JP2000126905A - 耐欠損性にすぐれた表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具 - Google Patents
耐欠損性にすぐれた表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具Info
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 耐欠損性にすぐれた被覆超硬工具を提供す
る。 【解決手段】 硬質相形成用原料粉末として、ＷＣ粉末
と、ＴｉとＴａとＮｂとＷの複合炭窒化物固溶体粉末
（以下、単に固溶体粉末と云う）を用い、また結合相形
成用原料粉末として、Ｃｏ粉末と、Ｃｒ炭化物粉末およ
び／またはＣｒ酸化物粉末を用い、これら原料粉末を所
定の割合に配合し、混合し、圧粉体にプレス成形し、真
空焼結すると、超硬基体の表面部には、原料粉末である
上記固溶体粉末とＣｒ炭化物粉末および／またはＣｒ酸
化物粉末の作用で、複合炭化物固溶体や複合炭窒化物固
溶体が存在せず、実質的にＷＣ相と結合相、すなはちＣ
ｏおよびＣｒの含有量が基体内部比して相対的に高い結
合相からなる表面層が形成されるようになり、この超硬
基体の表面に、化学蒸着法および／または物理蒸着法を
用いて、硬質被覆層としてＴｉ化合物層、あるいは前記
Ｔｉ化合物層とＡｌ２Ｏ３層を形成する
る。 【解決手段】 硬質相形成用原料粉末として、ＷＣ粉末
と、ＴｉとＴａとＮｂとＷの複合炭窒化物固溶体粉末
（以下、単に固溶体粉末と云う）を用い、また結合相形
成用原料粉末として、Ｃｏ粉末と、Ｃｒ炭化物粉末およ
び／またはＣｒ酸化物粉末を用い、これら原料粉末を所
定の割合に配合し、混合し、圧粉体にプレス成形し、真
空焼結すると、超硬基体の表面部には、原料粉末である
上記固溶体粉末とＣｒ炭化物粉末および／またはＣｒ酸
化物粉末の作用で、複合炭化物固溶体や複合炭窒化物固
溶体が存在せず、実質的にＷＣ相と結合相、すなはちＣ
ｏおよびＣｒの含有量が基体内部比して相対的に高い結
合相からなる表面層が形成されるようになり、この超硬
基体の表面に、化学蒸着法および／または物理蒸着法を
用いて、硬質被覆層としてＴｉ化合物層、あるいは前記
Ｔｉ化合物層とＡｌ２Ｏ３層を形成する
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、すぐれた耐欠損
性を有し、したがって、例えば鋼や鋳鉄などの断続切削
を高速条件、あるいは高送りや高切り込みなどの重切削
条件で行った場合にも、切刃に欠けやチッピング（微小
欠け）などの発生なく、すぐれた切削性能を長期に亘っ
て発揮する表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削
工具（以下、被覆超硬工具と云う）に関するものであ
る。
性を有し、したがって、例えば鋼や鋳鉄などの断続切削
を高速条件、あるいは高送りや高切り込みなどの重切削
条件で行った場合にも、切刃に欠けやチッピング（微小
欠け）などの発生なく、すぐれた切削性能を長期に亘っ
て発揮する表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削
工具（以下、被覆超硬工具と云う）に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】従来、例えば特開昭５７−７３１０４号
公報に記載されるように、電子顕微鏡による工具縦断面
組織観察で、基体内部が、 硬質相：８０〜９２面積％、 結合相および不可避不純物：残り、 からなる組成を示し、上記の基体内部硬質相は、全体に
占める割合で、６５〜８５面積％の炭化タングステン
（以下、ＷＣで示す）からなる第１硬質相と、５〜２０
面積％の周期律表の４ａおよび５ａ族金属の炭化物およ
び窒化物のうちの１種以上からなる第２硬質相と、で構
成され、かつ上記の基体内部の結合相は、同じく全体に
占める割合で、Ｃｏ：５〜１２重量％、を含有し、さら
に同じく電子顕微鏡による工具縦断面組織観察で、表面
から深さ：１０〜５０μｍの幅に亘って基体表面層が存
在し、この基体表面層は、上記第１硬質相、上記第２硬
質相、および結合相からなると共に、上記基体表面層の
幅中央部の結合相中のＣｏ含有量が、基体内部の結合相
中のＣｏ含有量との重量比で、Ｃｏ：１．１〜１．５、
を満足する、炭化タングステン基超硬合金基体（以下、
超硬基体と略記する）の表面に、いずれも０．１〜１０
μｍの平均層厚を有する、Ｔｉの炭化物層、窒化物層、
炭窒化物層、炭酸化物層、窒酸化物層、および炭窒酸化
物層（以下、それぞれＴｉＣ層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ
層、ＴｉＣＯ層、およびＴｉＣＮＯ層で示す）のうちの
１種または２種以上からなるＴｉ化合物層、あるいは前
記Ｔｉ化合物層と０．５〜１５μｍの平均層厚を有する
酸化アルミニウム（以下、Ａｌ2 Ｏ3 で示す）層で構成
された硬質被覆層を３〜２５μｍの全体平均層厚で化学
蒸着および／または物理蒸着してなる被覆超硬工具が知
られており、この被覆超硬工具は、これを構成する超硬
基体に形成された上記工具表面層によって良好な耐欠損
性をもつようになることから、例えば鋼や鋳鉄などの断
続切削に用いられることも良く知られるところである。
公報に記載されるように、電子顕微鏡による工具縦断面
