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WO2014132512A1 - 切削工具 - Google Patents

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Publication number
WO2014132512A1
WO2014132512A1 PCT/JP2013/082221 JP2013082221W WO2014132512A1 WO 2014132512 A1 WO2014132512 A1 WO 2014132512A1 JP 2013082221 W JP2013082221 W JP 2013082221W WO 2014132512 A1 WO2014132512 A1 WO 2014132512A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
layer
cutting tool
cutting
cemented carbide
coating layer
Prior art date
Application number
PCT/JP2013/082221
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
貴彦 牧野
Original Assignee
京セラ株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 京セラ株式会社 filed Critical 京セラ株式会社
Priority to JP2014512974A priority Critical patent/JP5597786B1/ja
Priority to KR1020157022533A priority patent/KR101701186B1/ko
Priority to EP13876147.3A priority patent/EP2962793B1/en
Priority to CN201380072830.9A priority patent/CN104994979B/zh
Priority to BR112015020524-0A priority patent/BR112015020524B1/pt
Priority to US14/769,989 priority patent/US9694426B2/en
Priority to MX2015010857A priority patent/MX368462B/es
Publication of WO2014132512A1 publication Critical patent/WO2014132512A1/ja

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Definitions

  • the present invention relates to a cutting tool made of cemented carbide.
  • a cemented carbide is suitably used as a cutting tool that has been widely used for metal cutting.
  • heat-resistant alloys such as Inconel and titanium
  • cutting tools having excellent cutting performance in cutting heat-resistant alloys are required.
  • the temperature near the cutting edge becomes high during cutting.
  • Patent Document 1 includes WC as a main component, Co of 12 to 14% by mass, Cr of 0.3 to 0.6% by mass, and a coercive force (Hc) of 15 to 25 kA / m,
  • a cutting tool made of a cemented carbide having a bending strength of 3.5 GPa or more is disclosed, and it is disclosed that good cutting performance is exhibited in the cutting of a heat-resistant alloy such as titanium or inconel.
  • Patent Document 1 the effect of suppressing the occurrence of thermal cracks is insufficient, and further performance improvement is necessary.
  • An object of the present invention is to provide a cutting tool that suppresses the occurrence of thermal cracks in the cutting blade and has high wear resistance and fracture resistance even in processing in which the cutting blade becomes hot, such as cutting of a heat-resistant alloy. It is in.
  • the cutting tool of the present invention is mainly composed of the WC phase, with Co in the ratio of 11.5 to 12.5 mass%, and Cr in the ratio of 0.2 to 0.6 mass% in terms of Cr 3 C 2.
  • the WC phase has an average particle size of 0.85 to 1.05 ⁇ m, a coercive force (Hc) of 13.0 to 16.0 kA / m, and a Rockwell hardness (HRA) of 89.5. It is made of cemented carbide of ⁇ 90.5.
  • the cutting tool of the present invention suppresses the occurrence of thermal cracks at the cutting edge in cutting heat-resistant alloys, has high wear resistance and fracture resistance, and exhibits dramatically superior cutting performance.
  • the cutting tool according to this embodiment is mainly composed of the WC phase and contains Co in a proportion of 11.5 to 12.5 mass% and Cr in a proportion of 0.2 to 0.6 mass% in terms of Cr 3 C 2.
  • the average particle size of the WC phase is 0.85 to 1.05 ⁇ m
  • the coercive force (Hc) is 13.0 to 16.0 kA / m
  • the Rockwell hardness (HRA) is 89.5 to It consists of 90.5 cemented carbide.
  • the cutting tool of this embodiment consisting of this range suppresses the occurrence of thermal cracks in the cutting edge in cutting heat-resistant alloys, has both high wear resistance and fracture resistance, and exhibits outstanding cutting performance. To do.
  • the average particle diameter of the WC phase when the average particle diameter of the WC phase is smaller than 0.85 ⁇ m, the thermal conductivity of the cemented carbide is lowered, the toughness is low, and the fracture resistance is lowered. On the contrary, if the average particle size of the WC phase is larger than 1.05 ⁇ m, the hardness of the cemented carbide is lowered and the wear resistance is lowered. A more preferable range of the average particle diameter of the WC phase is 0.95 to 1.05 ⁇ m. On the other hand, if the Co content is less than 11.5% by mass, sufficient toughness and strength cannot be ensured and defects are likely to occur.
  • the Co content is more than 12.5% by mass, the thermal conductivity of the cemented carbide is reduced, and thermal cracks are easily generated and lost, and the plastic deformation resistance deteriorates and wears on the cutting edge. Progresses faster.
  • a more preferable range of the Co content is 12.0 to 12.5% by mass.
  • the Cr 3 C 2 conversion amount of Cr is less than 0.2% by mass, the binder phase in the cemented carbide is easily oxidized and deteriorated, and conversely, the Cr 3 C 2 conversion amount of chromium (Cr) is When it is more than 0.6% by mass, the toughness is lowered and the chipping tends to occur.
  • a more preferable range of Cr in terms of Cr 3 C 2 is 0.4 to 0.5 mass%.
  • at least one of vanadium (V) and tantalum (Ta) can be contained in a total range of 0.2% by mass or less in terms of carbides (VC and TaC). In this embodiment, chromium (Cr), vanadium (V), and tantalum (Ta) are dissolved in the binder phase.
  • the coercive force is lower than 13.0 kA / m, the hardness is lowered and sufficient wear resistance cannot be exhibited. On the other hand, if the coercive force is higher than 16.0 kA / m, thermal cracking is likely to occur, fracture toughness is reduced, and a sudden defect is induced. A more preferable range of the coercive force is 13.5 to 15.0 kA / m.
  • Rockwell hardness If the Rockwell hardness (HRA) is lower than 89.5, the wear progresses at the cutting edge. On the other hand, if the Rockwell hardness is higher than 90.5, the toughness is reduced, the stability against defects is lowered, and tool damage such as sudden defects is likely to occur. A more preferable range of the Rockwell hardness is 89.8 to 90.3.
  • the bending strength of the cemented carbide is 3.5 GPa or more, and the Weibull coefficient is 10 or more.
  • a desirable range of the bending strength is 3.7 to 4.2 GPa, and a desirable range of the Weibull coefficient is 15 or more.
  • the shape of the test piece having the three-point bending strength specified in JIS R1601 can be produced from the shape of the cutting tool, the test piece specified in JIS R1601 is cut out, and three points according to JIS R1601 are obtained.
  • the three-point bending strength is measured when the bending strength is measured.
  • the length: width: length ratio of the test piece specified in JIS R1601 is 3: The largest rectangular sample is cut out and processed so as to obtain a 4:10 rectangular shape, and this is used as a test piece.
  • the three-point bending strength is measured by setting the measurement span to the same ratio as the vertical length of the sample. To do.
  • the saturation magnetization (Ms) is 165 to 200 kA / m. If it is this range, a cemented carbide will become a healthy alloy without precipitation of (eta) phase or free carbon. At this time, the amount of oxygen in the cemented carbide becomes 0.03 to 0.10% by mass. Further, the fracture toughness value (K 1C ) of the cemented carbide is not less than 16 MPa ⁇ m 1/2 , particularly 16.5 to 20.0 MPa ⁇ m 1/2 .
  • a cemented carbide has a structure in which a WC phase is a main component and a Co-based binder phase is bonded between WC phases.
  • the binder phase contains tungsten (W) and chromium (Cr), which are in solid solution. Whether the solid solution is present can be confirmed by observation with a scanning electron microscope (SEM) or a transmission electron microscope (TEM). According to this embodiment, a position where the content ratio of tungsten in the binder phase takes the maximum value exists between the surface and the inside of the cemented carbide.
  • the tungsten content ratio in the binder phase has a distribution that increases once from the surface of the cemented carbide toward the inside, takes a maximum value, and then decreases toward the inside.
  • the measurement is desirably performed on a cross section including a surface of the cemented carbide that has not been polished.
  • the measurement is performed using a cross section including an inner wall surface of a screw hole provided in the center of the cutting tool.
  • the position where the content ratio of tungsten in the binder phase takes the maximum value is such that the depth from the surface of the cemented carbide is in the range of 50 to 200 ⁇ m.
  • the position where the tungsten content ratio in the binder phase takes the maximum value by polishing the cutting edge portion, the rake face, and the flank face is the position of the cemented carbide.
  • the surface of the cemented carbide can be coated with a coating layer.
