表面被覆工具
【課題】 被覆層の剥離を抑制するとともに、基体表面自体の耐摩耗性も向上させて、安定した高い耐摩耗性が得られる表面被覆工具を提供する。
【解決手段】 ＷＣ相２と、鉄族金属の１種以上よりなる結合相３と、ＷＣ以外のＺｒを含む周期表第４、５、６族金属の１種以上の炭化物、窒化物または炭窒化物からなるＢ１型固溶相４との超硬合金からなる基体１の表面に被覆層６を形成したものであり、基体１の表面からの深さが５〜１００μｍまでの表面領域７にＺｒＯ２相５が点在するとともにη相が存在せず、基体１の表面からの深さが１００μｍより深い内部では、ＺｒＯ２相５が存在しないか、または表面領域７におけるＺｒＯ２相５の平均粒径に対する平均粒径が１／５以下の大きさで点在している表面被覆工具である。
【解決手段】 ＷＣ相２と、鉄族金属の１種以上よりなる結合相３と、ＷＣ以外のＺｒを含む周期表第４、５、６族金属の１種以上の炭化物、窒化物または炭窒化物からなるＢ１型固溶相４との超硬合金からなる基体１の表面に被覆層６を形成したものであり、基体１の表面からの深さが５〜１００μｍまでの表面領域７にＺｒＯ２相５が点在するとともにη相が存在せず、基体１の表面からの深さが１００μｍより深い内部では、ＺｒＯ２相５が存在しないか、または表面領域７におけるＺｒＯ２相５の平均粒径に対する平均粒径が１／５以下の大きさで点在している表面被覆工具である。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は表面被覆工具に関し、特に耐塑性変形性に優れ、高靭性を有し、かつ耐摩耗性に優れた超硬合金からなる切削工具に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来から金属の切削加工に広く用いられている超硬合金は、炭化タングステンを主体とする硬質相と、コバルト等の鉄族金属の結合相に対して、周期表第４、５、６族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物等の固溶相であるＢ１型固溶体を分散せしめた系が知られている。
【０００３】
例えば、特許文献１では、被覆層を形成したＷＣ基超硬合金母材中にＺｒ化合物を含有させることが開示され、かつ化合物の大きさが合金の表面から５０μｍの深さで０．０２〜０．５μｍ、５０〜１５０μｍの深さで０．５〜１．０μｍ、１５０μｍ深さで１．０〜５．０μｍとしたことが記載されている。
【０００４】
また、特許文献２では、立方晶系化合物を含む超硬合金の表面において、表面から２〜１０μｍの深さに炭化タングステンと内部よりも１．２〜３倍量の結合相とからなる第１表面領域と、第１表面領域の界面から３〜１５μｍの深さに、炭化タングステンと結合相と内部よりも１．５〜５倍の立方晶系化合物とからなる第２表面領域とを形成することが開示され、この超硬合金の表面に被覆層を形成したものも開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２０００−３３６４８９号公報
【特許文献２】特開２００４−２５９２８６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、上記特許文献１および特許文献２のいずれの構成によっても、強い衝撃がかかった場合には被覆層が剥離する場合が多くあり、さらに、被覆層が剥離した後の基体が露出した状態で切削を続けると、摩耗の進行が非常に早くて早期に寿命に至ってしまうという問題があった。
【０００７】
本発明は、上記問題点を解決するためになされたものであり、その目的は、被覆層の剥離を抑制するとともに、基体表面自身における耐摩耗性も向上させて、安定した高い耐摩耗性が得られる表面被覆工具を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明の表面被覆工具は、ＷＣ相と、鉄族金属の１種以上よりなる結合相と、ＷＣ以外のＺｒを含む周期表第４、５、６族金属の１種以上の炭化物、窒化物または炭窒化物からなるＢ１型固溶相との超硬合金からなる基体の表面に被覆層を形成したものであって、前記基体の表面からの深さが５〜１００μｍまでの表面領域にＺｒＯ２相が点在しているとともにη相が存在せず、前記表面領域より深い内部では、前記ＺｒＯ２相が存在しないか、または前記表面領域におけるＺｒＯ２相の平均粒径に対する平均粒径が１／５以下の大きさで点在しているものである。
