｍ／ｒｅｖ．によって欠損しなかった。これに対して、実施例２５の切削チップは０．６ｍｍ／ｒｅｖ．によって欠損した。実施例１９と実施例２５との違いは、実施例１９はロウ材がＡｇ系であるのに対して、実施例２５はロウ材がＣｕ系であることである。よって、Ａｇ系ロウ材を採用した切削チップは、Ｃｕ系を採用した切削チップよりも耐欠損性が向上する。
【００４５】
このように耐欠損性が向上する理由は、表面層およびロウ材の接合界面、並びに基材層３０およびロウ材の接合界面にＴｉリッチ層が形成されたからと推測される。このＴｉリッチ層が形成された様子は、実験によって確認した。一方、Ｃｕ系ロウ材を用いた場合は、いずれの接合面にもＴｉリッチ層が形成されなかったり、いずれか一方のみの接合面にＴｉリッチ層が形成されたりすることを実験によって確認した。
【００４６】
このように、Ａｇ系ロウ材を用いた場合に、両接合面にＴｉリッチ層が形成される理由は、Ａｇ系ロウ材の接合温度（９２０℃）においては、ロウ材中のＴｉ成分が超硬合金中に拡散し難くなり、Ｔｉ−Ｃｏの金属間化合物等が偏析するからと推測される。これに対して、Ｃｕ系ロウ材を用いた場合に、両接合面にはＴｉリッチ層が形成されない理由は、Ｃｕ系ロウ材の接合温度（１０８０から１１４０℃）においては、ロウ材中のＴｉ成分が超硬合金中に拡散し易く、Ｔｉ−Ｃｏの金属間化合物等が偏析しないからと推測される。
【００４７】
次に、耐摩耗試験について説明する。耐摩耗試験は、以下の条件による乾式旋削試験によって行った。
チップ形状：ＳＮＧＮ４３２−ＴＮ
切削速度：５００ｍ／ｍｉｎ．
送り量：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．
【００４８】
図６に示すように、実施例１７から２１、２３、２４の切削チップの摩耗量は、比較例２６、２８、２９と同等であり、比較例２７よりも良好である。つまり、表面層がアルミナセラミックであれば、基材層３０に依存せず良好な耐摩耗性を得ることができる。
【００４９】
よって、アルミナセラミックを表面層に用いれば、基材層３０をいずれかの実施例のものを採用することによって、耐摩耗性を維持したまま耐欠損性を向上させることができる。摩耗量が０．０８ｍｍ以下かつ耐欠損性試験で送り量０．６ｍｍ／ｒｅｖ．によって欠損しなかった実施例１９、２０、２３および２４のＴ１／Ｔ２は、０．１２〜０．２７である。よって、Ｔ１／Ｔ２を０．１２から０．２７に設定するのが、耐摩耗性を維持したまま耐欠損性を向上させることができる点で望ましい。
【００５０】
以上本発明について実施例を挙げて説明したが、本発明の工具用接合体は、種々なる態様で実現できることはもちろんである。図７は、こうした接合体の他の構成例を示す説明図である。図７（Ａ）は、表面層をアルミナセラミックのみならず、サーメットの薄い層とから構成した例を示す。この例では、アルミナセラミックとサーメットはホットプレスにより一体化し、更にこれをロウ付けにより基材層３０である超硬合金に接合している。また、図７（Ｂ）は、逃げ面カバー１５０にアルミナセラミックを用いる例である。この場合も、アルミナセラミックの厚さＴ１と基材層３０の厚さＴ２との比Ｔ１／Ｔ２を０．０３から０．５０の範囲とし、更に両者の熱膨張係数の差を１．０ｐｐｍ／Ｋ以内、あるいは熱膨張係数の比を１．１１以内とすればよい。また図７（Ｃ）は、工具用接合体の４つの角部にアルミナセラミックの表面層２００をロウ付けした構成例を示している。厚さの比や熱膨張係数の差は、上述した実施例と同じである。この場合には、アルミナセラミックの使用量を低減することができる。もとより、４つに分割せず２つに分割しても良い。更に多数に分割することも可能である。なお、分割したすべての角部にアルミナセラミックの表面層２００を設けなくとも差し支えない。
【符号の説明】
【００５１】
１０…工具用接合体
２０…表面層
３０…基材層
４０…接合層
１００…切削工具
１１０…本体部
１１２…取付部
１２０…切削インサート
１５０…逃げ面カバー
２００…表面層
【特許請求の範囲】
【請求項１】
アルミナ質焼結体で形成された第１の層と、超硬合金あるいはサーメットで形成された第２の層とを一体に接合してなり、
前記第２の層の厚みに対する前記第１の層の厚みの比が、０．０３から０．５０である工具用接合体。
【請求項２】
