JP6896229B2 - 耐溶着チッピング性にすぐれた切削工具 - Google Patents
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Description
本発明は、溶着を発生しやすい被削材であるＴｉ合金において、連続切削加工をおこなった場合においても、溶着に起因するチッピングの発生を抑制する特性（以下、「耐溶着チッピング性」という。）にすぐれた切削工具に関するものである。
従来、チタン基合金から製造される航空機用部品の機械加工においては、チタン合金部品の汚れを防止し、他方、耐摩耗性、靱性および高温特性を発揮させるとの観点から、非被覆超硬合金製の切削工具が知られている。
そして、前記非被覆超硬合金製の切削工具において、工具寿命等の切削性能を高めるために、更なる提案がなされている。
そして、前記非被覆超硬合金製の切削工具において、工具寿命等の切削性能を高めるために、更なる提案がなされている。
すなわち、たとえば、特許文献１では、５〜７ｗｔ％Ｃｏと残部ＷＣとからなるチタン合金旋削加工用の超硬合金切削工具インサートにおいて、インサート表面の少なくとも好ましくは、５０％以上を厚さ０．５〜８μｍの薄いＣｏ層にて被覆することにより、切れ刃のチッピングを抑制し、工具交換の頻度を減少させ、ひいては、長い工具寿命を備え、すぐれた生産性の向上を図るすぐれた被覆切削工具が提案されている。
ところで、近年の切削加工における省力化および省エネ化等の要求は強く、これに伴い、切削加工は一段と高速化、高効率化の傾向にあり、溶着を発生しやすい被削材であるＴｉ合金の切削工具においては、より一層、耐溶着チッピング性にすぐれた特性が求められている。
そして、前記特許文献１では、切削工具の表面を少なくとも部分的に０．５〜８μｍの薄いＣｏ層にて被覆することにより、切れ刃のチッピングが抑制されることが記載されている。
しかしながら、前記特許文献１に記載された発明においては、少なくとも切削工具の表面の一部をＣｏ層の薄層にて覆うことにより、たしかに表面の靱性が向上することで逃げ面摩耗に起因したチッピングは抑制されるものの、溶着起因によるチッピングに対しては、その抑制効果が劣るという問題を有していた。
そこで、本発明では、切削工具として、溶着起因によるチッピングに対してすぐれた耐溶着チッピング性を有する切削工具を提供することを目的とする。
そして、前記特許文献１では、切削工具の表面を少なくとも部分的に０．５〜８μｍの薄いＣｏ層にて被覆することにより、切れ刃のチッピングが抑制されることが記載されている。
しかしながら、前記特許文献１に記載された発明においては、少なくとも切削工具の表面の一部をＣｏ層の薄層にて覆うことにより、たしかに表面の靱性が向上することで逃げ面摩耗に起因したチッピングは抑制されるものの、溶着起因によるチッピングに対しては、その抑制効果が劣るという問題を有していた。
そこで、本発明では、切削工具として、溶着起因によるチッピングに対してすぐれた耐溶着チッピング性を有する切削工具を提供することを目的とする。
本発明者らは、前述の観点から、溶着に起因する溶着チッピングに対する耐溶着チッピング性の改善を図るべく、鋭意研究を重ねた結果、次のような知見を得た。
すなわち、ＷＣ基超硬合金からなる工具基体の基体表面部において、例えば、ウエットブラストなどの手段により、酸化ジルコニウム（ＺｒＯ２）を付着させ、少なくともすくい面部分では、面積率にて２０〜５０％にて酸化ジルコニウム（ＺｒＯ２）を付着させることにより、耐溶着性の向上が図られ、すぐれた耐溶着チッピング性を有する工具基体が得られることを知見したものである。
また、本発明者らは、前記ＷＣ基超硬合金からなる工具基体の基体表面部の前記すくい面において、特に、圧縮残留応力が１５００ＭＰａ〜２２００ＭＰaである場合には、工具基体の亀裂進展性が抑制され、耐溶着チッピング性が著しく向上することを見出した。