  • the coating layer include a TiN layer having an average thickness of 0 to 0.7 ⁇ m, a TiCN layer having an average thickness of 1 to 3 ⁇ m, and any one of TiCO, TiNO, and TiCNO having an average thickness of 0 to 0.1 ⁇ m.
  • the substrate is coated on the surface of the cemented carbide substrate, and from the substrate side, the TiN layer, the TiCN layer, the intermediate layer, and Al 2
  • the O 3 layer and the outermost layer are provided in this order.
  • the intermediate layer is made of any one of TiCO, TiNO, and TiCNO.
  • the outermost layer is 0.3 to 0.7 ⁇ m.
  • the average thickness of each layer is calculated by measuring the thickness at intervals of 1 ⁇ m over a length of 10 ⁇ m or more in a direction parallel to the surface of the substrate at an arbitrary position of each layer, and taking the average value.
  • sufficient wear resistance can be maintained when the thickness of the TiCN layer is 1 ⁇ m or more. If the TiCN layer has a thickness of 3 ⁇ m or less, the TiCN layer is hardly damaged. A more preferable range of the TiCN layer is 2 to 2.5 ⁇ m. When the thickness of the Al 2 O 3 layer is 0.3 ⁇ m or more, sufficient oxidation resistance can be maintained and wear resistance is high. When the thickness of the Al 2 O 3 layer is 0.7 ⁇ m or less, chipping is difficult. A more preferable range of the Al 2 O 3 layer is 0.4 to 0.6 ⁇ m.
  • the TiN layer enhances the adhesion between the substrate and the coating layer.
  • the coating layer has good adhesion to the substrate, and the coating layer has Difficult to chip.
  • a more preferable range of the TiN layer is 0.4 to 0.5 ⁇ m.
  • an intermediate layer between the TiCN layer and the Al 2 O 3 layer has an effect of enhancing the adhesion between the TiCN layer and the Al 2 O 3 layer.
  • the average thickness of the intermediate layer is 0.01 to 0.1 ⁇ m, the Al 2 O 3 layer is difficult to peel and the Al 2 O 3 layer is difficult to chip.
  • a more preferable range of the intermediate layer is 0.03 to 0.08 ⁇ m.
  • the outermost layer is provided to facilitate the determination of whether the cutting blade is unused or used with the surface of the cutting tool being gold, and can be visually identified if it is 0.3 to 0.7 ⁇ m.
  • the rake face has a structure in which needle-like particles are deposited on the surface of the coating layer, so that there are many voids on the surface of the coating layer, and the retention of cutting fluid on the surface of the coating layer is improved. As a result, the flow of chips generated by machining becomes smooth, and the temperature rise at the cutting edge can be suppressed.
  • the outermost layer may contain oxygen at a ratio of 10% by mass or less based on the total amount. Further, in the present embodiment, the outermost layer has a structure in which the carbon concentration on the substrate side is higher than the carbon concentration on the surface side. As a result, acicular particles are formed on the rake face, and the surface of the outermost layer is gold, making it easy to identify the use.
  • the TiN layer, the intermediate layer, and the outermost layer can be omitted.
  • the Al 2 O 3 layer suppresses the oxidation of the coating layer. Moreover, since the average thickness of the Al 2 O 3 layer is 0.3 to 0.7 ⁇ m, the Al 2 O 3 layer can be peeled off even when processing heat-resistant alloys such as Ni-base alloys and Ti-base alloys that are likely to adhere. Can be suppressed.
  • the overall shape of the cutting tool is a substantially plate shape, the side surface is 90 ° with respect to the main surface, and the shape using the ends of both main surfaces as a cutting blade, so-called negative chip shape using both sides is a preferred example.
  • both main surfaces may be made of the same shape, as another embodiment, the Al 2 O 3 layer having an average thickness of the other main surface side of the Al 2 O 3 layer on one main surface The average thickness may be different.
  • the coating layer is not limited to the above configuration.
  • the surface of the cemented carbide the average thickness of 3.0 ⁇ 5.5 ⁇ m Ti 1-ab Al a M b (C 1-x N x) ( however, M is Cr, Si, W, Mo,
  • M is Cr, Si, W, Mo
  • a coating layer comprising at least one selected from Ta, Hf, Nb, Zr and Y, 0.2 ⁇ a ⁇ 0.7, 0 ⁇ b ⁇ 0.4, 0 ⁇ x ⁇ 1
  • An aspect may be sufficient. Long life cutting is possible by milling titanium alloy or SUS.
  • this coating layer is produced by the PVD method.
  • the metal M is at least one selected from Cr, Si, W, Mo, Ta, Hf, Nb, Zr and Y. However, when the metal M contains one selected from Cr, Si, W and Nb, the acid resistance And the resistance to welding is further improved.
  • It has a structure. That is, two layers having different compositions of the first thin layer and the second thin layer are alternately stacked with a thickness of several nanometers to several tens of nanometers. As a result, it is possible to suppress the development of cracks in the coating layer, and to increase the hardness of the entire coating layer, thereby improving the wear resistance.
  • the composition of the coating layer composed of two or more kinds of multilayer structures having different compositions as described above is represented by the total composition of the coating layer and can be analyzed by an electron beam microanalyzer (EPMA) or the like.
  • the detailed composition of the coating layer can be observed with a transmission electron microscope (TEM), and the composition can be confirmed with energy dispersive spectroscopy (EDS).
  • the structure of the multi-layer coating layer is not limited to two types of the first thin layer and the second thin layer, and a third thin layer having a composition different from that of the first thin layer and the second thin layer is added. Three or more types of alternately laminated structures may be used.
  • the coating layer having the above multi-layer structure for example, while rotating a sample to be deposited while a target having a different composition is arranged at a certain interval on the inner wall side surface of the chamber of the deposition apparatus. It can be manufactured by forming a film.
  • a WC raw material powder having an average particle diameter of 2.5 to 4.0 ⁇ m, particularly 3.0 to 4.0 ⁇ m, and Cr 3 C having an average particle diameter of 2.0 to 3.0 ⁇ m by a microtrack method 2Pour raw material powder into pulverizer, add water or solvent, and stir to make slurry.
  • the WC raw material powder having an average particle diameter of 2.5 to 4.0 ⁇ m while stirring the slurry, until the average particle diameter of the mixed powder by the microtrack method becomes 0.9 to 1.1 ⁇ m
  • the coercive force and the Rockwell hardness can be adjusted within a predetermined range while the average particle diameter of the WC particles in the alloy is within a predetermined range.
  • the Co raw material powder is not added at the time of charging the WC raw material powder and the Cr 3 C 2 raw material powder, and the average particle diameter of the mixed powder by the microtrack method becomes 2.0 to 2.2 ⁇ m while stirring the slurry. Then, the Co raw material powder is added to the slurry. That is, when the Co raw material powder is introduced from the initial stage, the Co raw material powders aggregate together at the end of the pulverization time, and the coercive force and the Rockwell hardness deviate from predetermined ranges. Further, if desired, metal powder and carbon powder are added to the slurry when the WC raw material powder and Cr 3 C 2 raw material powder are charged in order to adjust the saturation magnetization of the cemented carbide after firing.
  • VC material powder and TaC raw material powder is added at the time of turn-on of WC raw material powder and Cr 3 C 2 raw powder.
  • an organic binder, a dispersing agent, etc. are added and adjusted to a slurry, and it is set as a granule by spray drying.
  • this granule is molded into a predetermined tool shape by a known molding method such as press molding, cast molding, extrusion molding, or cold isostatic pressing. Thereafter, the above cemented carbide is produced by firing at 1350 to 1450 ° C. in a vacuum or in a non-oxidizing atmosphere.
  • the cooling rate after firing is preferably 10 to 70 ° C./min, particularly 20 to 50 ° C./min.
  • the cemented carbide is subjected to polishing or honing of the cutting edge as desired.
  • a coating layer is formed on the surface as desired.
  • a reaction gas composition a mixed gas composed of 0.5 to 10% by volume of titanium tetrachloride (TiCl 4 ) gas, 10 to 60% by volume of nitrogen (N 2 ) gas, and the remaining hydrogen (H 2 ) gas is used. It is adjusted and introduced into the reaction chamber, and a TiN layer is formed in the chamber under conditions of 800 to 940 ° C. and 8 to 50 kPa.
  • the reaction gas composition is 0.5% to 10% by volume of titanium tetrachloride (TiCl 4 ) gas, 10% to 60% by volume of nitrogen (N 2 ) gas, and 0% of acetonitrile (CH 3 CN) gas.