組織観察で、基体内部が、 硬質相：８０〜９２面積％、 結合相および不可避不純物：残り、 からなる組成を示し、上記の基体内部硬質相は、全体に
占める割合で、６５〜８５面積％の炭化タングステン
（以下、ＷＣで示す）からなる第１硬質相と、５〜２０
面積％の周期律表の４ａおよび５ａ族金属の炭化物およ
び窒化物のうちの１種以上からなる第２硬質相と、で構
成され、かつ上記の基体内部の結合相は、同じく全体に
占める割合で、Ｃｏ：５〜１２重量％、を含有し、さら
に同じく電子顕微鏡による工具縦断面組織観察で、表面
から深さ：１０〜５０μｍの幅に亘って基体表面層が存
在し、この基体表面層は、上記第１硬質相、上記第２硬
質相、および結合相からなると共に、上記基体表面層の
幅中央部の結合相中のＣｏ含有量が、基体内部の結合相
中のＣｏ含有量との重量比で、Ｃｏ：１．１〜１．５、
を満足する、炭化タングステン基超硬合金基体（以下、
超硬基体と略記する）の表面に、いずれも０．１〜１０
μｍの平均層厚を有する、Ｔｉの炭化物層、窒化物層、
炭窒化物層、炭酸化物層、窒酸化物層、および炭窒酸化
物層（以下、それぞれＴｉＣ層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ
層、ＴｉＣＯ層、およびＴｉＣＮＯ層で示す）のうちの
１種または２種以上からなるＴｉ化合物層、あるいは前
記Ｔｉ化合物層と０．５〜１５μｍの平均層厚を有する
酸化アルミニウム（以下、Ａｌ2 Ｏ3 で示す）層で構成
された硬質被覆層を３〜２５μｍの全体平均層厚で化学
蒸着および／または物理蒸着してなる被覆超硬工具が知
られており、この被覆超硬工具は、これを構成する超硬
基体に形成された上記工具表面層によって良好な耐欠損
性をもつようになることから、例えば鋼や鋳鉄などの断
続切削に用いられることも良く知られるところである。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】一方、近年の切削加工
の省エネ化および省力化に対する要求は強く、これに伴
ない、切削工具には、できるだけ切削条件に影響されな
い、すなわち切削条件を変化させても、どの切削条件で
も十分満足に対応できる切削性能を発揮することが求め
られる傾向にあるが、上記の従来被覆超硬工具において
は、上記のように良好な耐欠損性を具備するものの、未
だ十分なものでないために、特に鋼の断続切削を高速条
件や高送りおよび高切り込みなどの重切削条件で行った
場合に、切刃に欠けやチッピングなどの欠損が発生する
のが避けられず、比較的短時間で使用寿命に至るのが現
状である。
の省エネ化および省力化に対する要求は強く、これに伴
ない、切削工具には、できるだけ切削条件に影響されな
い、すなわち切削条件を変化させても、どの切削条件で
も十分満足に対応できる切削性能を発揮することが求め
られる傾向にあるが、上記の従来被覆超硬工具において
は、上記のように良好な耐欠損性を具備するものの、未
だ十分なものでないために、特に鋼の断続切削を高速条
件や高送りおよび高切り込みなどの重切削条件で行った
場合に、切刃に欠けやチッピングなどの欠損が発生する
のが避けられず、比較的短時間で使用寿命に至るのが現
状である。
【０００４】
【課題を解決するための手段】そこで、本発明者等は、
上述のような観点から、特に上記の従来被覆超硬工具に
着目し、これのより一段の耐欠損性向上を図るべく研究
を行った結果、硬質相形成用原料粉末として、ＷＣ粉末
と、ＴｉとＴａとＮｂとＷの複合炭窒化物固溶体粉末
（以下、単に固溶体粉末と云う）を用い、また結合相形
成用原料粉末として、Ｃｏ粉末と、Ｃｒ炭化物粉末およ
び／またはＣｒ酸化物粉末を用い、これら原料粉末を所
定の割合に配合し、混合し、圧粉体にプレス成形し、こ
の圧粉体を、上記の従来被覆超硬工を構成する超硬基体
の焼結条件と同じ条件で真空焼結すると、超硬基体の表
面部には、原料粉末である上記固溶体粉末とＣｒ炭化物
粉末および／またはＣｒ酸化物粉末の作用で、複合炭化
物固溶体や複合炭窒化物固溶体が存在せず、実質的にＷ
Ｃ相と結合相、すなわちＣｏおよびＣｒの含有量が基体
内部比して相対的に高い結合相からなる表面層が形成さ
れるようになり、この超硬基体の表面に、化学蒸着法お
よび／または物理蒸着法を用いて、硬質被覆層としてＴ
ｉ化合物層、あるいは前記Ｔｉ化合物層とＡｌ2 Ｏ3 層
を形成すると、この結果の被覆超硬工具は、これを構成
する超硬基体における基体表面層の作用で、より一段の
耐欠損性が要求される鋼や鋳鉄などの断続切削を高速条
件や重切削条件で行っても、切刃に欠けやチッピングな
どの発生なく、すぐれた切削性能を長期に亘って発揮す
るようになるという研究結果を得たのである。
上述のような観点から、特に上記の従来被覆超硬工具に
着目し、これのより一段の耐欠損性向上を図るべく研究
を行った結果、硬質相形成用原料粉末として、ＷＣ粉末
と、ＴｉとＴａとＮｂとＷの複合炭窒化物固溶体粉末
（以下、単に固溶体粉末と云う）を用い、また結合相形
成用原料粉末として、Ｃｏ粉末と、Ｃｒ炭化物粉末およ
び／またはＣｒ酸化物粉末を用い、これら原料粉末を所
定の割合に配合し、混合し、圧粉体にプレス成形し、こ
の圧粉体を、上記の従来被覆超硬工を構成する超硬基体
の焼結条件と同じ条件で真空焼結すると、超硬基体の表
面部には、原料粉末である上記固溶体粉末とＣｒ炭化物
粉末および／またはＣｒ酸化物粉末の作用で、複合炭化
物固溶体や複合炭窒化物固溶体が存在せず、実質的にＷ
Ｃ相と結合相、すなわちＣｏおよびＣｒの含有量が基体
内部比して相対的に高い結合相からなる表面層が形成さ
