JP2001009604A - 硬質被覆層が高速切削ですぐれた耐摩耗性を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 - Google Patents
硬質被覆層が高速切削ですぐれた耐摩耗性を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Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 硬質被覆層が高速切削ですぐれた耐摩耗性を
発揮する表面被覆超硬合金製切削工具を提供する。 【解決手段】 表面被覆超硬合金製切削工具が、炭化タ
ングステン基超硬合金基体の表面に、（ａ）いずれも
０．１〜５μｍの平均層厚および粒状結晶組織を有す
る、ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、Ｔ
ｉＮＯ層、およびＴｉＣＮＯ層のうちの１種または２種
以上からなるＴｉ化合物層と、（ｂ）３〜１５μｍの平
均層厚を有し、縦長成長結晶組織を有し、かつＺｒの割
合がＴｉとの合量に占める原子比で０．０５〜０．３を
満足するｌ−（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層からの熱分解生成層
にして、粒状結晶組織を有するＴｉＣＮ結晶粒とＺｒＣ
Ｎ結晶粒の混合層と、（ｃ）０．５〜１０μｍの平均層
厚および粒状結晶組織を有するＡｌ2 Ｏ3 層、以上
（ａ）〜（ｃ）で構成された硬質被覆層を５〜２５μｍ
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。
発揮する表面被覆超硬合金製切削工具を提供する。 【解決手段】 表面被覆超硬合金製切削工具が、炭化タ
ングステン基超硬合金基体の表面に、（ａ）いずれも
０．１〜５μｍの平均層厚および粒状結晶組織を有す
る、ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、Ｔ
ｉＮＯ層、およびＴｉＣＮＯ層のうちの１種または２種
以上からなるＴｉ化合物層と、（ｂ）３〜１５μｍの平
均層厚を有し、縦長成長結晶組織を有し、かつＺｒの割
合がＴｉとの合量に占める原子比で０．０５〜０．３を
満足するｌ−（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層からの熱分解生成層
にして、粒状結晶組織を有するＴｉＣＮ結晶粒とＺｒＣ
Ｎ結晶粒の混合層と、（ｃ）０．５〜１０μｍの平均層
厚および粒状結晶組織を有するＡｌ2 Ｏ3 層、以上
（ａ）〜（ｃ）で構成された硬質被覆層を５〜２５μｍ
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。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、通常の条件での
連続切削や断続切削は勿論のこと、これらの切削を高速
で行った場合にも硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を示
し、長期に亘ってすぐれた切削性能を発揮する表面被覆
炭化タングステン基超硬合金製切削工具（以下、被覆超
硬工具という）に関するものである。
連続切削や断続切削は勿論のこと、これらの切削を高速
で行った場合にも硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を示
し、長期に亘ってすぐれた切削性能を発揮する表面被覆
炭化タングステン基超硬合金製切削工具（以下、被覆超
硬工具という）に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、一般に、炭化タングステン基超硬
合金基体（以下、超硬基体という）の表面に、（ａ）
いずれも０．１〜５μｍの平均層厚および粒状結晶組織
を有する、炭化チタン（以下、ＴｉＣで示す）層、窒化
チタン（以下、同じくＴｉＮで示す）層、炭窒化チタン
（以下、ＴｉＣＮで示す）層、炭酸化チタン（以下、Ｔ
ｉＣＯで示す）層、窒酸化チタン（以下、ＴｉＮＯで示
す）層、および炭窒酸化チタン（以下、ＴｉＣＮＯで示
す）層のうちの１種または２種以上からなるＴｉ化合物