  • a mixed gas consisting of 1 to 3.0% by volume and the remainder consisting of hydrogen (H 2 ) gas was prepared and introduced into the reaction chamber, and the film formation temperature was 780 to 880 ° C. and 5 to 25 kPa, under the TiCN layer.
  • the side part is deposited.
  • the ratio of acetonitrile gas in the reaction gas is adjusted to 0.1 to 0.4% by volume, and the film forming temperature is set to 780 ° C. to 880 ° C.
  • the lower portion is desirable because a TiCN layer made of fine streaks (MT-TiCN) can be formed.
  • the film-forming conditions of the lower part of a TiCN layer may be formed on a single condition, the film-forming conditions of a TiCN layer can be changed on the way and a structure state can also be changed.
  • a structure state can also be changed. For example, by increasing the ratio of acetonitrile (CH 3 CN) gas, the upper crystal of the TiCN layer can be made columnar crystals wider than the lower crystal.
  • titanium tetrachloride (TiCl 4 ) gas is 1 to 5% by volume
  • acetonitrile (CH 3 CN) gas is 0.5 to 5% by volume
  • nitrogen (N 2 ) A mixed gas consisting of 10 to 30% by volume of gas and the remaining hydrogen (H 2 ) gas is prepared and introduced into the reaction chamber, and the inside of the chamber is changed to 950 to 1100 ° C. and 5 to 40 kPa.
  • the upper crystal of the TiCN layer can be a columnar crystal having a width wider than that of the lower crystal. Under these conditions, a desired TiCN layer can be formed even if a part of acetonitrile (CH 3 CN) gas is changed to a ratio of 4 to 10% by volume of methane (CH 4 ) gas.
  • an HT-TiCN layer constituting the upper part of the TiCN layer is formed.
  • the specific film forming conditions for the HT-TiCN layer are as follows: titanium tetrachloride (TiCl 4 ) gas is 2.5 to 4% by volume, methane (CH 4 ) gas is 0.1 to 10% by volume, and nitrogen (N 2 ).
  • TiCl 4 titanium tetrachloride
  • CH 4 methane
  • N 2 nitrogen
  • a gas mixture of 5 to 20% by volume and the remainder consisting of hydrogen (H 2 ) gas is prepared and introduced into the reaction chamber, the chamber is set to 900 to 1050 ° C. and 5 to 40 kPa, and the film formation time is set to 20 to 20%. 60 minutes is desirable.
  • the film formation conditions are 1 to 4% by volume of titanium tetrachloride (TiCl 4 ) gas, 0 to 7% by volume of methane (CH 4 ) gas, 0 to 20% by volume of nitrogen (N 2 ) gas, and dioxide dioxide.
  • TiCl 4 titanium tetrachloride
  • CH 4 methane
  • N 2 nitrogen
  • dioxide dioxide dioxide
  • a mixed gas composed of 1 to 5% by volume of carbon (CO 2 ) gas and the remaining hydrogen (H 2 ) gas is prepared.
  • These mixed gases are adjusted and introduced into the reaction chamber, and the film is formed under the conditions of 900 to 1050 ° C., 5 to 40 kPa, and a film formation time of 20 to 60 minutes.
  • Al 2 O 3 layer is formed.
  • AlCl 3 aluminum trichloride
  • HCl hydrogen chloride
  • CO 2 carbon dioxide
  • H 2 S hydrogen sulfide
  • the outermost layer is formed.
  • Specific film forming conditions are as follows: titanium tetrachloride (TiCl 4 ) gas is 0.1 to 10% by volume, nitrogen (N 2 ) gas is 0 to 60% by volume, and the remainder is hydrogen (H 2 ) gas.
  • TiCl 4 titanium tetrachloride
  • N 2 nitrogen
  • H 2 hydrogen
  • the mixed gas consisting of the above may be adjusted and introduced into the reaction chamber, and the inside of the chamber may be 960 to 1100 ° C. and 10 to 85 kPa.
  • the one main surface There is a method in which the interval between adjacent samples is different from the interval between adjacent samples on the other main surface side.
  • the obtained cutting tool can be used on both sides under different cutting conditions.
  • the interval between the upper and lower samples different from the interval between the left and right samples, the thickness of the Al 2 O 3 layer and the crystal structure of the outermost layer on the cutting edge and the rake face can be made different.
  • PVD physical vapor deposition
  • Film formation conditions include using these targets to evaporate and ionize the metal source by arc discharge, glow discharge, or the like, and simultaneously use nitrogen (N 2 ) gas as a nitrogen source or methane (CH 4 ) / acetylene as a carbon source (
  • N 2 nitrogen
  • a coating layer is formed by an ion plating method or a sputtering method that reacts with a C 2 H 2 ) gas.
  • a high hardness coating layer can be produced in consideration of the crystal structure of the coating layer, and in order to improve adhesion to the substrate, in this embodiment, 35 to 200 V is applied. Apply a bias voltage.
  • the first target and the second target are set at predetermined positions such as positions facing the side wall surface of the chamber, and the sample is rotated.
  • it can be manufactured by forming a film while approaching or moving away from the first target and the second target.
  • tungsten carbide (WC) powder having an average particle size described in Table 1 a metal cobalt (Co) powder having an average particle size of 1.2 ⁇ m and a Cr 3 C 2 powder having an average particle size of 2.5 ⁇ m are added.
  • the mixture was mixed and pulverized with a vibration mill until the average particle size of the mixed powder was in the range of 0.9 to 1.1 ⁇ m.
  • the Co powder for the samples whose addition time is described as intermediate in Table 1, when the average particle size of the mixed powder in the middle of pulverization is in the range of 2.0 to 2.2 ⁇ m, the Co powder For the sample in which the addition time is described as initial, Co powder was added before pulverization was started.
  • the mixed powder obtained by granulation by spray drying is formed into a cutting tool shape by press molding, and then subjected to a binder removal treatment at a temperature shown in Table 1 in a vacuum with a degree of vacuum of 0.5 to 100 Pa.
  • the cemented carbide shown in Table 1 was produced by firing for 1 hour and lowering the temperature at the rate of temperature reduction shown in Table 1.
  • each metal content in the cemented carbide after firing was the same as the preparation composition.
  • the cutting edge processing was given to the rake face side by blasting to the manufactured cemented carbide.
  • a coating layer was formed on the cemented carbide by a CVD method.
  • the film forming conditions were as follows. First, TiCl 4 : 2.0% by volume, N 2 : 33% by volume, and the remaining H 2 was allowed to flow to form a TiN layer of 0.1 ⁇ m. A film was formed with a thickness. Next, under the film forming conditions of 825 ° C. and 9 kPa, an average was obtained by flowing a mixed gas of TiCl 4 : 2.5% by volume, N 2 : 23% by volume, CH 3 CN: 0.4% by volume, and the remaining H 2. A first TiCN layer having a crystal width of 0.3 ⁇ m was formed to a thickness of 2.5 ⁇ m.
  • the outermost layer is formed to a thickness of 0.5 ⁇ m by flowing a mixed gas of TiCl 4 : 3.0% by volume, N 2 : 30% by volume, and the remaining H 2. Filmed.
  • the outermost layer had a composition based on TiN, but was mixed due to carbon (C) diffusion or the like, resulting in TiCN.
  • the coercive force (Hc) and the saturation magnetization (Ms) were measured with a magnetic property measuring device, the Rockwell hardness was measured with JISZ2245, and the fracture toughness value (K1c) was measured with JISR1607. Further, each cutting tool was cut into a rectangular shape with a length of 11.5 mm and a ratio of length: width: length of 3: 4: 10, and the bending strength (three-point bending strength) according to JIS R1601 and JIS R1625. ) And Weibull coefficients were measured and calculated. The results are shown in Table 2.
  • the cutting surface of the obtained cutting tool was subjected to composition analysis of the binder phase by wavelength dispersive X-ray analysis (WDS), and the content of tungsten in the binder phase was confirmed.
  • the tungsten content in each binder phase was measured for each position of the interspersed binder phase within a range of 500 ⁇ m to 600 ⁇ m in depth from the surface of the alloy.
  • the tungsten content in each binder phase interspersed within the range from the surface of the alloy to the depth from the surface up to 300 ⁇ m was also measured, and the tungsten content in the range from the surface to a depth of 300 ⁇ m was 500 ⁇ m.
  • sample No. consisting of a substrate and a coating layer within the scope of the present invention.