さらに、本発明者らは、特に、工具基体の刃先部において、ウエットブラストなどの手段による、酸化ジルコニウム（ＺｒＯ２）付着後の結合相中のＣｏ相、すなわち、面心立方晶構造を有するＣｏ相（以下、「ｆｃｃ−Ｃｏ」という。）と、六方晶構造を有するＣｏ相（以下、「ｈｃｐ−Ｃｏ」という。）との面積割合と前記刃先部の特性との関係に着目し、前記刃先部の最表面部、および、前記最表面部から内部へ１ｍｍ深さの位置の二箇所にて、それぞれ、前記ｆｃｃ−Ｃｏと前記ｈｃｐ−Ｃｏとの総面積に対する前記ｈｃｐ−Ｃｏの面積率を、ＥＢＳＤ法（電子線後方散乱回折法）を用いた画像解析により測定を行ったところ、ｆｃｃ−Ｃｏに対し相対的に高硬度であるｈｃｐ−Ｃｏの前記面積率について、前記刃先部の最表面部における前記面積率が、前記刃先部の前記最表面部より内部へ１ｍｍの深さの位置における前記面積率よりも４０％以上高いときに、耐塑性変形性が向上することを見出したものである。
さらに、本発明者らは、特に、工具基体の刃先部において、ウエットブラストなどの手段による、酸化ジルコニウム（ＺｒＯ２）付着後の結合相中のＣｏ相、すなわち、面心立方晶構造を有するＣｏ相（以下、「ｆｃｃ−Ｃｏ」という。）と、六方晶構造を有するＣｏ相（以下、「ｈｃｐ−Ｃｏ」という。）との面積割合と前記刃先部の特性との関係に着目し、前記刃先部の最表面部、および、前記最表面部から内部へ１ｍｍ深さの位置の二箇所にて、それぞれ、前記ｆｃｃ−Ｃｏと前記ｈｃｐ−Ｃｏとの総面積に対する前記ｈｃｐ−Ｃｏの面積率を、ＥＢＳＤ法（電子線後方散乱回折法）を用いた画像解析により測定を行ったところ、ｆｃｃ−Ｃｏに対し相対的に高硬度であるｈｃｐ−Ｃｏの前記面積率について、前記刃先部の最表面部における前記面積率が、前記刃先部の前記最表面部より内部へ１ｍｍの深さの位置における前記面積率よりも４０％以上高いときに、耐塑性変形性が向上することを見出したものである。
そして、前記耐溶着チッピング性にすぐれたＷＣ基超硬合金切削工具は、ＷＣ基超硬合金基体に対するブラスト処理条件を最適な範囲、例えば、粒径が１００〜３００μｍの酸化ジルコニウム（ＺｒＯ２）メディアを用い、投射圧力０．３０ＭＰａ以上、投射時間３０〜１８０秒、すくい面法線に対する投射角度０〜８０度、投射距離は刃先から１〜３０ｍｍの条件にてブラスト処理を実施することにより、得られることを見出したものである。
本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであって、
「（１） 硬質相としてＷＣを主成分とし、結合相成分としてＣｏを含有するＷＣ基超硬合金からなる工具基体の少なくともすくい面の最表面には、面積率２０〜５０％にて酸化ジルコニウム層が形成され、前記すくい面におけるＷＣの圧縮残留応力が、１５００ＭＰａ〜２２００ＭＰaであることを特徴とするＷＣ基超硬合金切削工具。
（２） 硬質相としてＷＣを主成分とし、結合相成分としてＣｏを含有するＷＣ基超硬合金からなる工具基体の少なくともすくい面の最表面には、面積率２０〜５０％にて酸化ジルコニウム層が形成され、前記ＷＣ基超硬合金における前記結合相中のＣｏ相について、ＥＢＳＤ法（電子線後方散乱回折法）を用いた画像解析により測定された、面心立方晶構造を有するＣｏ相と、六方晶構造を有するＣｏ相（以下、「ｈｃｐ−Ｃｏ」という。）との総面積に対する前記ｈｃｐ−Ｃｏの面積率が、刃先部の最表面部においては、前記刃先部の前記最表面部より内部へ１ｍｍの深さの位置よりも４０％〜９０％高いことを特徴とするＷＣ基超硬合金切削工具。」に特徴を有するものである。
「（１） 硬質相としてＷＣを主成分とし、結合相成分としてＣｏを含有するＷＣ基超硬合金からなる工具基体の少なくともすくい面の最表面には、面積率２０〜５０％にて酸化ジルコニウム層が形成され、前記すくい面におけるＷＣの圧縮残留応力が、１５００ＭＰａ〜２２００ＭＰaであることを特徴とするＷＣ基超硬合金切削工具。
（２） 硬質相としてＷＣを主成分とし、結合相成分としてＣｏを含有するＷＣ基超硬合金からなる工具基体の少なくともすくい面の最表面には、面積率２０〜５０％にて酸化ジルコニウム層が形成され、前記ＷＣ基超硬合金における前記結合相中のＣｏ相について、ＥＢＳＤ法（電子線後方散乱回折法）を用いた画像解析により測定された、面心立方晶構造を有するＣｏ相と、六方晶構造を有するＣｏ相（以下、「ｈｃｐ−Ｃｏ」という。）との総面積に対する前記ｈｃｐ−Ｃｏの面積率が、刃先部の最表面部においては、前記刃先部の前記最表面部より内部へ１ｍｍの深さの位置よりも４０％〜９０％高いことを特徴とするＷＣ基超硬合金切削工具。」に特徴を有するものである。
以下に、本発明の切削工具、および、その製造方法について、詳細に説明する。