【０００９】
ここで、前記被覆層としては、積層構造であり、前記基体側第１層目がＴｉＮ、ＴｉＣ
、ＴｉＢ２、ＴｉＣＮまたはＴｉＡｌＮのうちの１種のＴｉ化合物である場合に特に有効であり、従来の超硬合金に比べて被覆層が剥離しにくいものである。
【００１０】
また、前記表面領域について断面で観察したとき、前記ＺｒＯ２相の平均粒径ｄ１と前記Ｂ１型固溶相の平均粒径ｄ２との比（ｄ１／ｄ２）が１．２〜１０であることが望ましく、前記表面領域における前記ＺｒＯ２相の組織全体に対する存在割合が１〜１０面積％であることが望ましい。
【００１１】
さらに、前記表面領域における結合相の含有割合が内部に対して１．２〜２倍であることが望ましい。
【発明の効果】
【００１２】
本発明の切削工具によれば、超硬合金の表面にη相が存在せずＺｒＯ２相が点在することによって、基体と被覆層との熱膨張差による被覆層の剥離を抑制することができ、かつ仮に被覆層が剥離や摩耗した場合でも、露出した超硬合金基体の耐摩耗性が高くて、切削工具として安定した切削が可能となる。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】本発明の表面被覆工具の好適例である切削工具の一例についての鏡面研磨断面における波長分散型分光分析による酸素成分の濃度分布を示すマッピング写真である。
【図２】図１の切削工具についての走査型電子顕微鏡写真および局部についてエネルギー分散型分光分析による成分分析結果である。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
本発明の切削工具について、その一例についての鏡面研磨断面における波長分散型分光分析による酸素成分の濃度分布を示すマッピング写真である図１および図２の走査型電子顕微鏡写真および局部についての成分分析結果を基に説明する。
【００１５】
図１、２に示す超硬合金（基体）１は、ＷＣ相２、鉄族金属の１種以上よりなる結合相３、ＷＣ以外のＺｒを含む周期表第４、５、６族金属の１種以上の炭化物、窒化物または炭窒化物からなるＢ１型固溶相（以下、Ｂ１型固溶相と略す。）４から形成され、さらにＺｒＯ２相５が点在している。また、図１によれば、基体１の表面には、Ｔｉを含む被覆層６が形成されている。
【００１６】
そして、図１によれば、基体１の表面からの深さが５〜１００μｍまでの表面領域７にＺｒＯ２相５が点在しており、基体１の表面からの深さが１００μｍより深い内部では、ＺｒＯ２相５が存在していない。また、基体１の表面領域７にはη相が存在せず、表面領域７自体が破壊することもない。なお、本発明によれば、基体１の内部においては表面領域７におけるＺｒＯ２相５の平均粒径に対する平均粒径が１／５以下の大きさで点在していても、本発明の効果を発揮することができる。
【００１７】
上記構成によって、基体１と被覆層６との熱膨張差による被覆層６の剥離を抑制することができ、かつ仮に被覆層６が剥離や摩耗した場合でも、露出した超硬合金基体１の耐摩耗性が高い。そのため、切削工具として用いた場合に安定した切削が可能となる。
【００１８】
ここで、被覆層６としては積層構造であり、基体１側の第１層目がＴｉＮ、ＴｉＣ、ＴｉＢ２、ＴｉＣＮまたはＴｉＡｌＮ等のＴｉ化合物である場合に特に有効であり、従来の超硬合金に比べて被覆層が剥離しにくいものである。また、被覆層は必ずしも１層のみ成膜されたものに限らず、２層以上の積層構造とすることもできる。なお、各材料の熱膨張係数は、ＴｉＮが９．４×１０−６、ＴｉＣが７．４×１０−６、ＴｉＢ２が７．６×１
０−６、ＴｉＡｌＮが７．７×１０−６、超硬合金が５〜６×１０−６、ＺｒＯ２が１０．５×１０−６、Ａｌ２Ｏ３７．５×１０−６、Ｃｏが１２．４×１０−６である。
【００１９】