  • 1, 3, 4, 7, 8, 11, 12, 14, 16, 17, 20, 21, and 23 to 29, chipping and chipping were suppressed, and progress of wear was also suppressed.
  • Sample No. 1 of Example 1 A coating layer described in Table 4 was formed by the CVD method using the same material as that of No. 1 cemented carbide.
  • the first TiN layer was formed at the thickness shown in Table 4 under the same film formation conditions as in Example 1.
  • the second TiCN layer is TiCl 4 : 2.5 vol%, N 2 : 23 vol%, CH 3 CN: 0.2 vol% in the initial stage of film formation at 825 ° C. and 9 kPa, and the flow rate is gradually increased. Then, at the end of the film formation, a film was formed by flowing a mixed gas of 0.5 volume% and the remaining H 2 .
  • the third intermediate layer was formed at the thickness shown in Table 4 under the same film formation conditions as in Example 1.
  • the fourth ⁇ Al 2 O 3 layer is AlCl 3 : 2.5% by volume, HCl: 0.5% by volume, CO 2 : 4% by volume, H 2 S: 0 under the film forming conditions of 1005 ° C. and 9 kPa.
  • a film was formed by flowing a mixed gas of 3% by volume and the remaining H 2 .
  • the outermost layer was formed with the thickness shown in Table 4 under the same film formation conditions as in Example 1.
  • the obtained cutting tool was subjected to a cutting test under the cutting conditions of Example 1 to evaluate the cutting performance.
  • the results are shown in Table 4.
  • a coating layer was formed by the PVD method using the same material as that of No. 1 cemented carbide.
  • the film formation conditions are as follows. A sintered compact target containing a metal element for forming a coating layer was set, a bias voltage shown in Table 5 was applied, an arc current of 150 A was applied, and a film formation temperature of 540 ° C. was set in Table 5. A coating layer having the composition shown was formed.
  • composition of the sample was observed with a scanning electron microscope (SEM) from the surface of the coating layer, and the average composition at three locations was expressed as the composition of the coating layer. Moreover, SEM observation was performed about the cross section containing the coating layer of each sample, and the thickness of the coating layer was measured. Furthermore, the detailed structure of the coating layer was observed with a transmission electron microscope (TEM), and the detailed composition was confirmed by energy dispersive spectroscopy (EDS).
  • SEM scanning electron microscope

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Abstract

　【課題】　耐熱合金の切削加工のように切刃が高温になる加工においても、切刃における熱亀裂の発生を抑制し、耐摩耗性および耐欠損性が高い切削工具を提供する。　【解決手段】　ＷＣ相を主体として、１１．５～１２．５質量％のＣｏと、ＣｒをＣｒ3Ｃ2と換算で０．２～０．６質量％との割合で含有してなり、前記ＷＣ相の平均粒径が０．８５～１．０５μｍであり、抗磁力（Ｈｃ）が１３．０～１６．０ｋＡ／ｍ、ロックウェル硬度（ＨＲＡ）が８９．５～９０．５である超硬合金からなる切削工具である。

Description

切削工具
　本発明は超硬合金からなる切削工具に関する。
　従来から金属の切削加工に広く用いられている切削工具は、超硬合金が好適に利用されている。インコネルやチタン等の耐熱合金の需要の増加に伴って、耐熱合金の切削における切削性能に優れた切削工具が求められている。しかしながら、従来の切削工具では、切削時に切刃付近の温度が高温になる。その結果、切刃に熱亀裂が発生したり、発生した熱亀裂からクラックが進展したりして、切刃にチッピングや欠損が発生するという問題があった。
　そこで、特許文献１では、ＷＣを主成分として、Ｃｏを１２～１４質量％と、Ｃｒを０．３～０．６質量％と、を含み、抗磁力（Ｈｃ）が１５～２５ｋＡ／ｍ、抗折力が３．５ＧＰａ以上の超硬合金からなる切削工具が開示され、チタンやインコネル等の耐熱合金の切削加工において良好な切削性能を発揮することが開示されている。
特開２０１２－０７６１５６号公報
　しかしながら、特許文献１のインサートでは、熱亀裂の発生を抑制する効果が不十分であり、更なる性能向上が必要であった。
　本発明の目的は、耐熱合金の切削加工のように切刃が高温になる加工においても、切刃における熱亀裂の発生を抑制し、耐摩耗性および耐欠損性が高い切削工具を提供することにある。
　耐熱合金の切削加工においては、超硬合金中のＷＣ相の平均粒径や、Ｃｏ、Ｃｒ（Ｃｒ3Ｃ2）等の添加物の含有量に対して、連続的に切削性能が変化するのではなく、ごく狭い特定の範囲で飛躍的な切削性能の向上が発現することがわかり、本発明に至った。
　すなわち、本発明の切削工具は、ＷＣ相を主体として、Ｃｏを１１．５～１２．５質量％と、ＣｒをＣｒ3Ｃ2換算量で０．２～０．６質量％との割合で含有してなり、前記ＷＣ相の平均粒径が０．８５～１．０５μｍであり、抗磁力（Ｈｃ）が１３．０～１６．０ｋＡ／ｍ、ロックウェル硬さ（ＨＲＡ）が８９．５～９０．５の超硬合金からなる。