ＷＣ超硬合金基体；
本発明では、硬質相としてＷＣを主成分とし、結合相成分としてＣｏを含有するＷＣ超硬合金基体を用いる。その他の結合相成分としては、必要に応じ、Ｒｕ、Ｒｅなどを添加成分として添加することができる。その他の硬質相成分としては、必要に応じ、ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴａＣ、ＮｂＣ、Ｃｒ３Ｃ２、ＶＣなどを添加成分として添加することができる。
結合相成分であるＣｏは、特に限定されないが、通常は４〜１５質量％を含有する。
本発明では、硬質相としてＷＣを主成分とし、結合相成分としてＣｏを含有するＷＣ超硬合金基体を用いる。その他の結合相成分としては、必要に応じ、Ｒｕ、Ｒｅなどを添加成分として添加することができる。その他の硬質相成分としては、必要に応じ、ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴａＣ、ＮｂＣ、Ｃｒ３Ｃ２、ＶＣなどを添加成分として添加することができる。
結合相成分であるＣｏは、特に限定されないが、通常は４〜１５質量％を含有する。
酸化ジルコニウム層の形成；
前述のとおり、本発明では、前記ＷＣ超硬合金基体の表面部にＺｒＯ２メディアを用いてブラスト処理を行うことにより、焼結後に基体表面に溶出し、耐溶着性を悪化させる原因となる溶出Ｃｏの除去を行うとともに、メディアとして用いた酸化ジルコニウムにて少なくともすくい面を面積率２０〜５０％、好ましくは、２５〜４０％にて覆うことにより、耐溶着性および耐チッピング性の向上を図るものである。
すくい面における酸化ジルコニウムの面積率が２０％未満では、耐溶着性および耐チッピング性について所望の効果が得られず、一方、５０％を超える場合には、耐溶着性および耐チッピング性効果が飽和するため、すくい面における酸化ジルコニウムの面積率は、２０〜５０％と規定した。
本発明では、すくい面において、特に、刃先のホーニング処理面とすくい面との交点から５００μｍ以内の表面組織において前記面積率を満たすことにより、耐溶着性および耐チッピング性においてすぐれた特性を有するものである。
前述のとおり、本発明では、前記ＷＣ超硬合金基体の表面部にＺｒＯ２メディアを用いてブラスト処理を行うことにより、焼結後に基体表面に溶出し、耐溶着性を悪化させる原因となる溶出Ｃｏの除去を行うとともに、メディアとして用いた酸化ジルコニウムにて少なくともすくい面を面積率２０〜５０％、好ましくは、２５〜４０％にて覆うことにより、耐溶着性および耐チッピング性の向上を図るものである。
すくい面における酸化ジルコニウムの面積率が２０％未満では、耐溶着性および耐チッピング性について所望の効果が得られず、一方、５０％を超える場合には、耐溶着性および耐チッピング性効果が飽和するため、すくい面における酸化ジルコニウムの面積率は、２０〜５０％と規定した。
本発明では、すくい面において、特に、刃先のホーニング処理面とすくい面との交点から５００μｍ以内の表面組織において前記面積率を満たすことにより、耐溶着性および耐チッピング性においてすぐれた特性を有するものである。
ＷＣ基体のすくい面における圧縮残留応力値；
本発明では、前記ＷＣ基超硬合金からなる工具基体の基体表面部の前記すくい面において、圧縮残留応力を１５００ＭＰａ〜２２００ＭＰa、好ましくは、１８００ＭＰａ〜２０００ＭＰaと規定することにより、工具基体の亀裂進展性を抑制し、耐溶着チッピング性の向上を図るものである。
前記圧縮残留応力が１５００ＭＰａ未満では、耐チッピング性が十分ではなく、一方、
前記ブラスト処理による投射圧力が高いなどにより、圧縮残留応力が２２００ＭＰａを超える場合には、ＷＣ基体にクラックが入る等により、耐チッピング性が低下するため、１５００ＭＰａ〜２２００ＭＰaと規定した。
本発明では、前記ＷＣ基超硬合金からなる工具基体の基体表面部の前記すくい面において、圧縮残留応力を１５００ＭＰａ〜２２００ＭＰa、好ましくは、１８００ＭＰａ〜２０００ＭＰaと規定することにより、工具基体の亀裂進展性を抑制し、耐溶着チッピング性の向上を図るものである。
前記圧縮残留応力が１５００ＭＰａ未満では、耐チッピング性が十分ではなく、一方、