れるようになり、この超硬基体の表面に、化学蒸着法お
よび／または物理蒸着法を用いて、硬質被覆層としてＴ
ｉ化合物層、あるいは前記Ｔｉ化合物層とＡｌ2 Ｏ3 層
を形成すると、この結果の被覆超硬工具は、これを構成
する超硬基体における基体表面層の作用で、より一段の
耐欠損性が要求される鋼や鋳鉄などの断続切削を高速条
件や重切削条件で行っても、切刃に欠けやチッピングな
どの発生なく、すぐれた切削性能を長期に亘って発揮す
るようになるという研究結果を得たのである。
【０００５】この発明は、上記の研究結果に基づいてな
されたものであって、電子顕微鏡による工具縦断面組織
観察で、基体内部が、 硬質相：８０〜９２面積％、 結合相および不可避不純物：残り、 からなる組成を示し、上記の基体内部硬質相は、全体に
占める割合で、６５〜８５面積％のＷＣからなる第１硬
質相と、５〜２０面積％のＴｉとＴａとＮｂとＷを主体
金属成分とする複合炭化物固溶体および複合炭窒化物固
溶体のいずれか、または両方［以下、これらを総称て
（Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｗ）Ｃ・Ｎで示す］からなる第２
硬質相と、で構成され、かつ上記の基体内部の結合相
は、同じく全体に占める割合で、Ｃｏ：５〜１２重量
％、Ｃｒ：０．２〜３重量％、を含有し、さらに同じく
電子顕微鏡による工具縦断面組織観察で、表面から深
さ：１０〜５０μｍの幅に亘って基体表面層が存在し、
この基体表面層は、上記第２硬質相が存在せず、上記第
１硬質相と結合相からなると共に、上記基体表面層の幅
中央部の結合相中のＣｏおよびＣｒの含有量が、基体内
部の結合相中のＣｏおよびＣｒの含有量との重量比で、
Ｃｏ：１．１〜１．５、Ｃｒ：１．２〜２．０、を満足
する、超硬基体の表面に、いずれも０．１〜１０μｍの
平均層厚を有する、ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、
ＴｉＣＯ層、およびＴｉＣＮＯ層のうちの１種または２
種以上からなるＴｉ化合物層、あるいは前記Ｔｉ化合物
層と０．５〜１５μｍの平均層厚を有するＡｌ2 Ｏ3 層
で構成された硬質被覆層を３〜２５μｍの全体平均層厚
で化学蒸着および／または物理蒸着してなる、耐欠損性
にすぐれた被覆超硬工具に特徴を有するものである。
されたものであって、電子顕微鏡による工具縦断面組織
観察で、基体内部が、 硬質相：８０〜９２面積％、 結合相および不可避不純物：残り、 からなる組成を示し、上記の基体内部硬質相は、全体に
占める割合で、６５〜８５面積％のＷＣからなる第１硬
質相と、５〜２０面積％のＴｉとＴａとＮｂとＷを主体
金属成分とする複合炭化物固溶体および複合炭窒化物固
溶体のいずれか、または両方［以下、これらを総称て
（Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｗ）Ｃ・Ｎで示す］からなる第２
硬質相と、で構成され、かつ上記の基体内部の結合相
は、同じく全体に占める割合で、Ｃｏ：５〜１２重量
％、Ｃｒ：０．２〜３重量％、を含有し、さらに同じく
電子顕微鏡による工具縦断面組織観察で、表面から深
さ：１０〜５０μｍの幅に亘って基体表面層が存在し、
この基体表面層は、上記第２硬質相が存在せず、上記第
１硬質相と結合相からなると共に、上記基体表面層の幅
中央部の結合相中のＣｏおよびＣｒの含有量が、基体内
部の結合相中のＣｏおよびＣｒの含有量との重量比で、
Ｃｏ：１．１〜１．５、Ｃｒ：１．２〜２．０、を満足
する、超硬基体の表面に、いずれも０．１〜１０μｍの
平均層厚を有する、ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、
ＴｉＣＯ層、およびＴｉＣＮＯ層のうちの１種または２
種以上からなるＴｉ化合物層、あるいは前記Ｔｉ化合物
層と０．５〜１５μｍの平均層厚を有するＡｌ2 Ｏ3 層
で構成された硬質被覆層を３〜２５μｍの全体平均層厚
で化学蒸着および／または物理蒸着してなる、耐欠損性
にすぐれた被覆超硬工具に特徴を有するものである。
【０００６】つぎに、この発明の被覆超硬工具におい
て、超硬基体の内部組成、並びに超硬基体における基体
表面層の幅、ＣｏおよびＣｒの含有比、さらに硬質被覆
層の平均層厚を上記の通りに限定した理由を説明する。 （Ａ）超硬基体の内部組成 硬質相の割合が８０面積％未満では、相対的に結合相の
割合が実質的に２０面積％を越えて多くなり過ぎ、所望
の耐摩耗性を確保することができず、一方その割合が９
２面積％を越えると、ＣｏおよびＣｒを主体とする結合
相の割合が少なくなり過ぎて、強度が急激に低下するよ
うになることから、その割合を８０〜９２面積％、望ま
しくは８５〜９０面積％と定めた。なお、硬質相による
耐摩耗性向上は実質的に第１硬質相であるＷＣ相と第２
硬質相である（Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｗ）Ｃ・Ｎ相によっ
てもたらされるものであり、したがって第１硬質相およ
び第２硬質相のいずれかでも、その割合が６５面積％未
満および５面積％未満になると、耐摩耗性不足となり、
一方第１硬質相および第２硬質相のいずれかでも、その
割合が８５面積％および２０面積％を越えると、靭性が
低下し、切刃に欠損が発生し易くなることから、その割
合をそれぞれ６５〜８５面積％、望ましくは７０〜８０
面積％、並びに５〜２０面積％、望ましくは８〜１５面
積％と定めた。また、超硬基体内部のＣｏ成分には、焼