　本発明の切削工具は、耐熱合金の切削において、切刃における熱亀裂の発生を抑制し、耐摩耗性および耐欠損性がともに高くて、飛躍的に優れた切削性能を発揮する。
　本実施態様の切削工具は、ＷＣ相を主体として、Ｃｏを１１．５～１２．５質量％と、ＣｒをＣｒ3Ｃ2換算量で０．２～０．６質量％との割合で含有してなり、前記ＷＣ相の平均粒径が０．８５～１．０５μｍであり、抗磁力（Ｈｃ）が１３．０～１６．０ｋＡ／ｍ、ロックウェル硬さ（ＨＲＡ）が８９．５～９０．５の超硬合金からなる。この範囲からなる本実施態様の切削工具は、耐熱合金の切削において、切刃における熱亀裂の発生を抑制し、耐摩耗性および耐欠損性がともに高くて、飛躍的に優れた切削性能を発揮する。
　すなわち、ＷＣ相の平均粒径が０．８５μｍよりも小さいと、超硬合金の熱伝導率が低下するとともに、靱性が低く、耐欠損性が低下する。逆に、ＷＣ相の平均粒径が１．０５μｍよりも大きいと、超硬合金の硬度が低下して耐摩耗性が低下する。ＷＣ相の平均粒径のより好適な範囲は、０．９５～１．０５μｍである。また、Ｃｏの含有量が１１．５質量％よりも少ないと、十分な靱性、強度が確保できず、欠損しやすい。逆に、Ｃｏの含有量が１２．５質量％より多いと、超硬合金の熱伝導率が低下して熱亀裂が発生し欠損しやすいとともに、耐塑性変形性が悪化して切刃における摩耗の進行が速くなる。Ｃｏ含有量のより好適な範囲は、１２．０～１２．５質量％である。
　さらに、ＣｒのＣｒ3Ｃ2換算量が０．２質量％より少ないと、超硬合金中の結合相が酸化して変質しやすく、逆に、クロム（Ｃｒ）のＣｒ3Ｃ2換算量が０．６質量％より多いと、靱性が低下し欠損しやすくなる。ＣｒのＣｒ3Ｃ2換算量のより好適な範囲は、０．４～０．５質量％である。また、合金中には、バナジウム（Ｖ）やタンタル（Ｔａ）の少なくとも１種を炭化物（ＶＣおよびＴａＣ）換算による合計で０．２質量％以下の範囲で含有させることもできる。本実施態様では、クロム（Ｃｒ）、バナジウム（Ｖ）およびタンタル（Ｔａ）は結合相中に固溶する。
　また、抗磁力が１３．０ｋＡ／ｍよりも低いと、硬度が低下し、十分な耐摩耗性を発揮できない。逆に、抗磁力が１６．０ｋＡ／ｍよりも高いと、熱亀裂が発生しやすく、破壊靱性が低下し、突発欠損を誘発してしまう。抗磁力のより好適な範囲は、１３．５～１５．０ｋＡ／ｍである。
　ロックウェル硬さ（ＨＲＡ）が８９．５よりも低いと、切刃における摩耗の進行が速くなる。逆に、ロックウェル硬さが９０．５よりも高いと靱性が低下し、欠損に対する安定性が低下して突発欠損等の工具損傷が発生しやすくなってしまう。ロックウェル硬さのより好適な範囲は、８９．８～９０．３である。
　本実施態様では、超硬合金の抗折力が３．５ＧＰａ以上、ワイブル係数は１０以上である。これによって、焼結体の欠陥が少ないとともに、焼結体間のばらつきが小さく、切削工具の突発欠損が抑制される。抗折力の望ましい範囲は、３．７～４．２ＧＰａであり、ワイブル係数の望ましい範囲は、１５以上である。なお、本発明においては、切削工具の形状からＪＩＳＲ１６０１に規定された３点曲げ強度の試験片の形状が作製できる場合には、ＪＩＳＲ１６０１に規定された試験片を切り出して、ＪＩＳＲ１６０１に準じて３点曲げ強度を測定したときの３点曲げ強度を測定する。切削工具の形状からＪＩＳＲ１６０１に規定された３点曲げ強度の試験片の形状が作製できない場合には、切削工具から、ＪＩＳＲ１６０１に規定された試験片の縦：横：長さの比である３：４：１０の矩形形状となるように、最も大きな矩形の試料を切り出して加工し、これを試験片として使用し、測定のスパンも試料の縦の長さと同じ比率にして３点曲げ強度を測定する。
　また、本実施態様では、飽和磁化（Ｍｓ）は１６５～２００ｋＡ／ｍである。この範囲であれば、超硬合金はη相または遊離炭素の析出がない健全合金となる。このとき、超硬合金中の酸素量は、０．０３～０．１０質量％となる。さらに、超硬合金の破壊靭性値（Ｋ1C）は１６ＭＰａ・ｍ1/2以上、特に１６．５～２０．０ＭＰａ・ｍ1/2となる。
　ＣｏはＷＣ相間を結合する結合相中に存在する。超硬合金は、ＷＣ相を主体とし、Ｃｏを主体とする結合相がＷＣ相間を結合した組織からなる。結合相中にはタングステン（Ｗ）およびクロム（Ｃｒ）が含有されており、これらは固溶している。固溶しているか否かは走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）または透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察にて確認できる。本実施態様によれば、超硬合金の表面と内部との間に、結合相中のタングステンの含有比率が最大値を取る位置が存在する。結合相中のタングステンの含有比率は、超硬合金の表面から内部に向かって一旦増加し、最大値を取った後、内部に向かって減少する分布がよい。測定は、超硬合金の研磨加工がされていない表面を含む断面にて行われることが望ましく、例えば、切削工具の中央に設けられるネジ孔の内壁面を含む断面を用いて測定される。
　超硬合金の表面と内部との間に、結合相中のタングステンの含有比率が最大値を取る位置が存在する分布からなることによって、切削時に発生する熱が効率よく伝播するという効果がある。なお、本実施態様では、結合相中のタングステンの含有比率が最大値を取る位置が、超硬合金の表面からの深さが５０～２００μｍの範囲内にある。また、焼成によって超硬合金を作製した後、切刃部、すくい面、逃げ面では、研磨加工を施すことによって、結合相中のタングステンの含有比率が最大値を取る位置が、超硬合金の表面からの深さが５０μｍよりも浅い位置になる場合や超硬合金の最表面になる場合もあるが、この場合でも上記効果は失わない。
　（被覆層の第１の実施態様）
　また、本実施態様の切削工具では、超硬合金の表面に被覆層を被覆することができる。被覆層としては、例えば、平均厚みが０～０．７μｍのＴｉＮ層と、平均厚みが１～３μｍのＴｉＣＮ層と、平均厚みが０～０．１μｍのＴｉＣＯ、ＴｉＮＯおよびＴｉＣＮＯのうちのいずれかからなる中間層と、平均厚みが０．３～０．７μｍのＡｌ2Ｏ3層と、平均厚みが０～０．７μｍのＴｉＣxＮy層（０＜ｘ、０．５≦ｙ、ｘ＋ｙ＝１）からなる最表層とが順に積層されてなる。上述した構成の超硬合金に上記被覆層を被覆することによって、インコネル等のニッケル基合金のミリング加工にて長寿命な切削加工が可能となる。なお、本実施態様によれば、この被覆層はＣＶＤ法によって作製されている。
　上記実施態様の被覆層のより好適な構成を具体的に説明すると、上記超硬合金からなる基体の表面に被覆されて、基体側から、ＴｉＮ層と、ＴｉＣＮ層と、中間層と、Ａｌ2Ｏ3層と、最表層との順に設けられている。中間層は、ＴｉＣＯ、ＴｉＮＯおよびＴｉＣＮＯのうちのいずれかからなる。最表層は、ＴｉＣxＮy層（０＜ｘ、０．５≦ｙ、ｘ＋ｙ＝１）からなる。被覆層の各層のより好適な平均厚みは、ＴｉＮ層が０．１～０．７μｍ、ＴｉＣＮ層が１～３μｍ、中間層が０．０１～０．１μｍ、Ａｌ2Ｏ3層が０．３～０．７μｍ、最表層が０．３～０．７μｍである。なお、各層の平均厚みは、各層の任意の位置において、基体の表面と平行な方向について１０μｍ以上の長さに亘って１μｍ間隔で厚みを測定し、その平均値を取って算出する。
　ここで、ＴｉＣＮ層の厚みが１μｍ以上であると、十分な耐摩耗性を維持できる。ＴｉＣＮ層が３μｍ以下の厚みであると、欠損しにくい。ＴｉＣＮ層のより好適な範囲は、２～２．５μｍである。Ａｌ2Ｏ3層の厚みが０．３μｍ以上であると、十分な耐酸化性を維持でき、耐摩耗性が高い。Ａｌ2Ｏ3層の厚みが０．７μｍ以下であると、チッピングしにくい。Ａｌ2Ｏ3層のより好適な範囲は、０．４～０．６μｍである。