前記ブラスト処理による投射圧力が高いなどにより、圧縮残留応力が２２００ＭＰａを超える場合には、ＷＣ基体にクラックが入る等により、耐チッピング性が低下するため、１５００ＭＰａ〜２２００ＭＰaと規定した。
工具基体の刃先部最表面部および該最表面部より内部へ１ｍｍ深さの位置の二箇所における、面心立方晶構造を有するＣｏ相（「ｆｃｃ−Ｃｏ」）と、六方晶構造を有するＣｏ相（「ｈｃｐ−Ｃｏ」）との総面積に対する面心立方晶構造を有するＣｏ相（「ｆｃｃ−Ｃｏ」）の面積率；
また、本発明では、工具基体の刃先部において、ウエットブラストなどの手段による、酸化ジルコニウム（ＺｒＯ２）付着後の結合相中のＣｏ相の、面心立方晶構造を有するＣｏ相（以下、「ｆｃｃ−Ｃｏ」という。）と、六方晶構造を有するＣｏ相（以下、「ｈｃｐ−Ｃｏ」という。）との総面積に対する前記ｈｃｐ−Ｃｏの面積率を、前記刃先部の最表面部および最表面部から内部へ１ｍｍ深さの位置の二箇所にて測定を行い、前記面積率の差分について、前記刃先部の最表面部においては、前記刃先部の前記最表面部より内部へ１ｍｍの深さの位置よりも４０％〜９０％、好ましくは、６０％〜９０％高く規定することにより、耐塑性変形性の向上を図るものである。
前記面積率の差分が、４０％未満では、耐塑性変形性の向上効果が小さく、また、９０％を超えると耐塑性変形性の向上効果が飽和するため、面積率が４０％〜９０％高い範囲と定める。
また、本発明では、工具基体の刃先部において、ウエットブラストなどの手段による、酸化ジルコニウム（ＺｒＯ２）付着後の結合相中のＣｏ相の、面心立方晶構造を有するＣｏ相（以下、「ｆｃｃ−Ｃｏ」という。）と、六方晶構造を有するＣｏ相（以下、「ｈｃｐ−Ｃｏ」という。）との総面積に対する前記ｈｃｐ−Ｃｏの面積率を、前記刃先部の最表面部および最表面部から内部へ１ｍｍ深さの位置の二箇所にて測定を行い、前記面積率の差分について、前記刃先部の最表面部においては、前記刃先部の前記最表面部より内部へ１ｍｍの深さの位置よりも４０％〜９０％、好ましくは、６０％〜９０％高く規定することにより、耐塑性変形性の向上を図るものである。
前記面積率の差分が、４０％未満では、耐塑性変形性の向上効果が小さく、また、９０％を超えると耐塑性変形性の向上効果が飽和するため、面積率が４０％〜９０％高い範囲と定める。
切削工具の製造方法の概要；
１）基体として、前記硬質相と結合相とからなるＷＣ超硬合金基体を準備し、必要に応じ、基体の刃先稜線に相当する部位については、ブラシによるホーニング処理またはアルミナメディアを用いたブラスト処理を施す。
２）ついで、基体に対し酸化ジルコニウム層を形成する。
具体的には、例えば、ウエットブラスト処理を用い、メディアとしてはＺｒＯ２粒を用い、酸化ジルコニア層を形成する。
このような酸化ジルコニアを用いたブラスト処理を行うことによって、刃先が削れ、結果的にホーニング処理と同様な丸みを有する刃先形状が得られるので、酸化ジルコニアを用いたブラスト処理を行う場合には、前記したホーニング処理を省略することができる。
具体的なウエットブラスト処理条件としては、例えば、以下のとおりである。
メディア径：１００〜３００μｍ、好ましくは、１２０〜２００μｍ
投射角度 ：すくい面法線に対し、０°〜８０°、好ましくは、３０°〜６０°
投射圧力 ：０．３０〜０．４０ＭＰａ
投射時間 ：３０〜１８０秒、好ましくは、４５〜１２０秒
なお、それぞれの処理条件について、その数値限定理由は、以下のとおりである。
メディア径については、１００μｍより小さいと基体表面に残存するＺｒＯ２の割合が著しく減少する一方、３００μｍを超えるとＷＣ基体にクラックが入り、切削時の耐欠損性が大幅に低下するため、１００〜３００μｍと規定した。
また、投射角度については、８０度を超える場合には、ホーニング部分に対するＺｒＯ２の付着量が著しく減少するので、上限値を８０度とした。
また、投射圧力については、０．３０ＭＰａ未満では、十分なＺｒＯ２の付着が起こらないため、下限値を０．３０ＭＰａとした。
同様に、投射時間については、３０秒未満では、十分なＺｒＯ２の付着が起こらないため、下限値を３０秒とした。
１）基体として、前記硬質相と結合相とからなるＷＣ超硬合金基体を準備し、必要に応じ、基体の刃先稜線に相当する部位については、ブラシによるホーニング処理またはアルミナメディアを用いたブラスト処理を施す。