また、表面領域７を断面観察したとき、ＺｒＯ２相５の平均粒径ｄ１とＢ１型固溶相４の平均粒径ｄ２との比（ｄ１／ｄ２）が１．２〜１０であることが、基体１の靭性を維持できるとともに基体１と被覆層６との密着性を高めることができるために望ましく、例えば、ＺｒＯ２相５の平均粒径ｄ１が１．５〜１０μｍ、Ｂ１型固溶相４の平均粒径ｄ２が０．２〜１．５μｍである。
【００２０】
さらに、表面領域７におけるＺｒＯ２相５の組織全体に対する存在割合が１〜１０面積％であることが、基体１の靭性を維持できるとともに基体１と被覆層６との密着性を高めることができる点で望ましい。なお、基体１の組織観察において、Ｂ１型固溶相４が１〜２０面積％の割合で存在することが、基体１の高温硬度を高めることができるとともに、基体１の靭性を低下させることなく耐塑性変形性を向上させるのに好ましい。基体１の内部におけるＢ１型固溶相４の面積比率の望ましい範囲は１〜８面積％であり、表面領域７におけるＢ１型固溶相４の面積比率の望ましい範囲は１〜１０面積％である。
【００２１】
さらに、表面領域７における結合相３の含有割合が内部に対して１．２〜２倍であることが、基体１表面における硬度をさほど低下させないで耐摩耗性が高く、かつ基体１と被覆層６との熱膨張係数差をさらに小さくできる点で望ましい。
【００２２】
（製造方法）
上述した切削工具を構成する超硬合金の製造方法の一例について説明する。まず、炭化タングステン（ＷＣ）粉末に対して、金属コバルト（Ｃｏ）粉末を５．０〜１５．０質量％と、Ｂ１型固溶相を形成するための化合物粉末として、炭化ジルコニウム粉末を０．０５〜１質量％、他のＢ１型固溶相を形成するための化合物粉末を０〜３質量％の比率で調合する。
【００２３】
この調合した粉末に溶媒を加えて、所定時間混合・粉砕してスラリーとした後、このスラリーにバインダを添加してさらに混合し、スプレードライヤー等を用いてスラリーを乾燥しながら混合粉末の造粒を行う。次に、造粒された顆粒を用いてプレス成形により切削工具形状に成形を行う。このとき、成形体の切刃形状そのものをホーニングのついた形状とするか、または焼成前の生成形体に対してホーニング加工を行い、焼成前にホーニングを付した形状としておく。
【００２４】
その後、焼成炉にて酸素を０．５〜１０％含有する窒素ガス雰囲気下にて脱脂を行った後、窒素ガス雰囲気のまま焼成炉を昇温し、５００〜５７０℃の温度範囲を２０〜４５分間保持する。そして、焼成炉内の雰囲気を窒素ガス雰囲気から真空雰囲気に切り替え、昇温速度５〜１５℃／分で１４５０〜１６００℃の焼成温度に上げて、この温度で０．３〜１時間焼成して、表面領域においてＺｒＯ２相が内部に比べて多く点在する超硬合金を作製することができる。
【００２５】
また、Ｂ１型固溶相を形成するための原料粉末の調合割合としては、炭化ジルコニウム（ＺｒＣ）：０．５〜１．５質量％、炭化チタン（ＴｉＣ）：０〜０．３質量％、炭化タンタル（ＴａＣ）：０〜０．３質量％、炭化クロム（Ｃｒ３Ｃ２）：０〜０．３質量％の組成が特に好適である。
【００２６】
そして、作製された超硬合金に対して、超硬合金の表面に化学気相蒸着（ＣＶＤ）法や、物理気相蒸着（ＰＶＤ）法によって、公知の被覆層を成膜する。本発明においては、被覆層に引張応力が残留するＣＶＤ法にて成膜された被覆層において、従来に対する効果が
顕著である。
【実施例】
【００２７】
平均粒径０．８μｍの炭化タングステン（ＷＣ）粉末、平均粒径１．２μｍの金属コバルト（Ｃｏ）粉末および平均粒径１〜２μｍの表１に示す化合物粉末を表１に示す比率で調合して、これに溶媒を加えて混合・粉砕した後、保形剤を添加してさらに混合し、できたスラリーをスプレードライヤーに投入して造粒粉末を作製した。次に、この造粒粉末を用いて、プレス成形により切削工具形状（ＣＮＭＡ１２０４１２）に成形を行う。このとき、得られた生成形体に対してホーニング加工を行い、焼成前にホーニングを付した形状とした。そして、成形体を焼成炉中に載置して、酸素ガスを表１に示す割合で含有する窒素ガス雰囲気中、４５０℃で２時間脱脂を行った後、表１に示す温度および時間でガス雰囲気の切り替えおよび焼成を行い、その後に表１に示す条件で焼成して超硬合金を作製した。