層と、（ｂ） ５〜１５μｍの平均層厚および縦長成長
結晶組織を有する炭窒化チタン（以下、ｌ−ＴｉＣＮで
示す）層と、（ｃ） ０．５〜１０μｍの平均層厚およ
び粒状結晶組織を有する酸化アルミニウム（以下、Ａｌ
2 Ｏ3 で示す）層と、で構成された硬質被覆層を５〜２
５μｍの全体平均層厚で化学蒸着および／または物理蒸
着してなる被覆超硬工具が知られており、またこの被覆
超硬工具が鋼や鋳鉄などの連続切削や断続切削に用いら
れることも知られている。また、一般に上記の被覆超硬
工具の硬質被覆層を構成するＡｌ2 Ｏ3 層として、α型
結晶構造をもつものやκ型結晶構造をもつものなどが広
く実用に供されることも良く知られており、さらに上記
ｌ−ＴｉＣＮ層は、例えば特開平６−８０１０号公報や
特開平７−３２８８０８号公報などにより公知であり、
通常の化学蒸着装置にて、反応ガスとして有機炭窒化物
を含む混合ガスを使用し、７００〜９５０℃の中温温度
域で化学蒸着することにより形成されるものである。
合金基体（以下、超硬基体という）の表面に、（ａ）
いずれも０．１〜５μｍの平均層厚および粒状結晶組織
を有する、炭化チタン（以下、ＴｉＣで示す）層、窒化
チタン（以下、同じくＴｉＮで示す）層、炭窒化チタン
（以下、ＴｉＣＮで示す）層、炭酸化チタン（以下、Ｔ
ｉＣＯで示す）層、窒酸化チタン（以下、ＴｉＮＯで示
す）層、および炭窒酸化チタン（以下、ＴｉＣＮＯで示
す）層のうちの１種または２種以上からなるＴｉ化合物
層と、（ｂ） ５〜１５μｍの平均層厚および縦長成長
結晶組織を有する炭窒化チタン（以下、ｌ−ＴｉＣＮで
示す）層と、（ｃ） ０．５〜１０μｍの平均層厚およ
び粒状結晶組織を有する酸化アルミニウム（以下、Ａｌ
2 Ｏ3 で示す）層と、で構成された硬質被覆層を５〜２
５μｍの全体平均層厚で化学蒸着および／または物理蒸
着してなる被覆超硬工具が知られており、またこの被覆
超硬工具が鋼や鋳鉄などの連続切削や断続切削に用いら
れることも知られている。また、一般に上記の被覆超硬
工具の硬質被覆層を構成するＡｌ2 Ｏ3 層として、α型
結晶構造をもつものやκ型結晶構造をもつものなどが広
く実用に供されることも良く知られており、さらに上記
ｌ−ＴｉＣＮ層は、例えば特開平６−８０１０号公報や
特開平７−３２８８０８号公報などにより公知であり、
通常の化学蒸着装置にて、反応ガスとして有機炭窒化物
を含む混合ガスを使用し、７００〜９５０℃の中温温度
域で化学蒸着することにより形成されるものである。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】一方、近年の切削加工
に対する省力化および省エネ化、さらに低コスト化の要
求は強く、これに伴い、切削加工は高速化し、かつ切削
工具には一段の使用寿命の延命化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、硬質被覆層
の構成層である相対的に厚膜のｌ−ＴｉＣＮ層はすぐれ
た靭性を有するものの硬さが十分でないために、実用に
際しては切刃の摩耗進行が比較的速く、この傾向は高速
切削になればなるほど顕著に現れるようになることか
ら、上記の要求には必ずしも満足に対応することができ
ないのが現状である。
に対する省力化および省エネ化、さらに低コスト化の要
求は強く、これに伴い、切削加工は高速化し、かつ切削
工具には一段の使用寿命の延命化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、硬質被覆層
の構成層である相対的に厚膜のｌ−ＴｉＣＮ層はすぐれ
た靭性を有するものの硬さが十分でないために、実用に
際しては切刃の摩耗進行が比較的速く、この傾向は高速
切削になればなるほど顕著に現れるようになることか
ら、上記の要求には必ずしも満足に対応することができ
ないのが現状である。
【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、上記の従来被覆超硬工具の硬質
被覆層の構成層である相対的に厚膜のｌ−ＴｉＣＮ層に
着目し、これの一層の耐摩耗性向上を図るべく研究を行
った結果、（ａ）上記の硬質被覆層を構成するｌ−Ｔｉ
ＣＮ層におけるＴｉの一部をＺｒ成分で置換して縦長成
長結晶組織をもったＴｉとＺｒの複合炭窒化物固溶体