２）ついで、基体に対し酸化ジルコニウム層を形成する。
具体的には、例えば、ウエットブラスト処理を用い、メディアとしてはＺｒＯ２粒を用い、酸化ジルコニア層を形成する。
このような酸化ジルコニアを用いたブラスト処理を行うことによって、刃先が削れ、結果的にホーニング処理と同様な丸みを有する刃先形状が得られるので、酸化ジルコニアを用いたブラスト処理を行う場合には、前記したホーニング処理を省略することができる。
具体的なウエットブラスト処理条件としては、例えば、以下のとおりである。
メディア径：１００〜３００μｍ、好ましくは、１２０〜２００μｍ
投射角度 ：すくい面法線に対し、０°〜８０°、好ましくは、３０°〜６０°
投射圧力 ：０．３０〜０．４０ＭＰａ
投射時間 ：３０〜１８０秒、好ましくは、４５〜１２０秒
なお、それぞれの処理条件について、その数値限定理由は、以下のとおりである。
メディア径については、１００μｍより小さいと基体表面に残存するＺｒＯ２の割合が著しく減少する一方、３００μｍを超えるとＷＣ基体にクラックが入り、切削時の耐欠損性が大幅に低下するため、１００〜３００μｍと規定した。
また、投射角度については、８０度を超える場合には、ホーニング部分に対するＺｒＯ２の付着量が著しく減少するので、上限値を８０度とした。
また、投射圧力については、０．３０ＭＰａ未満では、十分なＺｒＯ２の付着が起こらないため、下限値を０．３０ＭＰａとした。
同様に、投射時間については、３０秒未満では、十分なＺｒＯ２の付着が起こらないため、下限値を３０秒とした。
基体最表面における酸化ジルコニウム層の面積率、すくい面におけるＷＣ基体の圧縮残留応力値、および、工具基体の刃先部最表面部および該最表面部より内部へ１ｍｍ深さの位置の二箇所における、面心立方晶構造を有するＣｏ相（「ｆｃｃ−Ｃｏ」）と、六方晶構造を有するＣｏ相（「ｈｃｐ−Ｃｏ」）との総面積に対する面心立方晶構造を有するＣｏ相（「ｆｃｃ−Ｃｏ」）の面積率の測定；
（１）基体最表面における酸化ジルコニウム層の面積率の測定
基体最表面における酸化ジルコニウム層の面積率は、例えば、刃先のホーニング処理面とすくい面との交点から５００μｍ以内の表面組織について任意の６視野を選択し、各視野についてＳＥＭ−ＥＤＳ（走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）搭載のエネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＳ））にて５００倍でＳＥＭ観察し、二次電子像を得るとともに、ＥＤＳにて、同箇所のＺｒ元素、Ｏ元素、Ｗ元素など含有する元素のマッピング像を取得し、Ｚｒ元素の検出された部分をＺｒＯ２として、画像処理にてＺｒＯ２粒子が検出された部分とされていない部分とを２値化した画像を解析することにより算出した。
（１）基体最表面における酸化ジルコニウム層の面積率の測定
基体最表面における酸化ジルコニウム層の面積率は、例えば、刃先のホーニング処理面とすくい面との交点から５００μｍ以内の表面組織について任意の６視野を選択し、各視野についてＳＥＭ−ＥＤＳ（走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）搭載のエネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＳ））にて５００倍でＳＥＭ観察し、二次電子像を得るとともに、ＥＤＳにて、同箇所のＺｒ元素、Ｏ元素、Ｗ元素など含有する元素のマッピング像を取得し、Ｚｒ元素の検出された部分をＺｒＯ２として、画像処理にてＺｒＯ２粒子が検出された部分とされていない部分とを２値化した画像を解析することにより算出した。
（２）すくい面におけるＷＣ基体の圧縮残留応力の測定
すくい面におけるＷＣ基体の圧縮残留応力は、例えば、すくい面のホーニング部分から５ｍｍ以内の部分について、Ｘ線応力測定法（sin２ψ法）を用い、Ｃｕκαを用いたＸ線回折装置にて測定することができる。
工具基体であるＷＣの残留応力は、ＷＣについては、（２１１）面の回折ピークを用い、ヤング率としては７０６ＧＰａを、ポアソン比としては０．１９０を用いることにより、
材料および測定波長に基づく定数Ｋが定まり、実験によって２θ−sin２ψの関係式から定まる勾配に前記定数Ｋを乗ずることにより求めることができる。
