JP4796969B2 - ジルコニウム及びニオブを含有する超硬合金体及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、炭化タングステン（ＷＣ）、バインダー金属相並びに元素の周期表の第ＩＶｂ族、第Ｖｂ族及び第ＶＩｂ族の元素の少なくとも１種の、炭化物、窒化物及び炭窒化物の少なくとも１種を含む、１種又は２種以上の固溶体相を含む、塑性変形に対する増加した耐性を有する、焼結超硬合金体（ｓｉｎｔｅｒｅｄ ｃｅｍｅｎｔｅｄ ｃａｒｂｉｄｅ ｂｏｄｉｅｓ）を提供する。本発明は、また、これらの焼結超硬合金体の製造方法を提供する。これらの焼結超硬合金体は、切削工具、特にスチール並びに他の金属及び合金の機械加工のためのインデキサブル切削インサート（ｉｎｄｅｘａｂｌｅ ｃｕｔｔｉｎｇ ｉｎｓｅｒｔ）の製作に於いて有用である。

焼結超硬合金体及びその製造のための粉末冶金方法は、例えば、Ｎｅｍｅｔｈらの特許文献１から公知である。もともと、コバルトは、主構成成分である炭化タングステンのためのバインダー金属として使用されていたが、特許文献２によって教示されたとおり、コバルト−ニッケル−鉄合金が、炭化タングステン並びにそれぞれ元素、チタン、ジルコニウム、ハフニウム、バナジウム、ニオブ、タンタル、クロム、モリブデン及びタングステンの少なくとも１種の他の炭化物、窒化物及び炭窒化物のためのバインダー相として特に有用であるようになった。

粉末冶金方法によって製造された焼結超硬合金体の特性又は特徴を修正するための多数の試みがなされてきた。これらの特性には、これらに限定されないが、硬度、耐摩耗性、上昇した温度での塑性変形、密度、磁気特性、逃げ面摩耗に対する耐性及びクレーター形成に対する耐性が含まれる。高切削速度で向上した摩耗特性を有する切削工具を提供するためには、例えば、焼結超硬合金体の、チタン又はタンタル及びニオブの含有量を増加させなければならないことが知られている。しかしながら、他方で、チタン又はタンタル又はニオブの含有量を増加させると、焼結超硬合金体に於ける最大強度を提供する炭化タングステン相の量が、固溶体炭化物の形成と共に減少するので、それらが炭化タングステンと共に固溶体炭化物を形成するに従い、顕著な強度低下を招くことが知られている。

また、ジルコニウム及びハフニウムを添加すると、室温及びより高い温度の両方で、焼結超硬合金体の強度が増加することが、当業者によく知られている。しかしながら、この強度の増加は、より低い硬度及び減少した耐摩耗性と相まっている。更に、ジルコニウムの添加の欠点は、その高い酸素親和性及び焼結超硬合金体の製造に於いて使用される焼結工程を妨害するその濡れ性の悪さである。

共に、参照により本明細書に組み込まれる特許文献３及び特許文献４は、炭化タングステン及び鉄族のバインダー金属の粉末混合物に、ジルコニウム及び／又はハフニウムの炭化物、窒化物及び炭窒化物を添加する手段によって、より高い温度での焼結超硬合金体の熱硬度及び耐摩耗性を改良しようとするものである。その結果、ジルコニウム及びハフニウムの少なくとも１種の硬相は、ジルコニウム及びハフニウムを除く、第ＩＶｂ族、第Ｖｂ族及び第ＶＩｂ族の金属の他の硬相と共存し、該硬相は、それぞれの場合に、炭化タングステンと固溶体を形成する。ジルコニウムの高い酸素親和性のために、出発粉末材料を酸素中に極めて低くしなくてはならないか又は還元性焼結雰囲気を使用することによって酸素含有量を制御しなくてはならない。

2002年12月13日に公開された特許文献５には、ＷＣ、鉄族の少なくとも１種の金属からなるバインダー相及び１種又は２種以上の固溶体相を含む焼結超硬合金体であって、該固溶体相の１種にはＺｒ及びＮｂが含まれ、他方、最初のもの以外の全ての固溶体相には、元素、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔａ及びＷの少なくとも１種が含まれるが、Ｚｒ及びＮｂは含まれてはならない焼結超硬合金体が開示されている。この日本特許文献によると、最良の切削結果は、ＴａＣとして計算して、全組成物の１重量％よりも小さいタンタル含有量で達成される。
米国再発行特許第３４，１８０号明細書 米国特許第６，０２４，７７６号明細書 米国特許第５，６４３，６５８号明細書 米国特許第５，５０３，９２５号明細書 日本特開２００２−３５６７３４公報

本発明は、上昇した温度で塑性変形に対する増加した耐性を有し、そしてその結果として、増加した耐摩耗性を有する新規な焼結超硬合金体を達成しようとするものである。更にまた、本発明は、該焼結超硬合金体の粉末冶金製造方法を提供しようとするものである。より具体的には、本発明の目的は、ジルコニウム及びニオブを含有する少なくとも2種の共存固溶体相、又はジルコニウム及びニオブを含有する１種の単一の均一固溶体相を有する、焼結超硬合金体を提供することである。