［以下、ｌ−（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮで示す］層とすると、
この結果のｌ−（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層は、ＴｉのＺｒに
よる一部置換によって著しく硬さが向上し、耐摩耗性が
向上したものになり、この場合前記ｌ−（Ｔｉ，Ｚｒ）
ＣＮ層を、 組成式：（Ｔｉ1- xＺｒx）Ｃ1- yＮy、 で表した場合、ｘおよびｙ値は、原子比で、ｘ：０．０
５〜０．３、ｙ：０．３〜０．６とするのが望ましいこ
と。上記組成式において、ｘ値を０．０５〜０．３とし
たのは、その値が０．０５未満では所望の硬さ向上効果
が得られず、一方その値が０．３を超えると層自体の靭
性が急激に低下するようになり、これが原因で切刃に欠
けやチッピングが発生し易くなるという理由によるもの
である。また、ｙ値を０．３〜０．６としたのは、その
値が0.３未満になると、相対的に炭素の割合が増大し、
窒素の割合が減少して、硬さは増すが靭性が急激に低下
し、欠けやチッピングの原因となり、一方その値が０．
６を超えると、反対に炭素の割合が減少し、窒素の割合
が増大して、靭性は増すが硬さが急激に低下し、耐摩耗
性低下の原因となるという理由によるものである。
上述のような観点から、上記の従来被覆超硬工具の硬質
被覆層の構成層である相対的に厚膜のｌ−ＴｉＣＮ層に
着目し、これの一層の耐摩耗性向上を図るべく研究を行
った結果、（ａ）上記の硬質被覆層を構成するｌ−Ｔｉ
ＣＮ層におけるＴｉの一部をＺｒ成分で置換して縦長成
長結晶組織をもったＴｉとＺｒの複合炭窒化物固溶体
［以下、ｌ−（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮで示す］層とすると、
この結果のｌ−（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層は、ＴｉのＺｒに
よる一部置換によって著しく硬さが向上し、耐摩耗性が
向上したものになり、この場合前記ｌ−（Ｔｉ，Ｚｒ）
ＣＮ層を、 組成式：（Ｔｉ1- xＺｒx）Ｃ1- yＮy、 で表した場合、ｘおよびｙ値は、原子比で、ｘ：０．０
５〜０．３、ｙ：０．３〜０．６とするのが望ましいこ
と。上記組成式において、ｘ値を０．０５〜０．３とし
たのは、その値が０．０５未満では所望の硬さ向上効果
が得られず、一方その値が０．３を超えると層自体の靭
性が急激に低下するようになり、これが原因で切刃に欠
けやチッピングが発生し易くなるという理由によるもの
である。また、ｙ値を０．３〜０．６としたのは、その
値が0.３未満になると、相対的に炭素の割合が増大し、
窒素の割合が減少して、硬さは増すが靭性が急激に低下
し、欠けやチッピングの原因となり、一方その値が０．
６を超えると、反対に炭素の割合が減少し、窒素の割合
が増大して、靭性は増すが硬さが急激に低下し、耐摩耗
性低下の原因となるという理由によるものである。
【０００５】（ｂ）上記の通りｌ−（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ
層は、縦長成長結晶組織のもつ高靭性とＺｒ固溶による
硬さ向上によって、すぐれた靭性と耐摩耗性を具備する
が、これに、ｌ−（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層形成直後および
／または硬質被覆層全体を形成した後で、 雰囲気：水素、アルゴン、あるいは水素＋アルゴン、 温度：１０００〜１１５０℃、 保持時間：１〜５時間、 の条件で熱処理を施すと、上記ｌ−（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ
層はいずれも粒状結晶組織を有するが、微細粒にして均
粒のＴｉＣＮ結晶粒とＺｒＣＮ結晶粒に熱分解し、この
結果のＴｉＣＮ結晶粒とＺｒＣＮ結晶粒の混合層からな
る熱分解生成層は、前記熱処理前のｌ−（Ｔｉ，Ｚｒ）
ＣＮ層のもつ靭性と同等な高靭性を具備した上で、さら
に一段と高い硬さをもつようになり、この熱分解生成混
合層を硬質被覆層の構成層とする被覆超硬工具は、通常
の条件での連続切削や断続切削は勿論のこと、これらの