すくい面におけるＷＣ基体の圧縮残留応力は、例えば、すくい面のホーニング部分から５ｍｍ以内の部分について、Ｘ線応力測定法（sin２ψ法）を用い、Ｃｕκαを用いたＸ線回折装置にて測定することができる。
工具基体であるＷＣの残留応力は、ＷＣについては、（２１１）面の回折ピークを用い、ヤング率としては７０６ＧＰａを、ポアソン比としては０．１９０を用いることにより、
材料および測定波長に基づく定数Ｋが定まり、実験によって２θ−sin２ψの関係式から定まる勾配に前記定数Ｋを乗ずることにより求めることができる。
（３）工具基体の刃先部最表面部および該最表面部より内部へ１ｍｍ深さの位置の二箇所における、面心立方晶構造を有するＣｏ相（「ｆｃｃ−Ｃｏ」）と、六方晶構造を有するＣｏ相（「ｈｃｐ−Ｃｏ」）との総面積に対する面心立方晶構造を有するＣｏ相（「ｆｃｃ−Ｃｏ」）の面積率の測定
測定箇所とする、刃先部最表面部、および、該最表面部より内部へ１ｍｍ深さの位置は、例えば、ノーズＲの先端のすくい面と逃げ面が交わる刃先稜線から、すくい面と逃げ面がなす角度の１／２の角度にて基体におろした平面が交わる箇所を「刃先部最表面部」とし、さらに、そのまま前記基体におろした平面が基体内部に１ｍｍ入った箇所を「前記最表面部より内部へ１ｍｍ深さの位置」とすることができ、前記基体におろした平面に対し、垂直な縦断面にて測定を行うことができる。
前記ＷＣ基超硬合金における結合相中のＣｏ相について、ＥＢＳＤ法（電子線後方散乱回折法）を用いた画像解析により得られる反射回折パターン（ＥＢＳＤパターン）の違いにより、面心立方晶構造を有するＣｏ相（「ｆｃｃ−Ｃｏ」）と、六方晶構造を有するＣｏ相（「ｈｃｐ−Ｃｏ」）とを区別して認識することができるため、前記工具基体の刃先部の最表面部および前記刃先部の最表面部より内部へ１ｍｍの深さの位置の二箇所において、面心立方晶構造を有するＣｏ相（「ｆｃｃ−Ｃｏ」）と、六方晶構造を有するＣｏ相（「ｈｃｐ−Ｃｏ」）との総面積に対する六方晶構造を有するＣｏ相（「ｈｃｐ−Ｃｏ」）の面積率を測定することができる。
具体的には、電界放出型走査電子顕微鏡の鏡筒内に前記工具基体をセットし、測定面に対して７０度の入射角度で１５ｋＶの加速電圧の電子線を５ｎＡの照射電流で、表面研磨した前記測定面に照射して電子後方散乱回折像装置を用いて任意の２視野について２０μｍ×３０μｍの領域を０．０５μｍ／ｓｔｅｐの間隔で反射回折パターン（ＥＢＳＤパターン）を得る。
測定箇所とする、刃先部最表面部、および、該最表面部より内部へ１ｍｍ深さの位置は、例えば、ノーズＲの先端のすくい面と逃げ面が交わる刃先稜線から、すくい面と逃げ面がなす角度の１／２の角度にて基体におろした平面が交わる箇所を「刃先部最表面部」とし、さらに、そのまま前記基体におろした平面が基体内部に１ｍｍ入った箇所を「前記最表面部より内部へ１ｍｍ深さの位置」とすることができ、前記基体におろした平面に対し、垂直な縦断面にて測定を行うことができる。
前記ＷＣ基超硬合金における結合相中のＣｏ相について、ＥＢＳＤ法（電子線後方散乱回折法）を用いた画像解析により得られる反射回折パターン（ＥＢＳＤパターン）の違いにより、面心立方晶構造を有するＣｏ相（「ｆｃｃ−Ｃｏ」）と、六方晶構造を有するＣｏ相（「ｈｃｐ−Ｃｏ」）とを区別して認識することができるため、前記工具基体の刃先部の最表面部および前記刃先部の最表面部より内部へ１ｍｍの深さの位置の二箇所において、面心立方晶構造を有するＣｏ相（「ｆｃｃ−Ｃｏ」）と、六方晶構造を有するＣｏ相（「ｈｃｐ−Ｃｏ」）との総面積に対する六方晶構造を有するＣｏ相（「ｈｃｐ−Ｃｏ」）の面積率を測定することができる。
具体的には、電界放出型走査電子顕微鏡の鏡筒内に前記工具基体をセットし、測定面に対して７０度の入射角度で１５ｋＶの加速電圧の電子線を５ｎＡの照射電流で、表面研磨した前記測定面に照射して電子後方散乱回折像装置を用いて任意の２視野について２０μｍ×３０μｍの領域を０．０５μｍ／ｓｔｅｐの間隔で反射回折パターン（ＥＢＳＤパターン）を得る。
本発明に係る切削工具は、ＷＣ基超硬合金基体の基体表面部にウエットブラスト等の手段により、酸化ジルコニウムを付着させ、少なくとも、すくい面部では、面積率２０〜５０％にて付着させることにより、従来課題とされた、Ｔｉ合金等、溶着を発生しやすい被削材の連続切削加工においても、溶着に起因するチッピングの発生を抑制し、耐溶着性および耐チッピング性にすぐれたＷＣ基切削工具の提供を行うものである。