　ＴｉＮ層は基体と被覆層との密着性を高めるものであり、ＴｉＮ層の平均厚みが０．３～０．７μｍであると、被覆層は基体との密着性が良く、かつ、被覆層はチッピングしにくい。ＴｉＮ層のより好適な範囲は、０．４～０．５μｍである。さらに、ＴｉＣＮ層とＡｌ2Ｏ3層との間の中間層はＴｉＣＮ層とＡｌ2Ｏ3層との密着性を高める効果がある。中間層の平均厚みが０．０１～０．１μｍであると、Ａｌ2Ｏ3層が剥離しにくく、かつＡｌ2Ｏ3層がチッピングしにくい。中間層のより好適な範囲は、０．０３～０．０８μｍである。最表層は、切削工具の表面を金色として、切刃の未使用、使用済みの判定を容易にするために設けたものであり、０．３～０．７μｍであれば、目視で識別できる。また、本実施態様では、最表層の表面において、切刃ではＴｉＣxＮy結晶（０＜ｘ、０．５≦ｙ、ｘ＋ｙ＝１）が粒状粒子からなるとともに、すくい面では針状粒子からなる。これによって、切刃においては、被覆層の表面での空隙が少なく、被覆層の摩耗が小さい。一方、すくい面では被覆層の表面に針状粒子が析出した構造なので、被覆層の表面での空隙が多く、被覆層の表面における切削液の保持力が向上する。その結果、加工によって発生する切屑の流れがスムーズになり、切刃における温度上昇を抑制することができる。なお、最表層には、酸素を全量中１０質量％以下の割合で含有してもよい。さらに、本実施態様では、最表層は、基体側の炭素濃度が表面側の炭素濃度よりも高い構成となっている。これによって、すくい面においては、針状粒子が形成されるとともに、最表層の表面では金色になり、使用の識別がしやすい。なお、ＴｉＮ層、中間層および最表層は省略することもできる。
　上記基体と被覆層との組み合わせによって、切削時の発熱によっても熱亀裂およびその進展が抑制される。また、切刃が高温になっても、Ａｌ2Ｏ3層が被覆層の酸化を抑制する。しかも、Ａｌ2Ｏ3層の平均厚みは０．３～０．７μｍなので、Ｎｉ基合金やＴｉ基合金のような凝着しやすい耐熱合金の加工であってもＡｌ2Ｏ3層の剥離を抑制できる。
　また、切削工具の全体形状は、概略板形状で、主面に対して側面が９０°であり、両主面の端部を切刃として使用する形状、いわゆる、両面使いのネガチップ形状が好適例として挙げられる。そして、両主面は同じ形状からなるものであってもよいが、他の実施態様として、一方の主面側のＡｌ2Ｏ3層の平均厚みと他方の主面側のＡｌ2Ｏ3層の平均厚みとが異なっている構成であってもよい。この構成であれば、２つの加工条件で切削加工を行うような場合に、一方の主面側の切刃と他方の主面側の切刃を別々の加工条件で使い分けすることにより、切削工具はより最適な工具性能を発揮する。なお、このとき、より最適な工具性能とするために、一方の主面側のブレーカ形状と他方の主面側のブレーカ形状とが異なっていてもよい。
　（被覆層の第２実施態様）
　また、被覆層としては上記構成に限定されるものではない。例えば、前記超硬合金の表面に、平均厚みが３．０～５．５μｍのＴｉ1-a-bＡｌaＭb（Ｃ1-xＮx）（ただし、ＭはＣｒ、Ｓｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、ＺｒおよびＹから選ばれる少なくとも１種、０．２≦ａ≦０．７、０≦ｂ≦０．４、０≦ｘ≦１）からなる被覆層が被覆されてなる実施態様であってもよい。チタン合金やＳＵＳのミリング加工にて長寿命な切削加工が可能となる。本実施態様によれば、この被覆層はＰＶＤ法によって作製されている。
　金属Ｍは、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、ＺｒおよびＹから選ばれる少なくとも１種であるが、Ｃｒ、Ｓｉ、ＷおよびＮｂから選ばれる１種を含む場合には、耐酸化性および耐溶着性がさらに向上する。
　被覆層は単一組成からなるものであってもよいが、本実施態様では、Ｔｉ1-a1-b1Ａｌa1Ｍb1（Ｃ1-x1Ｎx1）（ただし、ＭはＣｒ、Ｓｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、ＺｒおよびＹから選ばれる少なくとも１種、０．２≦ａ１≦０．７、０≦ｂ１≦０．４、０≦ｘ１≦１）からなる第１薄層と、Ｔｉ1-a2-b2Ａｌa2Ｍb2（Ｃ1-x2Ｎx2）（ただし、ＭはＣｒ、Ｓｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、ＺｒおよびＹから選ばれる少なくとも１種、０．２≦ａ２≦０．７、０≦ｂ２≦０．４、０≦ｘ２≦１、ａ１＝ａ２かつｂ１＝ｂ２かつｘ１＝ｘ２を除く。）からなる第２薄層とが交互に積層された多層構造となっている。つまり、第１薄層と第２薄層との異なる組成の２層が数ｎｍ～数十ｎｍの厚みで交互に積層されている。これによって、被覆層内にクラックが進展することを抑制することができ、かつ被覆層全体が高硬度化して、耐摩耗性が向上する。
　なお、本発明においては、このように組成の異なる２種類以上の多層構成からなる被覆層の組成は、被覆層の全体組成で表わし、電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）等によって分析可能である。被覆層の詳細組成は透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察でき、その組成はエネルギー分散分光分析（ＥＤＳ）で確認することができる。また、多層構造の被覆層の構造は、第１薄層と第２薄層との２種類に限定されず、第１薄層および第２薄層とは異なる組成の第３薄層等を追加した３種類以上の交互積層構造であってもよい。
　さらに、上記多層構成の被覆層を形成するには、例えば、成膜装置のチャンバの内壁側面に、組成の異なるターゲットを一定の間隔をあけて配置した状態で、成膜する試料を回転させながら成膜することによって作製することができる。
　（製造方法）
　本発明の被覆工具を作製する方法について説明する。
  まず、マイクロトラック法による平均粒径が２．５～４．０μｍ、特に３．０～４．０μｍのＷＣ原料粉末およびマイクロトラック法による平均粒径が２．０～３．０μｍのＣｒ3Ｃ2原料粉末を、粉砕混合機に投入し、水または溶剤を添加し、撹拌してスラリーを作製する。ここで、上記２．５～４．０μｍの平均粒径のＷＣ原料粉末を用いて、スラリーを撹拌しながら、混合粉末のマイクロトラック法による平均粒径が０．９～１．１μｍになるまで粉砕することによって、合金中のＷＣ粒子の平均粒径を所定の範囲内にした上で、抗磁力とロックウェル硬さとを所定の範囲内に調整することができる。
　また、Ｃｏ原料粉末は、ＷＣ原料粉末およびＣｒ3Ｃ2原料粉末の投入時に添加せず、スラリーを撹拌しながら、混合粉末のマイクロトラック法による平均粒径が２．０～２．２μｍになるまで粉砕した後に、Ｃｏ原料粉末をスラリーの中に添加する。すなわち、Ｃｏ原料粉末を初期から投入すると、粉砕時間が終了する頃にはＣｏ原料粉末同士が凝集して、抗磁力およびロックウェル硬さが所定の範囲から外れてしまう。また、所望により、スラリー中には、焼成後の超硬合金の飽和磁化の調整するために、ＷＣ原料粉末およびＣｒ3Ｃ2原料粉末の投入時に、金属粉末、カーボン粉末を添加する。なお、ＶＣ原料粉末やＴａＣ原料粉末を添加する場合には、ＷＣ原料粉末およびＣｒ3Ｃ2原料粉末の投入時に添加する。また、スラリーには有機バインダ、分散剤等を添加して調整し、スプレードライにて顆粒とする。
　この顆粒を用いて、プレス成形、鋳込成形、押出成形、冷間静水圧プレス成形等の公知の成形方法によって所定の工具形状に成形する。その後、真空中または非酸化性雰囲気中にて１３５０～１４５０℃で焼成することによって上述した超硬合金を作製する。焼成後の冷却速度は１０～７０℃／分、特に２０～５０℃／分がよい。この超硬合金に所望によって研磨加工や切刃部のホーニング加工を施す。
　そして、その表面に所望により、被覆層を成膜する。
まず、第１の実施態様である化学気相蒸着（ＣＶＤ）法によって被覆層を成膜する方法の一例について説明する。
初めに、反応ガス組成として四塩化チタン（ＴｉＣｌ4）ガスを０．５～１０体積％、窒素（Ｎ2）ガスを１０～６０体積％、残りが水素（Ｈ2）ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を８００～９４０℃、８～５０ｋＰａの条件でＴｉＮ層を成膜する。
　次に、反応ガス組成として、体積％で四塩化チタン（ＴｉＣｌ4）ガスを０．５～１０体積％、窒素（Ｎ2）ガスを１０～６０体積％、アセトニトリル（ＣＨ3ＣＮ）ガスを０．１～３．０体積％、残りが水素（Ｈ2）ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、成膜温度を７８０～８８０℃、５～２５ｋＰａにてＴｉＣＮ層の下側部分を成膜する。ここで、上記成膜条件のうち、反応ガス中のアセトニトリルガスの割合が０．１～０．４体積％に調整すること、および成膜温度を７８０℃～８８０℃とすることが、断面観察において下側部分が微細な筋状晶（ＭＴ－ＴｉＣＮ）からなるＴｉＣＮ層を形成できるために望ましい。