結性を向上させて超硬基体の強度を向上させる作用があ
るが、その割合が５重量％未満では、所望の強度向上効
果が得られず、一方その含有量が１２％を越えると、耐
摩耗性が急激に低下するようになることから、その含有
量を５〜１２重量％、望ましくは６〜１０重量％と定め
た。さらに、超硬基体内部のＣｒ成分には、上記の通り
原料粉末として使用した固溶体粉末が基体内部へ拡散し
易い性質をもつことと相まって、焼結時に第２硬質相と
なる（Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｗ）Ｃ・Ｎ相の基体内部への
拡散を著しく促進し、もって基体表面層に前記第２硬質
相が存在しないようにして、耐欠損性を著しく向上させ
る作用をもつが、その割合が０．２重量％未満では、前
記（Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｗ）Ｃ・Ｎ相の基体内部への拡
散が不十分となり、１０μｍ以上の幅に亘って前記基体
表面層を形成することが困難となり、この結果所望の耐
欠損性向上効果が得られず、一方その含有量が３％を越
えると、強度が低下するようになることから、その含有
量を０．２〜３重量％、望ましくは０．４〜１重量％と
定めた。
て、超硬基体の内部組成、並びに超硬基体における基体
表面層の幅、ＣｏおよびＣｒの含有比、さらに硬質被覆
層の平均層厚を上記の通りに限定した理由を説明する。 （Ａ）超硬基体の内部組成 硬質相の割合が８０面積％未満では、相対的に結合相の
割合が実質的に２０面積％を越えて多くなり過ぎ、所望
の耐摩耗性を確保することができず、一方その割合が９
２面積％を越えると、ＣｏおよびＣｒを主体とする結合
相の割合が少なくなり過ぎて、強度が急激に低下するよ
うになることから、その割合を８０〜９２面積％、望ま
しくは８５〜９０面積％と定めた。なお、硬質相による
耐摩耗性向上は実質的に第１硬質相であるＷＣ相と第２
硬質相である（Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｗ）Ｃ・Ｎ相によっ
てもたらされるものであり、したがって第１硬質相およ
び第２硬質相のいずれかでも、その割合が６５面積％未
満および５面積％未満になると、耐摩耗性不足となり、
一方第１硬質相および第２硬質相のいずれかでも、その
割合が８５面積％および２０面積％を越えると、靭性が
低下し、切刃に欠損が発生し易くなることから、その割
合をそれぞれ６５〜８５面積％、望ましくは７０〜８０
面積％、並びに５〜２０面積％、望ましくは８〜１５面
積％と定めた。また、超硬基体内部のＣｏ成分には、焼
結性を向上させて超硬基体の強度を向上させる作用があ
るが、その割合が５重量％未満では、所望の強度向上効
果が得られず、一方その含有量が１２％を越えると、耐
摩耗性が急激に低下するようになることから、その含有
量を５〜１２重量％、望ましくは６〜１０重量％と定め
た。さらに、超硬基体内部のＣｒ成分には、上記の通り
原料粉末として使用した固溶体粉末が基体内部へ拡散し
易い性質をもつことと相まって、焼結時に第２硬質相と
なる（Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｗ）Ｃ・Ｎ相の基体内部への
拡散を著しく促進し、もって基体表面層に前記第２硬質
相が存在しないようにして、耐欠損性を著しく向上させ
る作用をもつが、その割合が０．２重量％未満では、前
記（Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｗ）Ｃ・Ｎ相の基体内部への拡
散が不十分となり、１０μｍ以上の幅に亘って前記基体
表面層を形成することが困難となり、この結果所望の耐
欠損性向上効果が得られず、一方その含有量が３％を越
えると、強度が低下するようになることから、その含有
量を０．２〜３重量％、望ましくは０．４〜１重量％と
定めた。
【０００７】（Ｂ）超硬基体の表面層 その幅が１０μｍ未満になったり、またＣｏの含有比が
１．１未満およびＣｒの含有比が１．２未満になったり
すると、耐欠損性に所望の向上効果が得られず、一方そ
の幅が５０μｍを越えたり、またＣｏの含有比が１．５
およびＣｒの含有比が２．０を越えたりすると、熱塑性
変形が発生したり、靭性低下をきたしたりすようになる
ことから、その幅を１０〜５０μｍ、望ましくは２０〜
３５μｍ、Ｃｏの含有比を１．１〜１．５、望ましくは
１．２〜１．４、そしてＣｒの含有比を１．２〜２．
０、望ましくは１．３〜１．７とそれぞれ定めた。
１．１未満およびＣｒの含有比が１．２未満になったり
すると、耐欠損性に所望の向上効果が得られず、一方そ
の幅が５０μｍを越えたり、またＣｏの含有比が１．５
およびＣｒの含有比が２．０を越えたりすると、熱塑性
変形が発生したり、靭性低下をきたしたりすようになる
ことから、その幅を１０〜５０μｍ、望ましくは２０〜
３５μｍ、Ｃｏの含有比を１．１〜１．５、望ましくは
１．２〜１．４、そしてＣｒの含有比を１．２〜２．
０、望ましくは１．３〜１．７とそれぞれ定めた。
【０００８】（Ｃ）硬質被覆層の平均層厚 Ｔｉ化合物層の平均層厚を０．１〜１０μｍとしたの
は、その層厚が０．１μｍ未満では所望の耐摩耗性を確
保することができず、一方その層厚が１０μｍを越える
と耐欠損性が低下するようになるという理由にもとづく
ものであり、またＡｌ2 Ｏ3 層には前記Ｔｉ化合物層と
の共存において耐摩耗性を一段と向上させる作用がある