つぎに、本発明の切削工具およびその製造方法について、実施例により具体的に説明する。
原料粉末として、いずれも１〜３μｍの平均粒径を有するＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＴｉＮ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ３Ｃ２粉末、ＶＣ粉末およびＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末を、表１に示す配合組成にて配合し、ワックスを加えてアセトン中で２４時間ボールミル混合し、減圧乾燥した後、９８ＭＰａの圧力で所定形状の圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を５Ｐａの真空中、１３７０〜１４７０℃の範囲内の所定の温度にて、１時間保持の条件で真空焼結し、焼結後、切刃稜線部にブラシを用いて、Ｒ：０．０４ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ・ＲＣＭＸ１６０６Ｍ０に規定するインサート形状のＷＣ基超硬合金製の工具基体Ａ〜Ｄを作製した。
ついで、表３に基づいて、工具基体記号に示される表１の工具基体に対し、ＺｒＯ２メディアを用い、ウエットブラスト処理種別に示される表２の処理条件によりすくい面に対してウエットブラストを施し、表３にて示される、すくい面に酸化ジルコニウム層を有する本発明切削工具１〜１３を作製した。
ここで、本発明切削工具１〜１３のすくい面において、刃先のホーニング処理面とすくい面との交点から５００μｍ以内のすくい面の表面組織について、１視野２５０μｍ×３００μｍの領域を３視野選択し、各視野についてＳＥＭ−ＥＤＳにて、ＳＥＭ観察およびＥＤＸによる画像解析を行い、前記箇所における酸化ジルコニウム層の面積率を求め、表３に示す。
また、本発明切削工具１〜１３のＷＣ基体の圧縮残留応力は、前述したとおり、すくい面のホーニング部分から５ｍｍ以内の部分について、ｓｉｎ２Ψ法を用い、Ｃｕκαを用いたＸ線回折装置を用いて測定した。測定にはＷＣについては、（２１１）面の回折ピークを用い、ヤング率として７０６ＧＰａ、ポアソン比として０．１９０を用いて導出し、表３に示す。
さらに、本発明切削工具１〜１３のＷＣ基体の刃先部の最表面部および刃先部の最表面部より深さ１ｍｍの位置において、ＥＢＳＤ法（電子線後方散乱回折法）を用いた画像解析により、面心立方晶構造を有するＣｏ相（「ｆｃｃ−Ｃｏ」）と、六方晶構造を有するＣｏ相（「ｈｃｐ−Ｃｏ」）とが占める総面積に対する六方晶構造を有するＣｏ相（「ｈｃｐ−Ｃｏ」）の面積率を求め、表３に示す。
ここで、本発明切削工具１〜１３のすくい面において、刃先のホーニング処理面とすくい面との交点から５００μｍ以内のすくい面の表面組織について、１視野２５０μｍ×３００μｍの領域を３視野選択し、各視野についてＳＥＭ−ＥＤＳにて、ＳＥＭ観察およびＥＤＸによる画像解析を行い、前記箇所における酸化ジルコニウム層の面積率を求め、表３に示す。
また、本発明切削工具１〜１３のＷＣ基体の圧縮残留応力は、前述したとおり、すくい面のホーニング部分から５ｍｍ以内の部分について、ｓｉｎ２Ψ法を用い、Ｃｕκαを用いたＸ線回折装置を用いて測定した。測定にはＷＣについては、（２１１）面の回折ピークを用い、ヤング率として７０６ＧＰａ、ポアソン比として０．１９０を用いて導出し、表３に示す。
さらに、本発明切削工具１〜１３のＷＣ基体の刃先部の最表面部および刃先部の最表面部より深さ１ｍｍの位置において、ＥＢＳＤ法（電子線後方散乱回折法）を用いた画像解析により、面心立方晶構造を有するＣｏ相（「ｆｃｃ−Ｃｏ」）と、六方晶構造を有するＣｏ相（「ｈｃｐ−Ｃｏ」）とが占める総面積に対する六方晶構造を有するＣｏ相（「ｈｃｐ−Ｃｏ」）の面積率を求め、表３に示す。