切削を高速で行った場合にも硬質被覆層がすぐれた耐摩
耗性を示すことから、長期に亘ってすぐれた切削性能を
発揮するようになること。以上（ａ）および（ｂ）に示
される研究結果を得たのである。
層は、縦長成長結晶組織のもつ高靭性とＺｒ固溶による
硬さ向上によって、すぐれた靭性と耐摩耗性を具備する
が、これに、ｌ−（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層形成直後および
／または硬質被覆層全体を形成した後で、 雰囲気：水素、アルゴン、あるいは水素＋アルゴン、 温度：１０００〜１１５０℃、 保持時間：１〜５時間、 の条件で熱処理を施すと、上記ｌ−（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ
層はいずれも粒状結晶組織を有するが、微細粒にして均
粒のＴｉＣＮ結晶粒とＺｒＣＮ結晶粒に熱分解し、この
結果のＴｉＣＮ結晶粒とＺｒＣＮ結晶粒の混合層からな
る熱分解生成層は、前記熱処理前のｌ−（Ｔｉ，Ｚｒ）
ＣＮ層のもつ靭性と同等な高靭性を具備した上で、さら
に一段と高い硬さをもつようになり、この熱分解生成混
合層を硬質被覆層の構成層とする被覆超硬工具は、通常
の条件での連続切削や断続切削は勿論のこと、これらの
切削を高速で行った場合にも硬質被覆層がすぐれた耐摩
耗性を示すことから、長期に亘ってすぐれた切削性能を
発揮するようになること。以上（ａ）および（ｂ）に示
される研究結果を得たのである。
【０００６】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、超硬基体の表面に、（ａ） いず
れも０．１〜５μｍの平均層厚および粒状結晶組織を有
する、ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、
ＴｉＮＯ層、およびＴｉＣＮＯ層のうちの１種または２
種以上からなるＴｉ化合物層と、（ｂ） ３〜１５μｍ
の平均層厚を有し、縦長成長結晶組織を有し、かつＺｒ
の割合がＴｉとの合量に占める原子比で０．０５〜０．
３を満足するｌ−（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層からの熱分解生
成層にして、粒状結晶組織を有するＴｉＣＮ結晶粒とＺ
ｒＣＮ結晶粒の混合層と、（ｃ） ０．５〜１０μｍの
平均層厚および粒状結晶組織を有するＡｌ2 Ｏ3層と、
で構成された硬質被覆層を５〜２５μｍ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、硬質被覆
層が高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する被覆超硬工
具に特徴を有するものである。
されたものであって、超硬基体の表面に、（ａ） いず
れも０．１〜５μｍの平均層厚および粒状結晶組織を有
する、ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、
ＴｉＮＯ層、およびＴｉＣＮＯ層のうちの１種または２
種以上からなるＴｉ化合物層と、（ｂ） ３〜１５μｍ
の平均層厚を有し、縦長成長結晶組織を有し、かつＺｒ
の割合がＴｉとの合量に占める原子比で０．０５〜０．
３を満足するｌ−（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層からの熱分解生
成層にして、粒状結晶組織を有するＴｉＣＮ結晶粒とＺ
ｒＣＮ結晶粒の混合層と、（ｃ） ０．５〜１０μｍの
平均層厚および粒状結晶組織を有するＡｌ2 Ｏ3層と、
で構成された硬質被覆層を５〜２５μｍ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、硬質被覆
層が高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する被覆超硬工
具に特徴を有するものである。
【０００７】なお、この発明の被覆超硬工具の硬質被覆
層の形成において、上記ｌ−（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層は、 反応ガス組成：容量％で、ＴｉＣｌ4 ：０．５〜５％、
ＺｒＣｌ4 ：０．１〜２％、ＣＨ3ＣＮ ：０．１〜３