ので、必要に応じて形成されるが、この場合その平均層
厚を０．５〜１５μｍとするのがよく、これは、その層
厚が０．５μｍ未満では所望の耐摩耗性向上効果が得ら
れず、一方その層厚が１５μｍを越えると切刃に欠損が
発生し易くなるという理由によるものである。さらに、
Ｔｉ化合物層とＡｌ2 Ｏ3 層からなる硬質被覆層の全体
平均層厚も、その層厚が３μｍ未満では、所望のすぐれ
た耐摩耗性を確保することができず、一方その層厚が２
５μｍを越えると、耐欠損性が低下するようになること
から、３〜２５μｍ、望ましくは５〜２０μｍとするの
がよい。
は、その層厚が０．１μｍ未満では所望の耐摩耗性を確
保することができず、一方その層厚が１０μｍを越える
と耐欠損性が低下するようになるという理由にもとづく
ものであり、またＡｌ2 Ｏ3 層には前記Ｔｉ化合物層と
の共存において耐摩耗性を一段と向上させる作用がある
ので、必要に応じて形成されるが、この場合その平均層
厚を０．５〜１５μｍとするのがよく、これは、その層
厚が０．５μｍ未満では所望の耐摩耗性向上効果が得ら
れず、一方その層厚が１５μｍを越えると切刃に欠損が
発生し易くなるという理由によるものである。さらに、
Ｔｉ化合物層とＡｌ2 Ｏ3 層からなる硬質被覆層の全体
平均層厚も、その層厚が３μｍ未満では、所望のすぐれ
た耐摩耗性を確保することができず、一方その層厚が２
５μｍを越えると、耐欠損性が低下するようになること
から、３〜２５μｍ、望ましくは５〜２０μｍとするの
がよい。
【０００９】
【発明の実施の形態】この発明の被覆超硬工具を実施例
により具体的に説明する。原料粉末として、平均粒径：
３μｍの中粒ＷＣ粉末、同６μｍの粗粒ＷＣ粉末、固溶
体粉末である同１．５μｍの（Ｔｉ0.15Ｔａ0.65Ｎｂ
0.10Ｗ0.10）Ｃ0.50Ｎ0.50粉末（以下、固溶体粉末Ａと
云う）、同じく同１．２μｍの（Ｔｉ0.35Ｔａ0.40Ｎｂ
0.05Ｗ0.20）Ｃ0.65Ｎ0.35粉末（以下、固溶体粉末Ｂと
云う）、および同１．３μｍの（Ｔｉ0.55Ｔａ0.15Ｎｂ
0.10Ｗ0.20）Ｃ0.45Ｎ0.55粉末（以下、固溶体粉末Ｃと
云う、以上いずれも原子比）、さらに同２．３μｍのＣ
ｒ3 Ｃ 2 粉末、同２．０μｍのＣｒ2 Ｏ3 粉末、および
同１．２μｍのＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末を表
１に示される配合組成に配合し、ボールミルでアセトン
中７２時間湿式混合し、減圧乾燥した後、この混合粉末
を所定形状の圧粉体にプレス成形し、ついでこの圧粉体
を、１×１０-3〜１×１０-1Ｔｏｒｒの範囲内の所定の
雰囲気とした真空中、１３５０〜１５００℃の範囲内の
所定の温度に１時間保持の条件で焼結し、焼結体に仕上
げ加工およびホーニング加工を施すことにより、いずれ
もＩＳＯ規格ＣＮＭＧ１２０４０８に則したスローアウ
エイチップ形状をもった超硬基体Ａ〜Ｌをそれぞれ製造
した。また、比較の目的で、原料粉末として、上記固溶
体粉末Ａ〜Ｃに代わって平均粒径：１．２μｍのＴｉＣ
粉末、同１．５μｍのＴｉＮ粉末、同１．３μｍのＴａ
Ｃ粉末、および同１．２μｍのＮｂＣ粉末を用い、かつ
配合組成を表２に示される通りとする以外は同一の条件
で超硬基体ａ〜ｌをそれぞれ製造した。
により具体的に説明する。原料粉末として、平均粒径：
３μｍの中粒ＷＣ粉末、同６μｍの粗粒ＷＣ粉末、固溶
体粉末である同１．５μｍの（Ｔｉ0.15Ｔａ0.65Ｎｂ
0.10Ｗ0.10）Ｃ0.50Ｎ0.50粉末（以下、固溶体粉末Ａと
云う）、同じく同１．２μｍの（Ｔｉ0.35Ｔａ0.40Ｎｂ
0.05Ｗ0.20）Ｃ0.65Ｎ0.35粉末（以下、固溶体粉末Ｂと
云う）、および同１．３μｍの（Ｔｉ0.55Ｔａ0.15Ｎｂ
0.10Ｗ0.20）Ｃ0.45Ｎ0.55粉末（以下、固溶体粉末Ｃと
云う、以上いずれも原子比）、さらに同２．３μｍのＣ
ｒ3 Ｃ 2 粉末、同２．０μｍのＣｒ2 Ｏ3 粉末、および
同１．２μｍのＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末を表
１に示される配合組成に配合し、ボールミルでアセトン
中７２時間湿式混合し、減圧乾燥した後、この混合粉末
を所定形状の圧粉体にプレス成形し、ついでこの圧粉体
を、１×１０-3〜１×１０-1Ｔｏｒｒの範囲内の所定の
雰囲気とした真空中、１３５０〜１５００℃の範囲内の
所定の温度に１時間保持の条件で焼結し、焼結体に仕上
げ加工およびホーニング加工を施すことにより、いずれ
もＩＳＯ規格ＣＮＭＧ１２０４０８に則したスローアウ
エイチップ形状をもった超硬基体Ａ〜Ｌをそれぞれ製造
した。また、比較の目的で、原料粉末として、上記固溶
体粉末Ａ〜Ｃに代わって平均粒径：１．２μｍのＴｉＣ
粉末、同１．５μｍのＴｉＮ粉末、同１．３μｍのＴａ
Ｃ粉末、および同１．２μｍのＮｂＣ粉末を用い、かつ
配合組成を表２に示される通りとする以外は同一の条件
で超硬基体ａ〜ｌをそれぞれ製造した。
【００１０】ついで、これらの超硬基体Ａ〜Ｌおよび超
硬基体ａ〜ｌの表面に、通常の外熱式化学蒸着装置およ
び物理蒸着装置の１種であるイオンプレーティング装置
を用い、表３、４に示される通りの組成および平均層厚
の硬質被覆層を形成することにより本発明被覆超硬工具
１〜１２および比較被覆超硬工具１〜１２をそれぞれ製
造した。
硬基体ａ〜ｌの表面に、通常の外熱式化学蒸着装置およ
び物理蒸着装置の１種であるイオンプレーティング装置
を用い、表３、４に示される通りの組成および平均層厚