本発明の他の目的は、該焼結超硬合金体の製造方法であって、焼結の際に、それぞれの場合に、ジルコニウム及びニオブを含有する、少なくとも２種の共存固溶体相又は１種の単一の均一固溶体相を提供する粉末混合物を提供し、および元素周期表の第ＩＶｂ族、第Ｖｂ族及び第ＶＩｂ族の元素の硬成分と共に、改良された焼結活性及び濡れ性を提供する工程を含む方法を提供することにある。

その一つの形態に於いて、本発明は、塑性変形に対する増加した耐性を有する焼結超硬合金体である。この焼結超硬合金体には、炭化タングステン及び鉄族の少なくとも１種の金属又はこれらの合金を含有するバインダー相並びにジルコニウム、ニオブ及びタングステンの組合せの炭化物及び炭窒化物の少なくとも１種を含む１種又は２種以上の固溶体相が含まれる。

その他の形態に於いて、本発明は、焼結超硬合金体の製造方法であって、炭化タングステン、鉄族の少なくとも１種の金属又はこれらの合金を含有するバインダー金属粉末並びにジルコニウム及びニオブの両方の炭化物及び炭窒化物の少なくとも１種を含有する粉末混合物を提供する工程、該粉末混合物のグリーンコンパクト（ｇｒｅｅｎ ｃｏｍｐａｃｔ）を形成する工程並びに該グリーンコンパクトを１４００〜１５６０℃の温度で真空焼結又は焼結−ＨＩＰする工程を含み、該粉末混合物を形成するために、ジルコニウム及びニオブの炭化物又は炭窒化物の粉末化固溶体を使用する方法である。

その他の形態に於いて、本発明は、すくい面及び逃げ面を含む本体を含む切削工具であって、すくい面と逃げ面とが交差して、それらの交線で切れ刃を形成する切削工具である。この本体には、炭化タングステン、鉄族の少なくとも１種の金属又はこれらの合金を含有するバインダー相並びにジルコニウム、ニオブ及びタングステンの組合せの炭化物及び炭窒化物の少なくとも１種を含む１種又は２種以上の固溶体相が含まれる。

さらにその他の形態に於いて、本発明は、塑性変形に対する増加した耐性を有する焼結超硬合金体である。この焼結超硬合金体には、炭化タングステン及び鉄族の少なくとも１種の金属又はこれらの合金を含有するバインダー相並びにジルコニウム、ニオブ及びタングステンからなる組合せの炭化物及び炭窒化物の少なくとも１種を含む１種又は２種以上の固溶体相が含まれる。

図１を参照して、全体的に２０として指定される、切削工具、即ち焼結超硬合金体が示される。切削工具２０は、すくい面２２及び逃げ面２４を有する。すくい面２２と逃げ面２４との交線には、切れ刃２６が存在している。切削工具２０には、更に、それによって切削工具２０がツールホルダーに固定される穴２８が含まれている。図１に示される切削工具の型は、切削工具のＣＮＭＧ型である。ＣＮＭＧ型の切削工具の図１に於ける実例は、本発明の範囲を限定すると考えるべきではない。本発明は、切削工具の形状が、どのような公知の切削工具形状であってもよい切削工具として使用することができる、新規な超硬合金材料であることが認められるべきである。

切削工具、即ち、焼結超硬合金体の組成物に関して、この組成物には、炭化タングステン及びバインダー並びに式（Ｚｒ，Ｎｂ，Ｗ）Ｃ及び／又は（Ｚｒ，Ｎｂ，Ｗ）ＣＮによって例示されるような、ジルコニウム、ニオブ及びタングステンの組合せの炭化物及び／又は炭窒化物を含む１種又は２種以上の固溶体相が含まれる。この組成物の一つの好ましい態様では、この固溶体相のうちの１つは、ジルコニウム、ニオブ及びタングステンの組合せの炭化物又は炭窒化物からなる。この組成物の他の好ましい態様では、ジルコニウム、ニオブ及びタングステンの組合せの炭化物又は炭窒化物からなる固溶体相は本体の単一の固溶体相であり、チタン、ハフニウム、バナジウム、タンタル、クロム及びモリブデンなどの他の元素は、該固溶体相の中には存在していない。

この組成物の他の好ましい態様では、固溶体相の１種は、ジルコニウム、ニオブ及びタングステンの組合せの炭化物又は炭窒化物並びにチタン、ハフニウム、バナジウム、タンタル、クロム及びモリブデンの１種又は２種以上の、炭化物、窒化物又は炭窒化物の少なくとも１種を含み、ここで、固溶体相は、本体の単一の固溶体相であっても又は１種若しくは２種以上の異なった固溶体相であってもよい。より具体的には、ジルコニウム、ニオブ及びタングステンの組合せの炭化物又は炭窒化物並びにチタン、ハフニウム、バナジウム、タンタル、クロム及びモリブデンの１種又は２種以上の、炭化物、窒化物又は炭窒化物の少なくとも１種をそれぞれ含む各固溶体相と共に存在する、２種又は３種以上の異なった固溶体相が存在し得る。固溶体相が、ジルコニウム、ニオブ及びタングステンの組合せの炭化物又は炭窒化物並びに１種又は２種以上の他の金属を含む少なくとも１種の炭化物、窒化物又は炭窒化物を含む場合、該少なくとも１種の他の金属は、チタン、タンタル及びハフニウムの１種又は２種以上であることが、より好ましい。