％、必要に応じてＮ2：０．５〜２０％、Ｈ2 ：残り、 反応雰囲気温度：８５０〜９５０℃、 反応雰囲気圧力：４０〜４００Ｔｏｒｒ、 の条件で形成することができる。
層の形成において、上記ｌ−（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層は、 反応ガス組成：容量％で、ＴｉＣｌ4 ：０．５〜５％、
ＺｒＣｌ4 ：０．１〜２％、ＣＨ3ＣＮ ：０．１〜３
％、必要に応じてＮ2：０．５〜２０％、Ｈ2 ：残り、 反応雰囲気温度：８５０〜９５０℃、 反応雰囲気圧力：４０〜４００Ｔｏｒｒ、 の条件で形成することができる。
【０００８】さらに、この発明の被覆超硬工具の硬質被
覆層における構成層の平均層厚は以下の理由により定め
たものである。すなわち、Ｔｉ化合物層のそれぞれに
は、共通する性質として構成層相互間の層間密着性を向
上させる作用があり、したがってその平均層厚が０．１
μｍ未満では、所望のすぐれた層間密着性を確保するこ
とができず、一方その平均層厚が５μｍを越えると、急
激に粒成長するようになり、切刃に欠けやチッピングが
発生し易くなることから、その平均層厚を０．１〜５μ
ｍと定めた。
覆層における構成層の平均層厚は以下の理由により定め
たものである。すなわち、Ｔｉ化合物層のそれぞれに
は、共通する性質として構成層相互間の層間密着性を向
上させる作用があり、したがってその平均層厚が０．１
μｍ未満では、所望のすぐれた層間密着性を確保するこ
とができず、一方その平均層厚が５μｍを越えると、急
激に粒成長するようになり、切刃に欠けやチッピングが
発生し易くなることから、その平均層厚を０．１〜５μ
ｍと定めた。
【０００９】また、Ａｌ2 Ｏ3 層には、硬質被覆層の耐
摩耗性を向上させる作用があるが、その平均層厚が０．
５μｍ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、一方その平均層厚が１０μｍを越えると切
刃にチッピングが発生し易くなることから、その平均層
厚を０．５〜１０μｍと定めた。
摩耗性を向上させる作用があるが、その平均層厚が０．
５μｍ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、一方その平均層厚が１０μｍを越えると切
刃にチッピングが発生し易くなることから、その平均層
厚を０．５〜１０μｍと定めた。
【００１０】さらに、熱分解生成混合層は、ｌ−ＴｉＣ
Ｎ層と同等の靭性を具備した上で著しく高い硬度を有
し、硬質被覆層の耐摩耗性向上に一段と寄与するが、そ
の平均層厚が５μｍ未満では、耐摩耗性向上効果が不充
分で、この結果満足な使用寿命の延命化が図れず、一方
その平均層厚が１５μｍを越えると切刃に欠けやチッピ
ングが発生し易くなることから、その平均層厚を５〜１
５μｍと定めた。また、硬質被覆層の全体平均層厚を５
〜２５μｍとしたのは、その平均層厚が５μｍ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
平均層厚が２５μｍを越えると、切刃に欠けやチッピン
グが発生し易くなるという理由からである。
Ｎ層と同等の靭性を具備した上で著しく高い硬度を有
し、硬質被覆層の耐摩耗性向上に一段と寄与するが、そ
の平均層厚が５μｍ未満では、耐摩耗性向上効果が不充
分で、この結果満足な使用寿命の延命化が図れず、一方
その平均層厚が１５μｍを越えると切刃に欠けやチッピ
ングが発生し易くなることから、その平均層厚を５〜１
５μｍと定めた。また、硬質被覆層の全体平均層厚を５
〜２５μｍとしたのは、その平均層厚が５μｍ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
平均層厚が２５μｍを越えると、切刃に欠けやチッピン
グが発生し易くなるという理由からである。
【００１１】
【発明の実施の形態】つぎに、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：１．５μｍの細粒ＷＣ粉末、３．０μｍの中粒
ＷＣ粉末、同１．２μｍの（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮ（重量比
で、以下同じ、ＴｉＣ／ＴｉＮ／ＷＣ＝２４／２０／５