【００２８】
さらに、この加工した超硬合金の表面に化学気相蒸着（ＣＶＤ）法によって、０．５μｍの窒化チタン（ＴｉＮ）膜、９．０μｍの柱状の結晶構造をなす炭窒化チタン（ＴｉＣＮ）膜、３μｍのα型酸化アルミニウム（Ａｌ２Ｏ３）膜の被覆層を順次成膜した。
【００２９】
得られた工具について、超硬合金の鏡面研磨加工面について走査型電子顕微鏡による３０００倍写真を撮影し、これをルーゼックスにより画像解析することによって、表面領域の有無、および表面領域と内部におけるＺｒＯ２相とＢ１型固溶相の平均粒径（ｄ１、ｄ２、ｄ３、ｄ４）と面積％を算出した。なお、任意の３箇所の平均値を超硬合金に含まれるＢ１型固溶相の面積％とした。結果は表２に示した。
【００３０】
【表１】
【００３１】
【表２】
【００３２】
そして、この工具を用いて下記の条件により、連続切削試験および強断続切削試験を行い、耐摩耗性および耐欠損性を評価した。
【００３３】
（摩耗試験）
被削材 ：ＦＣＤ７００
工具形状：ＣＮＭＡ１２０４１２
切削速度：３００ｍ／分
送り速度：０．３ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：１．５ｍｍ（３秒切削毎に切込み変動）
切削時間：６分
切削液 ：エマルジョン１５％＋水８５％混合液
評価項目：顕微鏡にて切刃を観察し、逃げ面摩耗量の測定と刃先状態の確認
（強断続切削条件）
被削材 ：ＦＣＤ７００
工具形状：ＣＮＭＡ１２０４１２
切削速度：１５０ｍ／分
送り速度：０．１５〜０．３ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：１．５ｍｍ
切削液 ：エマルジョン１５％＋水８５％混合液
評価項目：衝撃回数２０００回以内に欠損した試料の個数(評価数２０個）
および衝撃回数２０００回で欠損しなかった試料の刃先状態の確認
結果は表３に示した。
【００３４】
【表３】
【００３５】
表１〜３に示す結果より、原料としてＺｒ成分を添加しなかった試料Ｎｏ．８では、ＺｒＯ２相の析出が見られず、被覆層の剥離を伴うチッピングの発生が見られた。また、Ｎ２雰囲気での熱処理温度が５５０℃を越える試料Ｎｏ．５では、基体の表面にη相が析出して切刃においてチッピングが見られた。さらに、Ｎ２雰囲気での熱処理時間が４５分より長い試料Ｎｏ．６では、焼成後の超硬合金におけるＺｒＯ２相の分布状態が表面と内部とで同じになり、超硬合金自体の硬度が低下して摩耗の進行が早かった。また、Ｎ２雰囲気で熱処理する際のガスの酸素含有量が０．５体積％より少ない試料Ｎｏ．７では、ＺｒＯ２相の析出が見られず、被覆層の剥離を伴うチッピングの発生が見られた。
【００３６】
これに対して、所定の表面領域を有する試料Ｎｏ．１〜６では、被覆層の密着性が高くてチッピングの発生が抑制され、安定した切削加工が可能であった。
【符号の説明】
【００３７】
１：超硬合金（基体）
２：ＷＣ相
３：結合相
４：Ｂ１型固溶相
５：ＺｒＯ２相
６：被覆層
７：表面領域
【技術分野】
【０００１】
本発明は表面被覆工具に関し、特に耐塑性変形性に優れ、高靭性を有し、かつ耐摩耗性に優れた超硬合金からなる切削工具に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来から金属の切削加工に広く用いられている超硬合金は、炭化タングステンを主体とする硬質相と、コバルト等の鉄族金属の結合相に対して、周期表第４、５、６族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物等の固溶相であるＢ１型固溶体を分散せしめた系が知られている。
【０００３】
例えば、特許文献１では、被覆層を形成したＷＣ基超硬合金母材中にＺｒ化合物を含有させることが開示され、かつ化合物の大きさが合金の表面から５０μｍの深さで０．０２〜０．５μｍ、５０〜１５０μｍの深さで０．５〜１．０μｍ、１５０μｍ深さで１．０〜５．０μｍとしたことが記載されている。
【０００４】