本発明によれば、バインダー合金は、好ましくは、コバルト、ＣｏＮｉ−合金又はＣｏＮｉＦｅ−合金を含み、これらのそれぞれには、クロム及びタングステンなどの追加の合金化元素、が含有されていてよく又は含有されていなくてよい。このバインダー合金は、好ましくは、全本体の約３重量パーセント〜約１５重量パーセントを構成する。

好ましくは、１種又は２種以上の固溶体相（群）のジルコニウム、ニオブ及びタングステンの組合せの炭化物又は炭窒化物の全含有量は、全本体の約１重量パーセント〜約１５重量パーセントを構成する。また、元素、チタン、ハフニウム、バナジウム、タンタル、クロム及びモリブデンの全含有量が、全本体の約８重量パーセントを超えない、本発明のこれらの態様が好ましい。本発明の特に好ましい態様によれば、チタンは全本体の約１重量パーセント〜約８重量パーセントを構成し、タンタルは全本体の約１重量パーセント〜約７重量パーセントを構成し、そしてハフニウムは全本体の約１重量パーセント〜約４重量パーセントを構成する。

超硬合金体が、約０．５よりも大きい、更に好ましくは約０．６以上の質量比Ｎｂ／（Ｚｒ＋Ｎｂ）を有する場合、焼結超硬合金体内の、単一の均一固溶体相の形成又は２種若しくは３種以上の共存固溶体相の形成が顕著に増加する。

本発明の更に他の態様によれば、焼結超硬合金体は、該窒化物又は炭窒化物の少なくとも１種を含み、そして如何なる固溶体相も含まないが、該本体の未被覆表面から約５０マイクロメートル（μｍ）の深さまでバインダー富化した最外帯域を含む。この型の態様を、本明細書の図４及び５に示す。

当業者に知られているとおり、バインダー富化及び固溶体炭化物（ＳＳＣ）を含有しない表面帯域の形成は、少なくとも１種の窒化物又は炭窒化物が、出発粉末混合物中に存在すれば、焼結の間に誘導される。焼結の間の遊離窒素の形成のために、バルク（ｂｕｌｋ）から表面に向かうバインダー金属の拡散及び表面帯域からバルクに向かう固溶体相の拡散が起こり、如何なる固溶体相も含有しないバインダー富化表面帯域になるであろう。これらの拡散プロセスのために、本体の表面と中心との間に濃度勾配を示す２種又は３種以上の共存する異なった固溶体相が、本発明のなお更に好ましい態様に従って、バインダー富化帯域の下に形成される。これらの場合は、しかしながら、本体を通して均一である１つの単一な溶液相（solution phase）が存在し、該１種の単一なおよび均一な固溶体相は、単一の固溶体相が、バインダー富化帯域を除いて、該本体を通して均一となるようにバインダー富化帯域の下に位置するであろう。

本発明の更に他の好ましい態様によれば、よく知られた物理蒸着法（ＰＶＤ）又は化学蒸着法（ＣＶＤ）により蒸着された１又は２以上の耐摩耗層が、焼結超硬合金体の表面上に被覆される。好ましくは、これらの耐摩耗性被覆には、元素の周期表の第ＩＶｂ族、第Ｖｂ族及び第ＶＩｂ族の金属の炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物又はホウ化物並びにアルミナの１種又は２種以上が含まれる。

本発明の方法態様を参照して、本発明の方法の好ましい態様に従い、約０．５よりも大きい、好ましくは約０．６以上の質量比Ｎｂ／（Ｚｒ＋Ｎｂ）を有し、ジルコニウム及びニオブの組合せの炭化物又は炭窒化物である固溶体を、ジルコニウム及びニオブの組合せの炭化物又は炭窒化物の粉末化固溶体として使用する。ジルコニウム、ニオブ及びタングステンの組合せの炭化物又は炭窒化物の粉末化固溶体は、好ましくは、全粉末混合物の約１重量パーセント〜約１５重量パーセントを構成する。

好ましくは、コバルト粉末、コバルトとニッケルの粉末又はコバルト、ニッケル及び鉄の粉末もしくはコバルト−ニッケル合金の粉末あるいはコバルト−ニッケル−鉄合金の粉末を、本発明の方法の範囲内で、バインダー金属粉末として使用する。任意に、バインダー金属粉末には、追加の元素、好ましくはクロム及びタングステンの１種又は２種以上が含有されていてよい。好ましくは、バインダー金属粉末は、全粉末混合物の約３重量パーセント〜約１５重量パーセントを構成する。

本発明の更に他の態様に従って、粉末混合物は、さらに、チタン、ハフニウム、バナジウム、タンタル、クロム及びモリブデンの１種又は２種以上の、炭化物、窒化物又は炭窒化物の少なくとも１種を含む。好ましくは、粉末混合物は、全粉末混合物の約１重量パーセント〜約８重量パーセントの量で、元素、チタン、ハフニウム、バナジウム、タンタル、クロム及びモリブデンの少なくとも１種を含む。