６）粉末、同１．３μｍの（Ｔａ，Ｎｂ）Ｃ（ＴａＣ／
ＮｂＣ＝９０／１０）粉末、同１．２μｍのＺｒＣ粉
末、同１．０μｍのＣｒ 粉末、および同１．２μｍのＣ
ｏ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７２時間湿式混合し、乾燥
した後、この混合粉末をＩＳＯ規格ＣＮＭＧ１２０４１
２に則したスローアウエイチップ形状の圧粉体にプレス
成形し、この圧粉体を同じく表１に示される条件で真空
燒結することにより超硬基体Ａ〜Ｅをそれぞれ製造し
た。さらに、上記超硬基体Ｅに対して、５０ｔｏｒｒの
ＣＨ4ガス雰囲気中、温度：１４００℃に１時間保持
後、徐冷の条件で浸炭処理を施し、処理後超硬基体表面
に付着するカーボンとＣｏを酸およびバレル研磨で除去
することにより、表面から６μｍの位置で最大Ｃｏ含有
量：１２．８重量％、深さ：２８μｍのＣｏ富化帯域を
基体表面部に形成した。また、いずれも焼結したまま
で、上記超硬基体Ｃには表面部に表面から１６μｍの位
置で最大Ｃｏ含有量：８．６重量％、深さ：２０μｍの
Ｃｏ富化帯域、上記超硬基体Ｄには表面部に表面から２
０μｍの位置で最大Ｃｏ含有量：１２．７重量％、深
さ：２６μｍのＣｏ富化帯域がそれぞれ形成されてお
り、残りの超硬基体ＡおよびＢには前記Ｃｏ富化帯域の
形成はなく、全体的に均一な組織をもつものであった。
さらに、表１には上記超硬基体Ａ〜Ｅの内部硬さ（ロッ
クウエル硬さＡスケール）をそれぞれ示した。
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：１．５μｍの細粒ＷＣ粉末、３．０μｍの中粒
ＷＣ粉末、同１．２μｍの（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮ（重量比
で、以下同じ、ＴｉＣ／ＴｉＮ／ＷＣ＝２４／２０／５
６）粉末、同１．３μｍの（Ｔａ，Ｎｂ）Ｃ（ＴａＣ／
ＮｂＣ＝９０／１０）粉末、同１．２μｍのＺｒＣ粉
末、同１．０μｍのＣｒ 粉末、および同１．２μｍのＣ
ｏ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７２時間湿式混合し、乾燥
した後、この混合粉末をＩＳＯ規格ＣＮＭＧ１２０４１
２に則したスローアウエイチップ形状の圧粉体にプレス
成形し、この圧粉体を同じく表１に示される条件で真空
燒結することにより超硬基体Ａ〜Ｅをそれぞれ製造し
た。さらに、上記超硬基体Ｅに対して、５０ｔｏｒｒの
ＣＨ4ガス雰囲気中、温度：１４００℃に１時間保持
後、徐冷の条件で浸炭処理を施し、処理後超硬基体表面
に付着するカーボンとＣｏを酸およびバレル研磨で除去
することにより、表面から６μｍの位置で最大Ｃｏ含有
量：１２．８重量％、深さ：２８μｍのＣｏ富化帯域を
基体表面部に形成した。また、いずれも焼結したまま
で、上記超硬基体Ｃには表面部に表面から１６μｍの位
置で最大Ｃｏ含有量：８．６重量％、深さ：２０μｍの
Ｃｏ富化帯域、上記超硬基体Ｄには表面部に表面から２
０μｍの位置で最大Ｃｏ含有量：１２．７重量％、深
さ：２６μｍのＣｏ富化帯域がそれぞれ形成されてお
り、残りの超硬基体ＡおよびＢには前記Ｃｏ富化帯域の
形成はなく、全体的に均一な組織をもつものであった。
さらに、表１には上記超硬基体Ａ〜Ｅの内部硬さ（ロッ
クウエル硬さＡスケール）をそれぞれ示した。
【００１２】ついで、これらの超硬基体Ａ〜Ｅを、所定
の形状に加工およびホーニング加工した状態で、その表
面に、通常の化学蒸着装置を用い、表２、３に示される
条件にて、表４、５に示される目標組成および目標層厚
（切刃の逃げ面）の硬質被覆層を形成することにより硬
質被覆層の構成層として表４に記号Ａ-１〜Ａ-４として
示されるＴｉＣＮ結晶粒とＺｒＣＮ結晶粒の混合層から
なる熱分解生成層を形成（前記熱分解生成層は硬質被覆
層全体を蒸着した後でそれぞれ表４に示される条件で熱
処理を施すことにより形成した）してなる本発明被覆超
硬工具１〜１０、および前記熱分解生成層に代わってｌ
−ＴｉＣＮ層を形成してなる従来被覆超硬工具１〜１０
をそれぞれ製造した。なお、この結果得られた各種の被
覆超硬工具について、硬質被覆層の構成層の組成および
平均層厚を電子プローブマイクロアナライザーおよび光
学顕微鏡を用いて測定したところ、いずれも表４、５に