また、特許文献２では、立方晶系化合物を含む超硬合金の表面において、表面から２〜１０μｍの深さに炭化タングステンと内部よりも１．２〜３倍量の結合相とからなる第１表面領域と、第１表面領域の界面から３〜１５μｍの深さに、炭化タングステンと結合相と内部よりも１．５〜５倍の立方晶系化合物とからなる第２表面領域とを形成することが開示され、この超硬合金の表面に被覆層を形成したものも開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２０００−３３６４８９号公報
【特許文献２】特開２００４−２５９２８６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、上記特許文献１および特許文献２のいずれの構成によっても、強い衝撃がかかった場合には被覆層が剥離する場合が多くあり、さらに、被覆層が剥離した後の基体が露出した状態で切削を続けると、摩耗の進行が非常に早くて早期に寿命に至ってしまうという問題があった。
【０００７】
本発明は、上記問題点を解決するためになされたものであり、その目的は、被覆層の剥離を抑制するとともに、基体表面自身における耐摩耗性も向上させて、安定した高い耐摩耗性が得られる表面被覆工具を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明の表面被覆工具は、ＷＣ相と、鉄族金属の１種以上よりなる結合相と、ＷＣ以外のＺｒを含む周期表第４、５、６族金属の１種以上の炭化物、窒化物または炭窒化物からなるＢ１型固溶相との超硬合金からなる基体の表面に被覆層を形成したものであって、前記基体の表面からの深さが５〜１００μｍまでの表面領域にＺｒＯ２相が点在しているとともにη相が存在せず、前記表面領域より深い内部では、前記ＺｒＯ２相が存在しないか、または前記表面領域におけるＺｒＯ２相の平均粒径に対する平均粒径が１／５以下の大きさで点在しているものである。
【０００９】
ここで、前記被覆層としては、積層構造であり、前記基体側第１層目がＴｉＮ、ＴｉＣ
、ＴｉＢ２、ＴｉＣＮまたはＴｉＡｌＮのうちの１種のＴｉ化合物である場合に特に有効であり、従来の超硬合金に比べて被覆層が剥離しにくいものである。
【００１０】
また、前記表面領域について断面で観察したとき、前記ＺｒＯ２相の平均粒径ｄ１と前記Ｂ１型固溶相の平均粒径ｄ２との比（ｄ１／ｄ２）が１．２〜１０であることが望ましく、前記表面領域における前記ＺｒＯ２相の組織全体に対する存在割合が１〜１０面積％であることが望ましい。
【００１１】
さらに、前記表面領域における結合相の含有割合が内部に対して１．２〜２倍であることが望ましい。
【発明の効果】
【００１２】
本発明の切削工具によれば、超硬合金の表面にη相が存在せずＺｒＯ２相が点在することによって、基体と被覆層との熱膨張差による被覆層の剥離を抑制することができ、かつ仮に被覆層が剥離や摩耗した場合でも、露出した超硬合金基体の耐摩耗性が高くて、切削工具として安定した切削が可能となる。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】本発明の表面被覆工具の好適例である切削工具の一例についての鏡面研磨断面における波長分散型分光分析による酸素成分の濃度分布を示すマッピング写真である。
【図２】図１の切削工具についての走査型電子顕微鏡写真および局部についてエネルギー分散型分光分析による成分分析結果である。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
本発明の切削工具について、その一例についての鏡面研磨断面における波長分散型分光分析による酸素成分の濃度分布を示すマッピング写真である図１および図２の走査型電子顕微鏡写真および局部についての成分分析結果を基に説明する。
【００１５】
図１、２に示す超硬合金（基体）１は、ＷＣ相２、鉄族金属の１種以上よりなる結合相３、ＷＣ以外のＺｒを含む周期表第４、５、６族金属の１種以上の炭化物、窒化物または炭窒化物からなるＢ１型固溶相（以下、Ｂ１型固溶相と略す。）４から形成され、さらにＺｒＯ２相５が点在している。また、図１によれば、基体１の表面には、Ｔｉを含む被覆層６が形成されている。