本発明者らは、驚くべきことに、それぞれ個々に、炭化ジルコニウムに炭化ニオブを足して、又は炭窒化ジルコニウムに炭窒化ニオブを足して使用する代わりに、ジルコニウム及びニオブの組合せの炭化物又は炭窒化物の粉末化固溶体の形で、ジルコニウム及びニオブを出発粉末混合物に添加することによって、ジルコニウム、ニオブ及びタングステンの組合せの炭化物及び／又は炭窒化物を含む１種の単一の均一固溶体相又はジルコニウム、ニオブ及びタングステンの組合せの炭化物及び／又は炭窒化物並びにチタン、ハフニウム、バナジウム、タンタル、クロム及びモリブデンの１種若しくは２種以上の、炭化物、窒化物若しくは炭窒化物の少なくとも１種を含む２種若しくは３種以上の共存固溶体相が、出発粉末混合物に添加される化合物に応じて、本発明の方法により焼結の間に形成されることを見出した。

前記の文献に反して、焼結の際に、出発粉末混合物に添加した全ての元素は、本発明によれば共存固溶体相のそれぞれの中に溶解される。例えば、最大で約６５重量パーセントのタングステン、最大で約７５重量パーセントのニオブ、最大で約６０重量パーセントのジルコニウム、最大で約２０重量パーセントのチタン、最大で約１５重量パーセントのタンタル及び最大で約２０重量パーセントのハフニウムを、共存固溶体相の中に溶解させることができる。

本発明による出発粉末混合物の一部として、ジルコニウム及びニオブの組合せの炭化物又は炭窒化物の粉末化固溶体を使用することの他の利点は、バインダー相分布及び靱性を向上させるために、タンタルを、全出発粉末混合物の約１重量パーセント以上の量で組成物に添加できるという事実である。

本発明に従って形成される固溶体相（群）の均質性に関する最良の結果は、約４０重量パーセントの炭化ジルコニウムと約６０重量パーセントの炭化ニオブとの比を有するジルコニウム及びニオブの組合せの炭化物又は炭窒化物の粉末化固溶体を、出発粉末混合物に添加した場合に得られた。

図２Ａ及び図２Ｂを参照すると、これらの図のそれぞれは、２種のサンプル、即ち、それぞれサンプル（Ａ）及びサンプル（Ｂ）の非エッチミクロ構造を示す、１，５００×での顕微鏡写真（それぞれの顕微鏡写真は、１０マイクロメートル目盛りとして）である。サンプル（Ａ）は、本発明に従って、出発粉末混合物中に（Ｚｒ，Ｎｂ）Ｃを使用して製造し、他方、サンプル（Ｂ）は、出発粉末混合物中の（Ｚｒ，Ｎｂ）Ｃの代わりに、個々の炭化物、即ち、ＺｒＣ及びＮｂＣを使用することによって従来通り製造した。図２Ａは、サンプル（Ａ）がＡ０２よりも小さい多孔度を有することを示しており、そして図２Ｂは、サンプル（Ｂ）がＡ０８の多孔度を有することを示している。更に、図２Ａに示すように、出発粉末中に（Ｚｒ，Ｎｂ）Ｃ固溶体を使用することによって得られたサンプル（Ａ）のミクロ構造は、ＺｒＣ＋ＮｂＣを出発粉末混合物の一部として使用して、従来通り製造した焼結超硬合金体である、サンプル（Ｂ）のミクロ構造（図２Ｂ参照）と比較したとき、多孔度の点においてはるかに均一である。

図３Ａ及び図３Ｂを参照すると、これらの図は、それぞれ断面である、焼結曲げ強度試験ロッドの顕微鏡写真である。図３Ｂは、出発粉末混合物中にＺｒＣ及びＮｂＣを使用して従来の方式で製造したサンプル（Ｂ）の顕微鏡写真を示し、ここで、非常に明瞭に見ることができる焼結歪みが存在している。図３Ａは、本発明に従って、ジルコニウム及びニオブの固溶体炭化物（Ｚｒ，Ｎｂ）Ｃを使用して製造したサンプル（Ａ）の顕微鏡写真を示し、ここで、図３Ａは焼結歪みを示していない。この比較は、焼結歪みに関して、従来のサンプル（Ｂ）よりも、本発明によるサンプル（Ａ）が遙かに良好であることを示している。

前述のとおり、ジルコニウム及びニオブの組合せの炭化物又は炭窒化物の粉末化固溶体を出発粉末混合物の一部として使用することの更なる利点は、焼結超硬合金体の従来の製造方法と比較した、より低い酸素親和性にあり、それによって必ずしも還元性焼結雰囲気を有することが必要でないことにある。焼結雰囲気の還元特性のいかなる調節及びモニタリングをも回避するために、従来技術と比較して、本発明による焼結は、より容易に且つより安価に行われる。

図４を参照すると、図４は、本発明の焼結超硬合金体の一実施態様の顕微鏡写真であり、固溶体炭化物を含有しないバインダー富化表面帯域及び１種の単一の均一固溶体相（ＭＣ）が示されている。図４は、本発明が、１種の単一の均一固溶体相を有する焼結超硬合金体の製造を可能にすることを示している。