　なお、ＴｉＣＮ層の下側部分の成膜条件は単一条件で形成しても良いが、ＴｉＣＮ層の成膜条件を途中で変更して組織状態を変えることもできる。例えば、アセトニトリル（ＣＨ3ＣＮ）ガスの比率を増してＴｉＣＮ層の上側の結晶を下側の結晶よりも幅の広い柱状結晶とすることができる。または、上記ＴｉＣＮ層の成膜途中から、成膜条件を、四塩化チタン（ＴｉＣｌ4）ガスを１～５体積％、アセトニトリル（ＣＨ3ＣＮ）ガスを０．５～５体積％、窒素（Ｎ2）ガスを１０～３０体積％、残りが水素（Ｈ2）ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を９５０～１１００℃、５～４０ｋＰａの条件に変更することによって、ＴｉＣＮ層の上側の結晶を下側の結晶よりも幅の広い柱状結晶とすることができる。この条件において、アセトニトリル（ＣＨ3ＣＮ）ガスの一部をメタン（ＣＨ4）ガスを４～１０体積％の割合に変えても所望のＴｉＣＮ層の形成が可能である。
　次に、ＴｉＣＮ層の上側部分を構成するＨＴ－ＴｉＣＮ層を成膜する。ＨＴ－ＴｉＣＮ層の具体的な成膜条件は、四塩化チタン（ＴｉＣｌ4）ガスを２．５～４体積％、メタン（ＣＨ4）ガスを０．１～１０体積％、窒素（Ｎ2）ガスを５～２０体積％、残りが水素（Ｈ2）ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を９００～１０５０℃、５～４０ｋＰａとし、成膜時間を２０～６０分とすることが望ましい。
　さらに、中間層を成膜する。具体的な成膜条件は、四塩化チタン（ＴｉＣｌ4）ガスを１～４体積％、メタン（ＣＨ4）ガスを０～７体積％、窒素（Ｎ2）ガスを０～２０体積％、二酸化炭素（ＣＯ2）ガスを１～５体積％、残りが水素（Ｈ2）ガスからなる混合ガスを調整する。これらの混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を９００～１０５０℃、５～４０ｋＰａとし、成膜時間を２０～６０分とする条件で成膜する。
　そして、引き続き、Ａｌ2Ｏ3層を成膜する。Ａｌ2Ｏ3層の成膜方法としては、三塩化アルミニウム（ＡｌＣｌ3）ガスを０．５～５．０体積％、塩化水素（ＨＣｌ）ガスを０．５～３．５体積％、二酸化炭素（ＣＯ2）ガスを０．５～５．０体積％、硫化水素（Ｈ2Ｓ）ガスを０．０～０．５体積％、残りが水素（Ｈ2）ガスからなる混合ガスを用い、９５０～１１００℃、５～１０ｋＰａとすることが望ましい。
　また、所望により、最表層を成膜する。具体的な成膜条件は、反応ガス組成として四塩化チタン（ＴｉＣｌ4）ガスを０．１～１０体積％、窒素（Ｎ2）ガスを０～６０体積％、残りが水素（Ｈ2）ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を９６０～１１００℃、１０～８５ｋＰａとすればよい。
　上記被覆層の成膜において、一方の主面側のＡｌ2Ｏ3層の厚みと他方の主面側のＡｌ2Ｏ3層の厚みとを異ならせる方法の一例としては、一方の主面側の隣接する試料間の間隔と、他方の主面側の隣接する試料間の間隔とを異ならせる方法が挙げられる。このとき、対向するすくい面に設けられるブレーカ形状と、対向しないすくい面に設けられるブレーカ形状とを異ならせることによって、得られた切削工具は、両面を異なる切削条件で使うことができる。また、上下の試料間の間隔と、左右の試料間の間隔を異ならせることによって、切刃およびすくい面におけるＡｌ2Ｏ3層の厚みや最表層の結晶構造を異ならせることができる。
　次に、第２の実施態様である物理気相蒸着（ＰＶＤ）法によって被覆層を成膜する方法の一例について説明する。ＰＶＤ法としては、イオンプレーティング法やスパッタリング法が好適に適応可能である。成膜方法の一例についての詳細について説明すると、被覆層をアークイオンプレーティング法で作製する場合には、金属チタン（Ｔｉ）、金属アルミニウム（Ａｌ）および所定の金属Ｍ（ただし、ＭはＣｒ、Ｓｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、ＺｒおよびＹから選ばれる少なくとも１種以上）をそれぞれ独立に含有する金属ターゲット、複合化した合金ターゲットまたは焼結体ターゲットをチャンバの側壁面位置にセットする。
　成膜条件としては、これらのターゲットを用いて、アーク放電やグロー放電などにより金属源を蒸発させイオン化すると同時に、窒素源の窒素（Ｎ2）ガスや炭素源のメタン（ＣＨ4）／アセチレン（Ｃ2Ｈ2）ガスと反応させるイオンプレーティング法またはスパッタリング法によって被覆層を成膜する。なお、上記被覆層を成膜する際には、被覆層の結晶構造を考慮して高硬度な被覆層を作製できるとともに基体との密着性を高めるために、本実施態様では、３５～２００Ｖのバイアス電圧を印加する。
　また、上述した薄層を交互に積層した積層膜を成膜するには、第１ターゲットと第２ターゲットとをチャンバの側壁面の対向する位置等の所定の位置にセットし、試料を回転させて第１ターゲットと第２ターゲットに近づいたり遠ざかったりさせながら成膜することによって作製可能である。
　表１に記載の平均粒径からなる炭化タングステン（ＷＣ）粉末に対して、平均粒径１．２μｍの金属コバルト（Ｃｏ）粉末および平均粒径２．５μｍのＣｒ3Ｃ2粉末とを添加、混合して、混合粉末の平均粒径が０．９～１．１μｍの範囲になるまで粉砕を振動ミルにて行った。この時、Ｃｏの添加について、表１において添加時期を途中と記載している試料については、粉砕途中の混合粉末の平均粒径が２．０～２．２μｍの範囲になった時点でＣｏ粉末を添加し、添加時期を初期と記載している試料については、粉砕を開始する前にＣｏ粉末添加した。
　その後、スプレードライによって造粒して得られた混合粉末をプレス成形により切削工具形状に成形した後、脱バインダ処理を施し、真空度が０．５～１００Ｐａの真空中、表１に示す温度で１時間焼成し、表１に示す降温速度で降温して、表１に示す超硬合金を作製した。なお、焼成後の超硬合金中の各金属含有量は調合組成と同じであった。さらに、作製した超硬合金にブラスト加工にてすくい面側について刃先処理（Ｒホーニング）を施した。
　次に、上記超硬合金に対して、ＣＶＤ法により被覆層を成膜した。成膜条件は、まず、８８０℃、１６ｋＰａの成膜条件で、ＴｉＣｌ4：２．０体積％、Ｎ2：３３体積％、残りがＨ2の混合ガスを流してＴｉＮ層を０．１μｍの厚さで成膜した。次に、８２５℃、９ｋＰａの成膜条件で、ＴｉＣｌ4：２．５体積％、Ｎ2：２３体積％、ＣＨ3ＣＮ：０．４体積％、残りがＨ2の混合ガスを流して平均結晶幅が０．３μｍの第１のＴｉＣＮ層を２．５μｍの厚さで成膜した。そして、１０１０℃、２０ｋＰａの成膜条件で、ＴｉＣｌ4：３．５体積％、ＣＨ4：０～３体積％、Ｎ2：０～１０体積％、ＣＯ2：２体積％、残りがＨ2の混合ガスを流して中間層を０．１μｍの厚さで形成した。その後、１００５℃、９ｋＰａの成膜条件で、ＡｌＣｌ3：１．５体積％、ＨＣｌ：２体積％、ＣＯ2：４体積％、Ｈ2Ｓ：０．３体積％、残りがＨ2の混合ガスを流してαＡｌ2Ｏ3層を０．５μｍの厚さで成膜した。最後に、１０１０℃、３０Ｐａの成膜条件で、ＴｉＣｌ4：３．０体積％、Ｎ2：３０体積％、残りがＨ2の混合ガスを流して最表層を０．５μｍの厚さで成膜した。最表層については、ＴｉＮを基本とする組成であったが、炭素（Ｃ）の拡散等による混入があり、ＴｉＣＮとなっていた。
　得られた切削工具について、磁気特性測定装置にて抗磁力（Ｈｃ）と飽和磁化（Ｍｓ）を測定し、ＪＩＳＺ２２４５にてロックウェル硬度を、ＪＩＳＲ１６０７にて破壊靭性値（Ｋ１c）を測定した。また、各切削工具を、長さ１１．５ｍｍで縦：横：長さの比が３：４：１０の矩形形状になるように切り出し、ＪＩＳＲ１６０１およびＪＩＳＲ１６２５に準じて抗折力（３点曲げ強度）とワイブル係数を測定、算出した。結果は表２に示した。