【００１６】
そして、図１によれば、基体１の表面からの深さが５〜１００μｍまでの表面領域７にＺｒＯ２相５が点在しており、基体１の表面からの深さが１００μｍより深い内部では、ＺｒＯ２相５が存在していない。また、基体１の表面領域７にはη相が存在せず、表面領域７自体が破壊することもない。なお、本発明によれば、基体１の内部においては表面領域７におけるＺｒＯ２相５の平均粒径に対する平均粒径が１／５以下の大きさで点在していても、本発明の効果を発揮することができる。
【００１７】
上記構成によって、基体１と被覆層６との熱膨張差による被覆層６の剥離を抑制することができ、かつ仮に被覆層６が剥離や摩耗した場合でも、露出した超硬合金基体１の耐摩耗性が高い。そのため、切削工具として用いた場合に安定した切削が可能となる。
【００１８】
ここで、被覆層６としては積層構造であり、基体１側の第１層目がＴｉＮ、ＴｉＣ、ＴｉＢ２、ＴｉＣＮまたはＴｉＡｌＮ等のＴｉ化合物である場合に特に有効であり、従来の超硬合金に比べて被覆層が剥離しにくいものである。また、被覆層は必ずしも１層のみ成膜されたものに限らず、２層以上の積層構造とすることもできる。なお、各材料の熱膨張係数は、ＴｉＮが９．４×１０−６、ＴｉＣが７．４×１０−６、ＴｉＢ２が７．６×１
０−６、ＴｉＡｌＮが７．７×１０−６、超硬合金が５〜６×１０−６、ＺｒＯ２が１０．５×１０−６、Ａｌ２Ｏ３７．５×１０−６、Ｃｏが１２．４×１０−６である。
【００１９】
また、表面領域７を断面観察したとき、ＺｒＯ２相５の平均粒径ｄ１とＢ１型固溶相４の平均粒径ｄ２との比（ｄ１／ｄ２）が１．２〜１０であることが、基体１の靭性を維持できるとともに基体１と被覆層６との密着性を高めることができるために望ましく、例えば、ＺｒＯ２相５の平均粒径ｄ１が１．５〜１０μｍ、Ｂ１型固溶相４の平均粒径ｄ２が０．２〜１．５μｍである。
【００２０】
さらに、表面領域７におけるＺｒＯ２相５の組織全体に対する存在割合が１〜１０面積％であることが、基体１の靭性を維持できるとともに基体１と被覆層６との密着性を高めることができる点で望ましい。なお、基体１の組織観察において、Ｂ１型固溶相４が１〜２０面積％の割合で存在することが、基体１の高温硬度を高めることができるとともに、基体１の靭性を低下させることなく耐塑性変形性を向上させるのに好ましい。基体１の内部におけるＢ１型固溶相４の面積比率の望ましい範囲は１〜８面積％であり、表面領域７におけるＢ１型固溶相４の面積比率の望ましい範囲は１〜１０面積％である。
【００２１】
さらに、表面領域７における結合相３の含有割合が内部に対して１．２〜２倍であることが、基体１表面における硬度をさほど低下させないで耐摩耗性が高く、かつ基体１と被覆層６との熱膨張係数差をさらに小さくできる点で望ましい。
【００２２】
（製造方法）
上述した切削工具を構成する超硬合金の製造方法の一例について説明する。まず、炭化タングステン（ＷＣ）粉末に対して、金属コバルト（Ｃｏ）粉末を５．０〜１５．０質量％と、Ｂ１型固溶相を形成するための化合物粉末として、炭化ジルコニウム粉末を０．０５〜１質量％、他のＢ１型固溶相を形成するための化合物粉末を０〜３質量％の比率で調合する。
【００２３】
この調合した粉末に溶媒を加えて、所定時間混合・粉砕してスラリーとした後、このスラリーにバインダを添加してさらに混合し、スプレードライヤー等を用いてスラリーを乾燥しながら混合粉末の造粒を行う。次に、造粒された顆粒を用いてプレス成形により切削工具形状に成形を行う。このとき、成形体の切刃形状そのものをホーニングのついた形状とするか、または焼成前の生成形体に対してホーニング加工を行い、焼成前にホーニングを付した形状としておく。
【００２４】
その後、焼成炉にて酸素を０．５〜１０％含有する窒素ガス雰囲気下にて脱脂を行った後、窒素ガス雰囲気のまま焼成炉を昇温し、５００〜５７０℃の温度範囲を２０〜４５分間保持する。そして、焼成炉内の雰囲気を窒素ガス雰囲気から真空雰囲気に切り替え、昇温速度５〜１５℃／分で１４５０〜１６００℃の焼成温度に上げて、この温度で０．３〜１時間焼成して、表面領域においてＺｒＯ２相が内部に比べて多く点在する超硬合金を作製することができる。