前記第１の層と前記第２の層との熱膨張係数の差が１．０ｐｐｍ／Ｋ以内である請求項１記載の工具用接合体。
【請求項３】
前記第２の層を形成する超硬合金における金属結合相の含有量が、２５から４０体積％である請求項２記載の工具用接合体。
【請求項４】
前記アルミナ質焼結体は、ＺｒＯ2含有アルミナセラミック，ＳｉＣウィスカー含有アルミナセラミック，ＳｉＣ粒子含有アルミナセラミック，ＴｉＣ含有アルミナセラミック及び９９．５質量％以上の高純度アルミナセラミックのいずれかである請求項１から請求項３のいずれか記載の工具用接合体。
【請求項５】
前記第１，第２の層が、ロウ付けまたはホットプレスにより一体に接合された請求項１から請求項４のいずれか記載の工具用接合体。
【請求項６】
前記第１，第２の層が、Ａｇ系ロウ材を用いたロウ付けにより一体に接合された請求項１から請求項５のいずれか記載の工具用接合体。
【請求項７】
前記第１の層と前記第２の層との熱膨張係数の比が１．１１以内である請求項１から請求項６のいずれか記載の工具用接合体。
【請求項８】
請求項１から請求項７のいずれか記載の工具用接合体を備えた切削工具。
【請求項９】
アルミナ質焼結体で形成された第１の厚みを有する表層材を用意し、
超硬合金またはサーメットで形成された第２の厚みを有する基材を用意し、
前記基材の前記第２の厚みに対する前記表層材の前記第１の厚みの比を、０．０３から０．５０までに調整し、
前記基材に前記表層材を、ロウ付けまたはホットプレスにより一体に接合する
工具用接合体の製造方法。
【請求項１】
アルミナ質焼結体で形成された第１の層と、超硬合金あるいはサーメットで形成された第２の層とを一体に接合してなり、
前記第２の層の厚みに対する前記第１の層の厚みの比が、０．０３から０．５０である工具用接合体。
【請求項２】
前記第１の層と前記第２の層との熱膨張係数の差が１．０ｐｐｍ／Ｋ以内である請求項１記載の工具用接合体。
【請求項３】
前記第２の層を形成する超硬合金における金属結合相の含有量が、２５から４０体積％である請求項２記載の工具用接合体。
【請求項４】
前記アルミナ質焼結体は、ＺｒＯ2含有アルミナセラミック，ＳｉＣウィスカー含有アルミナセラミック，ＳｉＣ粒子含有アルミナセラミック，ＴｉＣ含有アルミナセラミック及び９９．５質量％以上の高純度アルミナセラミックのいずれかである請求項１から請求項３のいずれか記載の工具用接合体。
【請求項５】
前記第１，第２の層が、ロウ付けまたはホットプレスにより一体に接合された請求項１から請求項４のいずれか記載の工具用接合体。
【請求項６】
前記第１，第２の層が、Ａｇ系ロウ材を用いたロウ付けにより一体に接合された請求項１から請求項５のいずれか記載の工具用接合体。
【請求項７】
前記第１の層と前記第２の層との熱膨張係数の比が１．１１以内である請求項１から請求項６のいずれか記載の工具用接合体。
【請求項８】
請求項１から請求項７のいずれか記載の工具用接合体を備えた切削工具。
【請求項９】
アルミナ質焼結体で形成された第１の厚みを有する表層材を用意し、
超硬合金またはサーメットで形成された第２の厚みを有する基材を用意し、
前記基材の前記第２の厚みに対する前記表層材の前記第１の厚みの比を、０．０３から０．５０までに調整し、
前記基材に前記表層材を、ロウ付けまたはホットプレスにより一体に接合する
工具用接合体の製造方法。
【図１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【公開番号】特開２０１２−７６２１９（Ｐ２０１２−７６２１９Ａ）
【公開日】平成２４年４月１９日（２０１２．４．１９）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１１−１８８７３３（Ｐ２０１１−１８８７３３）
【出願日】平成２３年８月３１日（２０１１．８．３１）
【出願人】（０００００４５４７）日本特殊陶業株式会社 (2,912)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２４年４月１９日（２０１２．４．１９）
【国際特許分類】
【出願日】平成２３年８月３１日（２０１１．８．３１）
【出願人】（０００００４５４７）日本特殊陶業株式会社 (2,912)
【Ｆターム（参考）】
[ Back to top ]