　また、得られた切削工具の切断面を波長分散型Ｘ線分析（ＷＤＳ）にて結合相の組成分析を行い、結合相内のタングステンの含有量を確認した。合金の表面からの深さが５００μｍ～６００μｍの範囲内で各結合相中のタングステンの含有量を点在する結合相のそれぞれの位置について測定した。また、合金の表面～表面からの深さが３００μｍまでの範囲内で点在する各結合相中のタングステンの含有量についても測定し、表面～深さ３００μｍの範囲でのタングステンの含有量が５００μｍ～６００μｍの範囲内でのタングステンの固溶量よりも高くなる領域が存在する場合には、タングステンの含有量が最大となるの深さを確認した。なお、内部から表面までタングステン量に変化のない、すなわち表面～深さ３００μｍの範囲にタングステンの固溶量よりも高くなる領域が存在しない試料については、表中、一定と記載した。結果は表２に示した。
　そして、この切削工具を用いて下記の条件により、切削試験を行い、耐摩耗性および耐欠損性を評価した。結果は表３に示した。
（切削条件）
被削材　：インコネル７１８　角材
工具形状：ＰＮＭＵ１２０５ＡＮＥＲ－ＧＭ（京セラ株式会社製インサート）
切削速度：４０ｍ／分
送り速度：０．１５ｍｍ／刃
切り込み：２．０ｍｍ（軸方向）×１０ｍｍ（径方向）
その他　：水溶性切削液使用
評価項目：各試料１０コーナーずつ切削を行い欠損に至るまでの平均切削時間と、最短で欠損した時の切削時間を測定、算出した。また、切削時間５分まで加工できた試料については、切削時間５分における逃げ面摩耗量を測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表１－３より、ＷＣ相の平均粒径が０．８５μｍよりも小さい試料Ｎｏ．２では、靱性が低く、突発欠損した。ＷＣ相の平均粒径が１．０５μｍよりも大きい試料Ｎｏ．５では、摩耗が大きくなった。Ｃｏ含有量が１１．５質量％よりも少ない試料Ｎｏ．６では、欠損した。逆に、Ｃｏ含有量が１２．５質量％よりも多い試料Ｎｏ．９では、熱亀裂による欠損が発生し、かつ摩耗も大きかった。Ｃｒ3Ｃ2含有量が０．２質量％よりも少ない試料Ｎｏ．１０では、超硬合金の表面において結合相の酸化による腐食が見られ、欠損も発生した。Ｃｒ3Ｃ2含有量が０．６質量％よりも多い試料Ｎｏ．１３では、靱性が低下し欠損した。抗磁力が１３ｋＡ／ｍよりも低い試料Ｎｏ．１５では、急激に摩耗が進行し欠損した。抗磁力が１６ｋＡ／ｍよりも高い試料Ｎｏ．１８では、熱亀裂が入って突発的に欠損した。ロックウェル硬度が８９．５よりも小さい試料Ｎｏ．１９では摩耗が大きかった。ロックウェル硬度が９０．５よりも大きい試料Ｎｏ．２２では、チッピングが発生した。
　これに対して、本発明の範囲内である基体と被覆層とからなる試料Ｎｏ．１、３、４、７、８、１１、１２、１４、１６、１７、２０、２１、２３～２９では、チッピングや欠損が抑制され、かつ摩耗の進行も抑制されていた。
　実施例１の試料Ｎｏ．１の超硬合金と同じ材質を用いて、ＣＶＤ法により表４に記載された被覆層を成膜した。１層目のＴｉＮ層は実施例１と同じ成膜条件で表４に示した厚みにて成膜した。２層目のＴｉＣＮ層は、８２５℃、９ｋＰａにて、ＴｉＣｌ4：２．５体積％、Ｎ2：２３体積％、ＣＨ3ＣＮ：成膜初期は０．２体積％で、次第に流量を増やして成膜終了時には０．５体積％、残りがＨ2の混合ガスを流して成膜した。そして、３層目の中間層は、実施例１と同じ成膜条件で表４に示した厚みにて成膜した。４層目のαＡｌ2Ｏ3層は、１００５℃、９ｋＰａの成膜条件で、ＡｌＣｌ3：２．５体積％、ＨＣｌ：０．５体積％、ＣＯ2：４体積％、Ｈ2Ｓ：０．３体積％、残りがＨ2の混合ガスを流して成膜した。最表層は、実施例１と同じ成膜条件にて表４に示した厚みにて成膜した。
　得られた切削工具について、実施例１の切削条件にて切削試験を行い、切削性能を評価した。結果は表４に示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４より、試料Ｎｏ．３０－４０のいずれの試料も、チッピングや欠損が抑制され、かつ摩耗の進行も抑制されていることがわかった。
　実施例１の試料Ｎｏ．１の超硬合金と同じ材質を用いて、ＰＶＤ法により被覆層を成膜した。成膜条件は、被覆層を形成する金属元素を含有する焼結体ターゲットをセットして、表５に示すバイアス電圧を印加し、アーク電流１５０Ａをそれぞれ流し、成膜温度５４０℃として表５に示す組成の被覆層を成膜した。
　試料の組成は、被覆層の表面から走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察を行い、３か所の平均組成を被覆層の組成として表記した。また、各試料の被覆層を含む断面についてＳＥＭ観察を行い、被覆層の厚みを測定した。さらに、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）にて被覆層の詳細な組織を観察し、エネルギー分散分光分析（ＥＤＳ）にて詳細組成を確認した。
　さらに、下記条件で切削性能を評価した。結果は表６に示した。
（切削条件）
被削材　：Ｔｉ－６Ａｌ－４Ｖ合金　角材
工具形状：ＰＮＭＵ１２０５ＡＮＥＲ－ＳＭ（京セラ株式会社製インサート）
切削速度：６０ｍ／分
送り速度：０．２５ｍｍ／刃
切り込み：２．０ｍｍ（軸方向）×１０ｍｍ（径方向）
その他　：水溶性切削液使用
評価方法：欠損に至るまでの加工時間および加工時間３０分後の切刃の状態
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表５、６より、試料Ｎｏ．４１－４８のいずれの試料でも、チッピングや欠損が抑制され、かつ長寿命な切削加工が可能であった。

Claims (9)

  1. 　ＷＣ相を主体として、Ｃｏを１１．５～１２．５質量％と、ＣｒをＣｒ3Ｃ2換算量で０．２～０．６質量％との割合で含有してなり、前記ＷＣ相の平均粒径が０．８５～１．０５μｍであり、抗磁力（Ｈｃ）が１３．０～１６．０ｋＡ／ｍ、ロックウェル硬度（ＨＲＡ）が８９．５～９０．５の超硬合金からなる切削工具。
  2. 　抗折力が３．５ＧＰａ以上で、ワイブル係数が１０以上である請求項１記載の切削工具。
  3. 　飽和磁化（Ｍｓ）が１６５～２００ｋＡ／ｍ、破壊靭性値（Ｋ1C）が１６ＭＰａ・ｍ1/2以上である請求項１または２記載の切削工具。
  4. 　前記Ｃｏは前記ＷＣ相間を結合する結合相中に存在するとともに、該結合相中にはタングステン（Ｗ）を含有し、前記超硬合金の表面と内部との間に、前記タングステンの含有比率が最大値を取る位置が存在する請求項１乃至３のいずれか記載の切削工具。
  5. 　前記結合相中のタングステンの含有比率が最大値を取る位置が、前記表面から５０～２００μｍの範囲内にある請求項４記載の切削工具。
  6. 　前記超硬合金の表面に被覆層を被覆してなる請求項１乃至５のいずれか記載の切削工具。
  7. 　前記超硬合金の表面に、平均厚みが０～０．７μｍのＴｉＮ層と、平均厚みが１～３μｍのＴｉＣＮ層と、平均厚みが０～０．１μｍのＴｉＣＯ、ＴｉＮＯおよびＴｉＣＮＯのうちのいずれかからなる中間層と、平均厚みが０．３～０．７μｍのＡｌ2Ｏ3層と、平均厚みが０～０．７μｍのＴｉＣxＮy層（０＜ｘ、０．５≦ｙ、ｘ＋ｙ＝１）からなる最表層とが、前記基体側から順に積層されてなる請求項６記載の切削工具。
  8. 　前記超硬合金の表面に、平均厚みが３．０～５．５μｍのＴｉ1-a-bＡｌaＭb（Ｃ1-xＮx）（ただし、ＭはＣｒ、Ｓｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、ＺｒおよびＹから選ばれる少なくとも１種、０．２≦ａ≦０．７、０≦ｂ≦０．４、０≦ｘ≦１）からなる被覆層が被覆されてなる請求項６記載の切削工具。
  9. 　前記被覆層が、Ｔｉ1-a1-b1Ａｌa1Ｍb1（Ｃ1-x1Ｎx1）（ただし、ＭはＣｒ、Ｓｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、ＺｒおよびＹから選ばれる少なくとも１種、０．２≦ａ１≦０．７、０≦ｂ１≦０．４、０≦ｘ１≦１）からなる第１薄層と、Ｔｉ1-a2-b2Ａｌa2Ｍb2（Ｃ1-x2Ｎx2）（ただし、ＭはＣｒ、Ｓｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、ＺｒおよびＹから選ばれる少なくとも１種、０．２≦ａ２≦０．７、０≦ｂ２≦０．４、０≦ｘ２≦１、ａ１＝ａ２かつｂ１＝ｂ２かつｘ１＝ｘ２を除く。）からなる第２薄層とが、交互に積層された多層構成からなる請求項８記載の切削工具。
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