図５を参照すると、図５は、本発明の焼結超硬合金体の他の態様の顕微鏡写真であり、固溶体炭化物を含有しないバインダー富化表面帯域が示されている。固溶体相を含有しないバインダー富化表面帯域の下に、固溶体相ＭＣ１が存在する帯域が示されている。ＭＣ１は明るい褐色である。ＭＣ１固溶体相のみを含有する帯域の下に、２種の共存固溶体相を含有する帯域がある。１種の固溶体相はＭＣ１であり、明るい褐色である。他の固溶体相はＭＣ２であり、暗い褐色である。図５は、本発明によって、固溶体相を含有しないバインダー富化最外帯域の下に位置する、光学顕微鏡によって見ることができる、異なった共存固溶体相（ＭＣ１；（ＭＣ１＋ＭＣ２））を有する焼結超硬合金体の製造が可能になることを示している。

本発明の詳細は、以下の実施例により説明されるであろう。表１に、以下に記載する実施例に於いて使用した原材料を記載する。

実施例の方法に関して、実施例のそれぞれについて、特定の原料を、磨砕機内で１０時間湿式粉砕し、乾燥させた。グリーンコンパクトは、得られた粉末混合物をプレスし、実施例で記載した焼結条件に従って焼結した。実施例に於いて特に断りのない限り、パーセンテージは重量パーセントで示す。

粉末冶金の技術分野に於ける当業者によく知られている通り、元素対、タンタルとニオブ並びにジルコニウムとハフニウムは、存在の殆どの場合に、完全な分離体を得ることが困難なことが多いほど相互に結びついている。これが、商業的用途に於いて、小量又は微量のニオブがタンタル中に存在する理由であり、その逆も同様であり、また小量又は微量のジルコニウムがハフニウム中に存在する理由であり、その逆も同様である。本明細書の開示においても、これらの元素又はその化合物が、その名称又は化学式によって言及されるときはいつでも上述の事実が当てはまる。

表２に示した組成（重量パーセント）を有する粉末混合物Ａ及びＢを作成した。これらの粉末混合物からＴＲＳバー（ＩＳＯ３３２７、タイプＢ）をプレスして、グリーンコンパクトを形成した。このコンパクトを、１４３０〜１５２０℃の温度で焼結−ＨＩＰした。得られた焼結超硬合金体を、冶金的に試験した。これらの試験の結果を、図２Ａ、図２Ｂ、図３Ａ及び図３Ｂに示す。（本発明による）サンプルＡは、＜Ａ０２の多孔度を示し（図２Ａ参照）、他方、サンプルＢ（従来技術比較例）は、高い残留多孔度（図２Ｂ参照）及び強い焼結歪み（図３Ｂ参照）を示す。

サンプル（Ａ）及びサンプル（Ｂ）の得られた焼結超硬合金体は、下記の表３に示すような下記の特性を有していた。

表３のカラムに関して、密度はグラム／立方センチメートルで報告し、磁気飽和は．１マイクロテストラ（testla）立方メートル／キログラムで記載し、保磁力（Ｈｃ）はエルステッドで記載し、硬度は３０キログラム荷重を使用したビッカース硬さ数として報告し、および多孔度は目視検査により確認した。表３及び本件特許出願全体を通して記載した特性を決定するために使用した試験方法を以下に説明する。密度を決定するための方法は、ＡＳＴＭ規格Ｂ３１１−９３（２００２）ｅ1、標題「２パーセントよりも小さい多孔度を有する粉末冶金（Ｐ／Ｍ）材料について密度決定のための試験方法」に従った。磁気飽和を決定するために使用した試験方法は、ＡＳＴＭ規格Ｂ８８６−０３、標題「超硬合金の磁気飽和（Ｍｓ）の決定のための標準試験方法」に基づいた。保磁力を決定するための方法は、ＡＳＴＭ規格Ｂ８８７−０３、標題「超硬合金のための飽和保磁力（Ｈｃｓ）の決定のための標準試験方法」であった。ビッカース硬さを決定するための方法は、ＡＳＴＭ規格Ｅ９２−８２（２００３）ｅｌ、標題「金属材料のビッカース硬さの標準試験方法」に基づいた。多孔度を決定するために使用した方法は、ＡＳＴＭ規格Ｂ２７６−９１（２０００）、標題「超硬合金に於ける見掛け多孔度のための標準試験方法」に基づいた。

実施例１と同様にして、下記の表４に示すとおり粉末混合物Ｃ〜Ｇを作成した。

粉末混合物Ｃ〜Ｇから、切削インサートを形状ＣＮＭＧ１２０４１２−ＵＮにプレスし、次いで焼結し（焼結−ＨＩＰ １５０５℃／８５分）、ＣＶＤ被覆して、炭窒化チタン及びアルミナ層を含む標準多層被覆を形成した。全てのサンプルを等しく被覆した。得られた焼結体は、下記の表５に示すような下記の特性を示した。

これらの切削インサートを、下記の条件下で変形抵抗回転切削試験に付した。

被加工材料：４２ＣｒＭｏ４（１．７２２５）−合金スチール
切削速度：５００、５５０ｍ／分、５５０ｍ／分から、２５ｍ／分の段階で、熱過負荷のための塑性変形に起因するインサートの破壊まで増加させる。