【００２５】
また、Ｂ１型固溶相を形成するための原料粉末の調合割合としては、炭化ジルコニウム（ＺｒＣ）：０．５〜１．５質量％、炭化チタン（ＴｉＣ）：０〜０．３質量％、炭化タンタル（ＴａＣ）：０〜０．３質量％、炭化クロム（Ｃｒ３Ｃ２）：０〜０．３質量％の組成が特に好適である。
【００２６】
そして、作製された超硬合金に対して、超硬合金の表面に化学気相蒸着（ＣＶＤ）法や、物理気相蒸着（ＰＶＤ）法によって、公知の被覆層を成膜する。本発明においては、被覆層に引張応力が残留するＣＶＤ法にて成膜された被覆層において、従来に対する効果が
顕著である。
【実施例】
【００２７】
平均粒径０．８μｍの炭化タングステン（ＷＣ）粉末、平均粒径１．２μｍの金属コバルト（Ｃｏ）粉末および平均粒径１〜２μｍの表１に示す化合物粉末を表１に示す比率で調合して、これに溶媒を加えて混合・粉砕した後、保形剤を添加してさらに混合し、できたスラリーをスプレードライヤーに投入して造粒粉末を作製した。次に、この造粒粉末を用いて、プレス成形により切削工具形状（ＣＮＭＡ１２０４１２）に成形を行う。このとき、得られた生成形体に対してホーニング加工を行い、焼成前にホーニングを付した形状とした。そして、成形体を焼成炉中に載置して、酸素ガスを表１に示す割合で含有する窒素ガス雰囲気中、４５０℃で２時間脱脂を行った後、表１に示す温度および時間でガス雰囲気の切り替えおよび焼成を行い、その後に表１に示す条件で焼成して超硬合金を作製した。
【００２８】
さらに、この加工した超硬合金の表面に化学気相蒸着（ＣＶＤ）法によって、０．５μｍの窒化チタン（ＴｉＮ）膜、９．０μｍの柱状の結晶構造をなす炭窒化チタン（ＴｉＣＮ）膜、３μｍのα型酸化アルミニウム（Ａｌ２Ｏ３）膜の被覆層を順次成膜した。
【００２９】
得られた工具について、超硬合金の鏡面研磨加工面について走査型電子顕微鏡による３０００倍写真を撮影し、これをルーゼックスにより画像解析することによって、表面領域の有無、および表面領域と内部におけるＺｒＯ２相とＢ１型固溶相の平均粒径（ｄ１、ｄ２、ｄ３、ｄ４）と面積％を算出した。なお、任意の３箇所の平均値を超硬合金に含まれるＢ１型固溶相の面積％とした。結果は表２に示した。
【００３０】
【表１】
【００３１】
【表２】
【００３２】
そして、この工具を用いて下記の条件により、連続切削試験および強断続切削試験を行い、耐摩耗性および耐欠損性を評価した。
【００３３】
（摩耗試験）
被削材 ：ＦＣＤ７００
工具形状：ＣＮＭＡ１２０４１２
切削速度：３００ｍ／分
送り速度：０．３ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：１．５ｍｍ（３秒切削毎に切込み変動）
切削時間：６分
切削液 ：エマルジョン１５％＋水８５％混合液
評価項目：顕微鏡にて切刃を観察し、逃げ面摩耗量の測定と刃先状態の確認
（強断続切削条件）
被削材 ：ＦＣＤ７００
工具形状：ＣＮＭＡ１２０４１２
切削速度：１５０ｍ／分
送り速度：０．１５〜０．３ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：１．５ｍｍ
切削液 ：エマルジョン１５％＋水８５％混合液
評価項目：衝撃回数２０００回以内に欠損した試料の個数(評価数２０個）
および衝撃回数２０００回で欠損しなかった試料の刃先状態の確認
結果は表３に示した。
【００３４】
【表３】
【００３５】
表１〜３に示す結果より、原料としてＺｒ成分を添加しなかった試料Ｎｏ．８では、ＺｒＯ２相の析出が見られず、被覆層の剥離を伴うチッピングの発生が見られた。また、Ｎ２雰囲気での熱処理温度が５５０℃を越える試料Ｎｏ．５では、基体の表面にη相が析出して切刃においてチッピングが見られた。さらに、Ｎ２雰囲気での熱処理時間が４５分より長い試料Ｎｏ．６では、焼成後の超硬合金におけるＺｒＯ２相の分布状態が表面と内部とで同じになり、超硬合金自体の硬度が低下して摩耗の進行が早かった。また、Ｎ２雰囲気で熱処理する際のガスの酸素含有量が０．５体積％より少ない試料Ｎｏ．７では、ＺｒＯ２相の析出が見られず、被覆層の剥離を伴うチッピングの発生が見られた。