また、比較の目的で、本発明切削工具１〜１３と同様、表３に基づいて、表１の工具基体Ａに対し、表２にて示される処理条件ａ〜ｄにより、比較例切削工具１〜４を作製し、すくい面の表面に存在する酸化ジルコニウム層の面積率、ＷＣ基体の圧縮残留応力、および、面心立方晶構造を有するＣｏ相（「ｆｃｃ−Ｃｏ」）と六方晶構造を有するＣｏ相（「ｈｃｐ−Ｃｏ」）とが占める総面積に対する六方晶構造を有するＣｏ相（「ｈｃｐ−Ｃｏ」）の面積率として求め、表３に示す。
つぎに、前記本発明切削工具１〜１３および前記比較例切削工具１〜４について、以下の切削条件Ａおよび切削条件Ｂにて切削試験を実施した。
＜切削条件Ａ＞
被削材 ： Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金リング熱処理後黒皮
切削速度： ４０ｍ／分
送り ： ０．６ｍｍ／ｒｅｖ
切込深さ： ２．５ｍｍ
切削時間： 1０分
以上の条件にて湿式切削試験。
＜切削条件Ｂ＞
被削材 ： Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金リング（黒皮なし）
切削速度： ６０ｍ／分
送り ： ０．６ｍｍ／ｒｅｖ
切込深さ： ２．５ｍｍ
切削時間： 1０分
以上の条件にて湿式切削試験。
上記切削試験において、溶着の発生の有無、チッピング発生の有無を観察し、表４に切削試験結果を示す。
＜切削条件Ａ＞
被削材 ： Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金リング熱処理後黒皮
切削速度： ４０ｍ／分
送り ： ０．６ｍｍ／ｒｅｖ
切込深さ： ２．５ｍｍ
切削時間： 1０分
以上の条件にて湿式切削試験。
＜切削条件Ｂ＞
被削材 ： Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金リング（黒皮なし）
切削速度： ６０ｍ／分
送り ： ０．６ｍｍ／ｒｅｖ
切込深さ： ２．５ｍｍ
切削時間： 1０分
以上の条件にて湿式切削試験。
上記切削試験において、溶着の発生の有無、チッピング発生の有無を観察し、表４に切削試験結果を示す。
表３および表４に示される結果より、本発明切削工具は、少なくとも基体最表面のすくい面において、面積率２０〜５０％にて酸化ジルコニア層を有するものであって、さらに、ＷＣ基体の圧縮残留応力値、あるいは、ＷＣ基体の刃先部最表面部および表面部より深さ１ｍｍの位置における六方晶構造を有するＣｏ相の面積率が所定の範囲であるため、すぐれた耐溶着性、および、耐チッピング性を有するものであった。
これに対して、比較例切削工具は、いずれも、酸化ジルコニウム層が形成されていないか、形成されているとしても面積率は２０％未満であり、耐溶着性、および、耐チッピング性に関して、十分な切削性能を有するものではなかった。
これに対して、比較例切削工具は、いずれも、酸化ジルコニウム層が形成されていないか、形成されているとしても面積率は２０％未満であり、耐溶着性、および、耐チッピング性に関して、十分な切削性能を有するものではなかった。
本発明の切削工具は、Ｔｉ合金等の溶着を発生しやすい被削材の連続切削加工においても、すぐれた切削性能を発揮するものであるから、切削装置の高性能化並びに切削加工の省力化および省エネ化による低コスト化に対しても十分満足に対応できるものである。
Claims (2)
- 硬質相としてＷＣを主成分とし、結合相成分としてＣｏを含有するＷＣ基超硬合金からなる工具基体の少なくともすくい面の最表面には、面積率２０〜５０％にて酸化ジルコニウム層が形成され、前記すくい面におけるＷＣの圧縮残留応力が、１５００ＭＰａ〜２２００ＭＰaであることを特徴とするＷＣ基超硬合金切削工具。
- 硬質相としてＷＣを主成分とし、結合相成分としてＣｏを含有するＷＣ基超硬合金からなる工具基体の少なくともすくい面の最表面には、面積率２０〜５０％にて酸化ジルコニウム層が形成され、前記ＷＣ基超硬合金における前記結合相中のＣｏ相について、ＥＢＳＤ法（電子線後方散乱回折法）を用いた画像解析により測定された、面心立方晶構造を有するＣｏ相と、六方晶構造を有するＣｏ相（以下、「ｈｃｐ−Ｃｏ」という。）との総面積に対する前記ｈｃｐ−Ｃｏの面積率が、刃先部の最表面部においては、前記刃先部の前記最表面部より内部へ１ｍｍの深さの位置よりも４０％〜９０％高いことを特徴とするＷＣ基超硬合金切削工具。
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