切削時間：各切削速度について、１５秒間
供給速度：０．４ｍｍ／回転
切削深さ：２．５ｍｍ
切削油剤：無し
これらの試験の結果を、下記の表６に示す。

更に、粉末混合物Ｃ〜ＧからのＣＶＤ被覆（実施例２と同じ被覆）切削インサートを、下記のパラメーター下で摩耗回転切削試験に付した。

被加工材料：４２ＣｒＭｏ４（１．７２２５）−合金スチール
切削速度：３２０及び３４０ｍ／分
切削時間：各切削速度について、２分間
供給速度：０．３ｍｍ／回転
切削深さ：２．５ｍｍ
切削油剤：無し
この結果を、逃げ面摩耗の量をミリメートルで報告する下記の表７に示す。

試験片を粉末混合物Ｄ、Ｃ、Ｆ及びＧとともにプレスし、焼結した。これらの試験片を、下記の条件下で熱硬度試験（ビッカース硬さ）に付した。

試験重量：１０００グラム
試験温度：室温ＲＴ、４００℃、６００℃、８００℃及び９００℃
硬度試験の結果を、下記の表８に示す。

熱硬度回転切削試験と同様に、ビッカース硬さ（熱硬度）試験は、本発明による焼結体について、従来技術と比較して、より高い温度での塑性変形に対する明確に増加した抵抗性を示している。

サンプルＣ、Ｄ、Ｅ及びＦの固溶体炭化物（ＳＳＣ）相の組成を、ＥＤＡＸを利用して走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって分析した。サンプルＤ、Ｅ及びＦに於いて、２種の異なったＳＳＣ−相を光学顕微鏡によって同定することができ、他方、サンプルＣは１種の単一ＳＳＣ−相のみを示した。２種の異なったＳＳＣ−相が存在した場合、より暗いものは、より明るいものと比較したとき、タングステンがより富み、ジルコニウムがより低かった。上記の測定結果を、固溶体炭化物（焼結体として）の組成を重量パーセントで表す下記の表９に記載する。

実施例１と同様にして、表１０に示すとおり粉末混合物Ｈ〜Ｋを作成した。

粉末混合物Ｈ、Ｉ、Ｊ及びＫ（従来技術）から、形状ＣＮＭＧ１２０４１２−ＵＮを有する切削インサートを製造し、プレスし、焼結／焼結−ＨＩＰ（１５０５℃／８５分）し、ＣＶＤ被覆した。得られた焼結体は、表１１に記載するような下記の特性を有していた。

これらの切削インサートを、下記の条件下で熱硬度試験に付した。

被加工材料：４２ＣｒＭｏ４（１．７２２５）−合金スチール
切削速度：４５０ｍ／分から、２５ｍ／分の段階で、熱過負荷のための塑性変形に起因するインサートの破壊まで増加させる。

切削時間：各切削速度について、１５秒間
供給速度：０．４ｍｍ／回転
切削深さ：２．５ｍｍ
切削油剤：無し
これらの切削試験の結果を、下記の表１２に示す。

これらの試験結果の検討により、約２０パーセント〜約６７パーセントの工具寿命向上が示される。

混合物Ｈ〜Ｋから追加のインサートを作成し、ＣＶＤ被覆した。これらの被覆インサートを、下記のパラメーター下で切削速度を増加させて、摩耗回転切削試験に付した。

被加工材料：４２ＣｒＭｏ４（１．７２２５）−合金スチール
切削速度：２６０、３００、３２０及び３４０ｍ／分
切削時間：各切削速度について、２分間
供給速度：０．５ｍｍ／回転
切削深さ：１．５ｍｍ
切削油剤：無し。

この結果を、表１３に示す。

粉末混合物Ｌ及びＭ（従来技術）を、下記の表１４（組成を重量パーセントで示す）に示す組成によって作成した。

粉末混合物Ｌ及びＭから、切削インサートを形状ＣＮＭＧ１２０４１２−ＵＮでプレスし、次いで焼結（焼結−ＨＩＰ １５０５℃／８５分）し、ＣＶＤ被覆した。得られた焼結体は、表１５に記載するような下記の特性を有していた。上記の実施例について記載した特性に加えて、表１５は、また、コバルト富化ＳＳＣ−無し帯域の深さをマイクロメートルで記載し、及び炭化タングステンを除いて、存在する立方体炭化物の体積パーセントを記載する。

これらの切削インサートを、下記の条件下で靱性試験（断続切削試験）に付した。

被加工材料：Ｃｋ６０（１．１２２１）−カーボンスチール
切削速度：２００ｍ／分
切削深さ：２．５ｍｍ
供給速度：０．３、０．４、０．５ｍｍ／回転、供給速度当たり１００回衝撃
切削油剤：無し
供給は、破断が生じるまで、上記の増分に従って増加させた。下記の表１６に、靱性試験の結果を示す。

追加の切削インサートを、下記の条件下で、変形抵抗回転切削試験に付した。

被加工材料：４２ＣｒＭｏ４（１．７２２５）−合金スチール
切削速度：４００、４３０、４６０ｍ／分、３０ｍ／分の段階で、熱過負荷のための塑性変形に起因するインサートの破壊まで増加させる。