の硬質被覆層を形成することにより本発明被覆超硬工具
１〜１２および比較被覆超硬工具１〜１２をそれぞれ製
造した。
【００１１】この結果得られた本発明被覆超硬工具１〜
１２および比較被覆超硬工具１〜１２について、 （ａ）超硬基体内部の組成は、まず工具縦断面における
中心部任意箇所の組織写真を走査型電子顕微鏡を用いて
撮り、この組織写真における第１硬質相であるＷＣ相、
および第２硬質相である（Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｗ）Ｃ・
Ｎ相の割合（面積％）を画像解析装置を用いて算出し、
さらに結合相中のＣｏおよひＣｒ含有量はＸ線マイクロ
アナライザー（ＥＰＭＡ）を用いて測定した。 （ｂ）また、同じく工具縦断面における基体表面層中の
上記第２硬質相の有無を同じく走査型電子顕微鏡組織写
真で判別し、さらに前記基体表面層の幅は光学顕微鏡組
織写真を用いて測定し、前記基体表面層の幅中央部の結
合相中のＣｏおよびＣｒの含有量は同じくＸ線マイクロ
アナライザー（ＥＰＭＡ）を用いて測定した。以上
（ａ）および（ｂ）にもとづいて超硬基体内部の組成、
さらに工具縦断面における表面層の幅、およびＣｏとＣ
ｒの含有比を求めた。これらの結果を表５、６に示し
た。また表５、６には超硬基体内部の硬さ（ロックウエ
ル硬さＡスケール）も合わせて示した。
１２および比較被覆超硬工具１〜１２について、 （ａ）超硬基体内部の組成は、まず工具縦断面における
中心部任意箇所の組織写真を走査型電子顕微鏡を用いて
撮り、この組織写真における第１硬質相であるＷＣ相、
および第２硬質相である（Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｗ）Ｃ・
Ｎ相の割合（面積％）を画像解析装置を用いて算出し、
さらに結合相中のＣｏおよひＣｒ含有量はＸ線マイクロ
アナライザー（ＥＰＭＡ）を用いて測定した。 （ｂ）また、同じく工具縦断面における基体表面層中の
上記第２硬質相の有無を同じく走査型電子顕微鏡組織写
真で判別し、さらに前記基体表面層の幅は光学顕微鏡組
織写真を用いて測定し、前記基体表面層の幅中央部の結
合相中のＣｏおよびＣｒの含有量は同じくＸ線マイクロ
アナライザー（ＥＰＭＡ）を用いて測定した。以上
（ａ）および（ｂ）にもとづいて超硬基体内部の組成、
さらに工具縦断面における表面層の幅、およびＣｏとＣ
ｒの含有比を求めた。これらの結果を表５、６に示し
た。また表５、６には超硬基体内部の硬さ（ロックウエ
ル硬さＡスケール）も合わせて示した。
【００１２】さらに、上記本発明被覆超硬工具１〜１２
および比較被覆超硬工具１〜１２について、 被削材：ＳＣＭ４３９（ブリネル硬さ：２７０）の長手
方向等間隔４本縦溝入り丸棒、 切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ、 送り：０．７ｍｍ／ｒｅｖ、 切り込み：１．５ｍｍ、 切削時間：１０分、 の条件での鋼の乾式高送り断続切削試験、並びに、 被削材：ＳＣＭ４４０（ブリネル硬さ：２２０）の長手
方向等間隔４本縦溝入り丸棒、 切削速度：４００ｍ／ｍｉｎ、 送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ、 切り込み：１．５ｍｍ、 切削時間：１０分、 の条件での鋼の乾式高速断続切削試験を行い、いずれの
試験でも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。これらの測定
結果を表５〜７に示した。
および比較被覆超硬工具１〜１２について、 被削材：ＳＣＭ４３９（ブリネル硬さ：２７０）の長手
方向等間隔４本縦溝入り丸棒、 切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ、 送り：０．７ｍｍ／ｒｅｖ、 切り込み：１．５ｍｍ、 切削時間：１０分、 の条件での鋼の乾式高送り断続切削試験、並びに、 被削材：ＳＣＭ４４０（ブリネル硬さ：２２０）の長手
方向等間隔４本縦溝入り丸棒、 切削速度：４００ｍ／ｍｉｎ、 送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ、 切り込み：１．５ｍｍ、 切削時間：１０分、 の条件での鋼の乾式高速断続切削試験を行い、いずれの
試験でも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。これらの測定
結果を表５〜７に示した。
【００１３】
【表１】
【００１４】
【表２】
【００１５】
【表３】
【００１６】
【表４】
【００１７】
【表５】
【００１８】
【表６】
【００１９】
【表７】
【００２０】
【発明の効果】表５〜７に示される結果から、本発明被
覆超硬工具１〜１２は、いずれも超硬基体における表面
層、すなわち上記第２硬質相が存在せず、上記第１硬質
相であるＷＣ相とＣｏおよびＣｒ含有の結合相からなる
基体表面層の存在によって鋼の高送り断続切削や高速断
続切削でも切刃に欠けやチッピングなどの発生なく、す
ぐれた耐欠損性を示し、切刃は正常摩耗を示すため、長
期に亘ってすぐれた切削性能を発揮するのに対して、比
較被覆超硬工具１〜１２は、いずれも基体表面層は存在
するが、これの結合相中にはＣｒの含有がなく、これに
よって第２硬質相が存在するようになるため、十分な耐
欠損性が得られないことから、高送り断続切削や高速断
続切削では切刃に欠けやチッピングが発生し、これが原