【００３６】
これに対して、所定の表面領域を有する試料Ｎｏ．１〜６では、被覆層の密着性が高くてチッピングの発生が抑制され、安定した切削加工が可能であった。
【符号の説明】
【００３７】
１：超硬合金（基体）
２：ＷＣ相
３：結合相
４：Ｂ１型固溶相
５：ＺｒＯ２相
６：被覆層
７：表面領域
【特許請求の範囲】
【請求項１】
ＷＣ相と、鉄族金属の１種以上よりなる結合相と、ＷＣ以外のＺｒを含む周期表第４、５、６族金属の１種以上の炭化物、窒化物または炭窒化物からなるＢ１型固溶相との超硬合金からなる基体の表面に被覆層を形成したものであって、前記基体の表面からの深さが５〜１００μｍまでの表面領域にＺｒＯ２相が点在するとともにη相が存在せず、前記基体の表面領域より深い内部では、前記ＺｒＯ２相が存在しないか、または前記表面領域におけるＺｒＯ２相の平均粒径に対する平均粒径が１／５以下の大きさで点在している表面被覆工具。
【請求項２】
前記被覆層が積層構造であり、前記基体側の第１層目がＴｉＮ、ＴｉＣ、ＴｉＢ２、ＴｉＣＮまたはＴｉＡｌＮのうちの１種のＴｉ化合物である請求項１記載の表面被覆工具。
【請求項３】
前記表面領域について断面で観察したとき、前記ＺｒＯ２相の平均粒径ｄ１と前記Ｂ１型固溶相の平均粒径ｄ２との比（ｄ１／ｄ２）が１．２〜１０である請求項１または２記載の表面被覆工具。
【請求項４】
前記表面領域における前記ＺｒＯ２相の組織全体に対する存在割合が１〜１０面積％である請求項１乃至３のいずれか記載の表面被覆工具。
【請求項５】
前記表面領域における結合相の含有割合が内部に対して１．２〜２倍である請求項１乃至４のいずれか記載の表面被覆工具。
【請求項１】
ＷＣ相と、鉄族金属の１種以上よりなる結合相と、ＷＣ以外のＺｒを含む周期表第４、５、６族金属の１種以上の炭化物、窒化物または炭窒化物からなるＢ１型固溶相との超硬合金からなる基体の表面に被覆層を形成したものであって、前記基体の表面からの深さが５〜１００μｍまでの表面領域にＺｒＯ２相が点在するとともにη相が存在せず、前記基体の表面領域より深い内部では、前記ＺｒＯ２相が存在しないか、または前記表面領域におけるＺｒＯ２相の平均粒径に対する平均粒径が１／５以下の大きさで点在している表面被覆工具。
【請求項２】
前記被覆層が積層構造であり、前記基体側の第１層目がＴｉＮ、ＴｉＣ、ＴｉＢ２、ＴｉＣＮまたはＴｉＡｌＮのうちの１種のＴｉ化合物である請求項１記載の表面被覆工具。
【請求項３】
前記表面領域について断面で観察したとき、前記ＺｒＯ２相の平均粒径ｄ１と前記Ｂ１型固溶相の平均粒径ｄ２との比（ｄ１／ｄ２）が１．２〜１０である請求項１または２記載の表面被覆工具。
【請求項４】
前記表面領域における前記ＺｒＯ２相の組織全体に対する存在割合が１〜１０面積％である請求項１乃至３のいずれか記載の表面被覆工具。
【請求項５】
前記表面領域における結合相の含有割合が内部に対して１．２〜２倍である請求項１乃至４のいずれか記載の表面被覆工具。
【図１】
【図２】
【図２】
【公開番号】特開２０１１−１７３２１２（Ｐ２０１１−１７３２１２Ａ）
【公開日】平成２３年９月８日（２０１１．９．８）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１０−３８９４５（Ｐ２０１０−３８９４５）
【出願日】平成２２年２月２４日（２０１０．２．２４）
【出願人】（０００００６６３３）京セラ株式会社 (13,660)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２３年９月８日（２０１１．９．８）
【国際特許分類】
【出願日】平成２２年２月２４日（２０１０．２．２４）
【出願人】（０００００６６３３）京セラ株式会社 (13,660)
【Ｆターム（参考）】
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