切削時間：各切削速度について、５秒間
切削深さ：２．５ｍｍ
供給速度：０．３ｍｍ／回転
切削油剤：無し
これらの変形抵抗回転切削試験の結果を、表１７に示す。

追加の切削インサートを、下記の条件下で摩耗回転切削試験に付した。

被加工材料：４２ＣｒＭｏ４（１．７２２５）−合金スチール
切削速度：２０８ｍ／分
切削深さ：２．５ｍｍ
供給速度：０．４ｍｍ／回転
切削油剤：無し
この摩耗回転切削試験の結果を、下記の表１８に示す。

表１９に示す組成（重量パーセントで）を有する、粉末混合物Ｎ及びＯを作成した。

出発粉末混合物Ｎ及びＯから、グリーンコンパクトをプレスし（ＴＲＳバー、ＩＳＯ３３２７、タイプＢ）、１５３０℃／６０分で真空焼結した。サンプルＮ及びＯの焼結体としての特性を、下記の表２０に示す。

焼結体の分析によって、サンプルＮが、光学顕微鏡によって同定された２種の異なる共存固溶体相を示すことが明らかになった。光学顕微鏡によって、サンプルＯは、１種の単一の均一固溶体相を示した。サンプルＮ及びＯの分析の組成結果を、下記の表２１に示す。

前記の従来技術の問題点は、塑性変形に対する増加した耐性を有し、炭化タングステン、鉄族の少なくとも１種の金属又はこれらの合金を含有するバインダー相並びにジルコニウム、ニオブ及びタングステンの組合せの炭化物及び炭窒化物の少なくとも１種を含む１種又は２種以上の固溶体相）を含む、焼結超硬合金体を提供する本発明によって克服される。更に、従来技術の問題点は、本発明の方法によって克服され、ここで、この方法は、本発明による該焼結超硬合金体の製造方法であって、
（ａ）炭化タングステン、鉄族の少なくとも１種の金属又はこれらの合金を含有するバインダー金属粉末並びにジルコニウム及びニオブの両方の炭化物及び炭窒化物の少なくとも１種を含有する粉末混合物を提供する工程、
（ｂ）該粉末混合物のグリーンコンパクトを形成する工程、
（ｃ）該グリーンコンパクトを１４００〜１５６０℃の温度で真空焼結又は焼結−ＨＩＰする工程
を含み、工程（ａ）に於いては、ジルコニウム及びニオブの炭化物又は炭窒化物の粉末化固溶体が、該粉末混合物を形成するために用いられる。本発明の焼結超硬合金体は、塑性変形に対する増加した耐性を有し、該焼結超硬合金体から製造された切削工具の改良された耐摩耗性及び延長された寿命をもたらす。更にまた、従来技術の焼結超硬合金体と比較して、気孔率及び焼結歪みの顕著な最小化が、本発明によって得られる。

また、本発明の好ましい態様によると、従来使用された単一の炭化物ＺｒＣ及びＮｂＣの代わりに、（Ｚｒ，Ｎｂ）Ｃの粉末化固溶体を使用する本発明の方法には顕著な利点も存在する。この利点は、（Ｚｒ，Ｎｂ）Ｃの固溶体のより低い酸素親和性によるものであり、これにより還元性焼結雰囲気が必要でないうえに、焼結雰囲気の還元力の連続制御の必要がなくなることである。

本明細書中に記載した特許及び他の文献は、参照により本明細書に取り込む。本発明の他の実施態様は、本明細書の検討により、又は本明細書に開示した発明の実施により、当技術分野の当業者に明らかとなるであろう。明細書および実施例は例示目的のみであり、本発明の範囲を制限するものと解釈されるものではない。

以下は本特許出願の一部を形成する図面の簡単な説明である。
切削工具がＣＮＭＧ型の切削工具である、本発明の切削工具の等角図。 １，５００倍拡大（１０マイクロメートル目盛り）で、焼結超硬合金体であるサンプル（Ａ）の非エッチミクロ構造を示す顕微鏡写真。ここで、サンプル（Ａ）は、本明細書に開示したとおり本発明により作成した。サンプル（Ａ）は、図２Ａに示すとおり、＜Ａ０２の多孔度を有する。 １，５００倍拡大（１０マイクロメートル目盛り）で、焼結超硬合金体であるサンプル（Ｂ）の非エッチミクロ構造を示す顕微鏡写真。ここで、サンプル（Ｂ）は、本明細書に開示したとおりの従来方法によって作成した。サンプル（Ｂ）は、図２Ｂに示すとおり、Ａ０８の残留多孔度を有する。 本明細書に記載したとおり本発明により作成し、焼結歪みを示さない焼結曲げ強度試験ロッドの、断面での、顕微鏡写真。 本明細書に記載したとおりの従来方式で作成し、焼結歪みを非常に明瞭に示す焼結曲げ強度試験ロッドの、断面での、顕微鏡写真。 本発明の焼結超硬合金体の態様の非エッチミクロ構造を示す顕微鏡写真（２０マイクロメートル目盛り）であり、固溶体炭化物を含有しないバインダー富化表面帯域であって、基体の表面で始まり、基体の表面から内部に向かって伸びているバインダー富化表面帯域、及び１種の単一の均一固溶体相（ＭＣ）が示されている。 本発明の焼結超硬合金体の他の態様の非エッチミクロ構造を示す顕微鏡写真（２０マイクロメートル目盛り）であり、固溶体炭化物を含有しないバインダー富化表面帯域であって、基体の表面で始まり、基体の表面から内部に向かって伸びているバインダー富化表面帯域が示されており、そして固溶体相を含有しないバインダー富化表面帯域の下には、単一の相ＭＣ１が存在する帯域が示されており（ＭＣ１は明るい褐色である）、そしてＭＣ１帯域の下には、２種の共存固溶体炭化物相を有する帯域が存在しており、ここで、１種の固溶体相はＭＣ１であり、そしてそれは明るい褐色であり、そして他の固溶体相はＭＣ２であり、それは暗い褐色である。