因で比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかであ
る。上述のように、この発明の被覆超硬工具は、これの
もつすぐれた耐欠損性によって、通常の条件での各種鋼
や鋳鉄などの連続切削および断続切削は勿論のこと、き
わめて苛酷な切削条件である断続切削を高送りなどの重
切削条件および高速条件で行っても切刃に欠けやチッピ
ングなどの発生なく、すぐれた切削性能を長期に亘って
発揮するようになるものであり、切削加工の省エネ化お
よび省力化に十分満足に対応できるものである。
覆超硬工具１〜１２は、いずれも超硬基体における表面
層、すなわち上記第２硬質相が存在せず、上記第１硬質
相であるＷＣ相とＣｏおよびＣｒ含有の結合相からなる
基体表面層の存在によって鋼の高送り断続切削や高速断
続切削でも切刃に欠けやチッピングなどの発生なく、す
ぐれた耐欠損性を示し、切刃は正常摩耗を示すため、長
期に亘ってすぐれた切削性能を発揮するのに対して、比
較被覆超硬工具１〜１２は、いずれも基体表面層は存在
するが、これの結合相中にはＣｒの含有がなく、これに
よって第２硬質相が存在するようになるため、十分な耐
欠損性が得られないことから、高送り断続切削や高速断
続切削では切刃に欠けやチッピングが発生し、これが原
因で比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかであ
る。上述のように、この発明の被覆超硬工具は、これの
もつすぐれた耐欠損性によって、通常の条件での各種鋼
や鋳鉄などの連続切削および断続切削は勿論のこと、き
わめて苛酷な切削条件である断続切削を高送りなどの重
切削条件および高速条件で行っても切刃に欠けやチッピ
ングなどの発生なく、すぐれた切削性能を長期に亘って
発揮するようになるものであり、切削加工の省エネ化お
よび省力化に十分満足に対応できるものである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 関谷 真一 茨城県結城郡石下町大字古間木1511番地 三菱マテリアル株式会社筑波製作所内 (72)発明者 長田 晃 茨城県結城郡石下町大字古間木1511番地 三菱マテリアル株式会社筑波製作所内 Ｆターム(参考） 3C046 FF03 FF16 FF19 FF22 FF25 FF32 FF39 FF40 FF42 FF50 FF52 FF55 4K018 AA20 AB02 FA24 KA16
Claims (2)
- 【請求項１】 電子顕微鏡による工具縦断面組織観察
で、基体内部が、 硬質相：８０〜９２面積％、 結合相および不可避不純物：残り、からなる組成を示
し、上記の基体内部硬質相は、全体に占める割合で、 ６５〜８５面積％の炭化タングステンからなる第１硬質
相と、 ５〜２０面積％のＴｉとＴａとＮｂとＷを主体金属成分
とする複合炭化物固溶体および複合炭窒化物固溶体のい
ずれか、または両方からなる第２硬質相と、で構成さ
れ、 かつ上記の基体内部の結合相は、同じく全体に占める割
合で、 Ｃｏ：５〜１２重量％、 Ｃｒ：０．２〜３重量％、を含有し、 さらに同じく電子顕微鏡による工具縦断面組織観察で、
表面から深さ：１０〜５０μｍの幅に亘って基体表面層
が存在し、この基体表面層は、上記第２硬質相が存在せ
ず、上記第１硬質相と結合相からなると共に、 上記基体表面層の幅中央部の結合相中のＣｏおよびＣｒ
の含有量が、基体内部の結合相中のＣｏおよびＣｒの含
有量との重量比で、 Ｃｏ：１．１〜１．５、 Ｃｒ：１．２〜２．０、を満足する、炭化タングステン
基超硬合金基体の表面に、 いずれも０．１〜１０μｍの平均層厚を有する、Ｔｉの
炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層、窒酸化
物層、および炭窒酸化物層のうちの１種または２種以上
からなるＴｉ化合物層で構成された硬質被覆層を３〜２
５μｍの全体平均層厚で化学蒸着および／または物理蒸
着してなる、耐欠損性にすぐれた表面被覆炭化タングス
テン基超硬合金製切削工具。 - 【請求項２】 電子顕微鏡による工具縦断面組織観察
で、基体内部が、 硬質相：８０〜９２面積％、 結合相および不可避不純物：残り、からなる組成を示
し、上記の基体内部硬質相は、全体に占める割合で、 ６５〜８５面積％の炭化タングステンからなる第１硬質
相と、 ５〜２０面積％のＴｉとＴａとＮｂとＷを主体金属成分
とする複合炭化物固溶体および複合炭窒化物固溶体のい
ずれか、または両方からなる第２硬質相と、で構成さ
れ、 かつ上記の基体内部の結合相は、同じく全体に占める割
合で、 Ｃｏ：５〜１２重量％、 Ｃｒ：０．２〜３重量％、を含有し、 さらに同じく電子顕微鏡による工具縦断面組織観察で、
表面から深さ：１０〜５０μｍの幅に亘って基体表面層
が存在し、この基体表面層は、上記第２硬質相が存在せ
ず、上記第１硬質相と結合相からなると共に、 上記基体表面層の幅中央部の結合相中のＣｏおよびＣｒ
の含有量が、基体内部の結合相中のＣｏおよびＣｒの含
有量との重量比で、 Ｃｏ：１．１〜１．５、 Ｃｒ：１．２〜２．０、を満足する、炭化タングステン
基超硬合金基体の表面に、 いずれも０．１〜１０μｍの平均層厚を有する、Ｔｉの
炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層、窒酸化
物層、および炭窒酸化物層のうちの１種または２種以上
からなるＴｉ化合物層と、０．５〜１５μｍの平均層厚