符号の説明

２０ 切削工具
２２ すくい面
２４ 逃げ面
２６ 切れ刃
２８ 穴

Claims (13)

1. 炭化タングステン、鉄族の少なくとも１種の金属又はこれらの合金を含有するバインダー相並びに、ジルコニウム、ニオブ及びタングステンの組合せの炭化物及び炭窒化物の少なくとも１種を含む１種の固溶体相を含有する、塑性変形に対する増加した耐性を有する焼結超硬合金体であって、前記焼結超硬合金体が、質量比Ｎｂ／（Ｚｒ＋Ｎｂ）が少なくとも０．５であり、前記固溶体相が、前記焼結超硬合金体の単一の固溶体相であって、前記固溶体相が、
   （i）ジルコニウム、ニオブ及びタングステンの組合せの炭化物又は炭窒化物からなる、又は、
   （ii）ジルコニウム、ニオブ及びタングステンの組合せの炭化物又は炭窒化物並びにチタン、ハフニウム、バナジウム、タンタル、クロム及びモリブデンの１種又は２種以上の、炭化物、窒化物又は炭窒化物からなる焼結超硬合金体の製造方法であって、
   （ａ）炭化タングステン、鉄族の少なくとも１種の金属又はこれらの合金を含有するバインダー金属粉末並びにジルコニウム及びニオブの両方の炭化物及び炭窒化物の少なくとも１種を含有する粉末混合物を提供する工程、
   （ｂ）前記粉末混合物のグリーンコンパクトを形成する工程、
   （ｃ）前記グリーンコンパクトを１４００〜１５６０℃の温度で真空焼結又は焼結−ＨＩＰする工程、を含み、
   工程（ａ）に於いて、ジルコニウム及びニオブの組合せの炭化物又は炭窒化物の粉末化固溶体を使用して、前記粉末混合物を形成し、
   前記ジルコニウム及びニオブの質量比Ｎｂ／（Ｚｒ＋Ｎｂ）が少なくとも０．５である、前記方法。
2. ０．６以上の質量比Ｎｂ／（Ｚｒ＋Ｎｂ）を有し、ジルコニウム及びニオブの組合せの炭化物又は炭窒化物の粉末化固溶体を使用する、請求項１記載の方法。
3. コバルト、粉末化ＣｏＮｉ−合金又は粉末化ＣｏＮｉＦｅ−合金を、前記バインダー金属粉末として使用する、請求項１又は請求項２に記載の方法。
4. 前記バインダー金属粉末が、さらに、クロム及びタングステンの少なくとも１種を含む、請求項３記載の方法。
5. 前記バインダー金属粉末を、前記粉末混合物の全重量の３〜１５％含む、請求項１から請求項４のいずれか１項記載の方法。
6. 前記粉末混合物が、さらに、チタン、ハフニウム、バナジウム、タンタル、クロム及びモリブデンの１種又は２種以上の、炭化物、窒化物又は炭窒化物の少なくとも１種を含む、請求項１から請求項５のいずれか１項記載の方法。
7. ジルコニウム及びニオブの組合せの炭化物又は炭窒化物の前記粉末化固溶体を、前記粉末混合物の全重量の１〜１５％含む、請求項１から請求項６のいずれか１項記載の方法。
8. 前記粉末混合物が、元素、チタン、ハフニウム、バナジウム、タンタル、クロム及びモリブデンの少なくとも１種を、前記粉末混合物の全重量の１〜８％の量で含む、請求項１から請求項７のいずれか１項記載の方法。
9. 切削工具の製造のための、請求項１から請求項８のいずれか１項記載の方法により得た焼結超硬合金体の使用。
10. 切削インサートの製造のための、請求項９記載の使用。
11. 前記焼結超硬合金体が、いかなる固溶体相も含まないが、未被覆表面から５０μｍの深さまでバインダー富化した最外帯域を含む、請求項９又は請求項１０に記載の使用。
12. 前記焼結超硬合金体が、前記バインダー富化帯域の下に、前記バインダー富化帯域を除いて、前記焼結超硬合金体を通して均一である、１種の単一固溶体相を有する、請求項９から請求項１１のいずれか１項記載の使用。
13. 前記切削工具が、更に、前記焼結超硬合金体上に耐摩耗性被覆を含む、請求項９から請求項１２のいずれか１項記載の使用。