を有する酸化アルミニウム層で構成された硬質被覆層を
３〜２５μｍの全体平均層厚で化学蒸着および／または
物理蒸着してなる、耐欠損性にすぐれた表面被覆炭化タ
ングステン基超硬合金製切削工具。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10302615A JP2000126905A (ja) | 1998-10-23 | 1998-10-23 | 耐欠損性にすぐれた表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10302615A JP2000126905A (ja) | 1998-10-23 | 1998-10-23 | 耐欠損性にすぐれた表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000126905A true JP2000126905A (ja) | 2000-05-09 |
Family
ID=17911123
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10302615A Pending JP2000126905A (ja) | 1998-10-23 | 1998-10-23 | 耐欠損性にすぐれた表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000126905A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004510589A (ja) * | 2000-08-11 | 2004-04-08 | ケンナメタル インコーポレイテッド | バインダ濃縮表面領域を有するクロム含有の焼結超硬合金体 |
| JP2006161076A (ja) * | 2004-12-03 | 2006-06-22 | Mitsubishi Material Cmi Kk | タングステン基焼結合金製ウェート及びその製造方法並びに振動発生装置用振動子 |
| JP2007260824A (ja) * | 2006-03-28 | 2007-10-11 | Kyocera Corp | 切削工具 |
| JP2011131318A (ja) * | 2009-12-24 | 2011-07-07 | Kyocera Corp | 切削工具 |
| WO2015080149A1 (ja) * | 2013-11-29 | 2015-06-04 | 京セラ株式会社 | 切削工具 |
| JP2018154917A (ja) * | 2017-03-17 | 2018-10-04 | 三菱日立ツール株式会社 | 超硬合金及びその製造方法、並びにそれを用いた切削工具 |
| JP7283636B1 (ja) * | 2022-01-19 | 2023-05-30 | 住友電気工業株式会社 | 超硬合金およびそれを含む工具 |
-
1998
- 1998-10-23 JP JP10302615A patent/JP2000126905A/ja active Pending
Cited By (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004510589A (ja) * | 2000-08-11 | 2004-04-08 | ケンナメタル インコーポレイテッド | バインダ濃縮表面領域を有するクロム含有の焼結超硬合金体 |
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| CN105792967A (zh) * | 2013-11-29 | 2016-07-20 | 京瓷株式会社 | 切削工具 |
| WO2015080149A1 (ja) * | 2013-11-29 | 2015-06-04 | 京セラ株式会社 | 切削工具 |
| KR101813536B1 (ko) | 2013-11-29 | 2017-12-29 | 쿄세라 코포레이션 | 절삭공구 |
| US10113239B2 (en) | 2013-11-29 | 2018-10-30 | Kyocera Corporation | Cutting tool |
| JP2018154917A (ja) * | 2017-03-17 | 2018-10-04 | 三菱日立ツール株式会社 | 超硬合金及びその製造方法、並びにそれを用いた切削工具 |
| JP7021528B2 (ja) | 2017-03-17 | 2022-02-17 | 株式会社Moldino | 超硬合金及びその製造方法、並びにそれを用いた切削工具 |
| JP7283636B1 (ja) * | 2022-01-19 | 2023-05-30 | 住友電気工業株式会社 | 超硬合金およびそれを含む工具 |
| WO2023139695A1 (ja) * | 2022-01-19 | 2023-07-27 | 住友電気工業株式会社 | 超硬合金およびそれを含む工具 |
| US11858049B2 (en) | 2022-01-19 | 2024-01-02 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Cemented carbide and tool containing the same |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20020305 |