示される目標組成および目標層厚と実質的に同じ組成お
よび平均層厚を示した。
の形状に加工およびホーニング加工した状態で、その表
面に、通常の化学蒸着装置を用い、表２、３に示される
条件にて、表４、５に示される目標組成および目標層厚
（切刃の逃げ面）の硬質被覆層を形成することにより硬
質被覆層の構成層として表４に記号Ａ-１〜Ａ-４として
示されるＴｉＣＮ結晶粒とＺｒＣＮ結晶粒の混合層から
なる熱分解生成層を形成（前記熱分解生成層は硬質被覆
層全体を蒸着した後でそれぞれ表４に示される条件で熱
処理を施すことにより形成した）してなる本発明被覆超
硬工具１〜１０、および前記熱分解生成層に代わってｌ
−ＴｉＣＮ層を形成してなる従来被覆超硬工具１〜１０
をそれぞれ製造した。なお、この結果得られた各種の被
覆超硬工具について、硬質被覆層の構成層の組成および
平均層厚を電子プローブマイクロアナライザーおよび光
学顕微鏡を用いて測定したところ、いずれも表４、５に
示される目標組成および目標層厚と実質的に同じ組成お
よび平均層厚を示した。
【００１３】つぎに、上記本発明被覆超硬工具１〜１０
および従来被覆超硬工具１〜１０について、 被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ ４２０Ｈの丸棒、 切削速度：４００ｍ／ｍｉｎ．、 切り込み：１．５ｍｍ、 送り：０．３５ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：１０分、 の条件での合金鋼の乾式連続高速切削試験、並びに、 被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０長さ方向等間隔4本縦溝
入り丸棒、 切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ．、 切り込み：１．５ｍｍ、 送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：１０分、 の条件での合金鋼の乾式断続高速切削試験を行い、いず
れの切削試験でも切刃の最大逃げ面摩耗幅を測定した。
この測定結果を表６に示した。
および従来被覆超硬工具１〜１０について、 被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ ４２０Ｈの丸棒、 切削速度：４００ｍ／ｍｉｎ．、 切り込み：１．５ｍｍ、 送り：０．３５ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：１０分、 の条件での合金鋼の乾式連続高速切削試験、並びに、 被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０長さ方向等間隔4本縦溝
入り丸棒、 切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ．、 切り込み：１．５ｍｍ、 送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：１０分、 の条件での合金鋼の乾式断続高速切削試験を行い、いず
れの切削試験でも切刃の最大逃げ面摩耗幅を測定した。
この測定結果を表６に示した。
【００１４】
【表１】
【００１５】
【表２】
【００１６】
【表３】
【００１７】
【表４】
【００１８】
【表５】
【００１９】
【表６】
【００２０】
【発明の効果】表２〜６に示される結果から、硬質被覆
層中に構成層として微細粒にして均粒のＴｉＣＮ結晶粒
とＺｒＣＮ結晶粒の混合層からなる熱分解生成層が存在
する本発明被覆超硬工具１〜１０は、いずれも前記熱分
解生成層が一段と高い硬さを有し、かつ靭性も具備する
ことから、連続高速切削および断続高速切削のいずれの
切削でも切刃に欠けやチッピングの発生なく、すぐれた
耐摩耗性を発揮するのに対して、ｌ−ＴｉＣＮ層が硬質
被覆層の構成層として存在する従来被覆超硬工具１〜１
０においては、いずれの切削高速試験でも切刃の摩耗進
行がきわめて速い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、例えば鋼や鋳鉄などの通常
の条件での連続切削や断続切削は勿論のこと、これらの
切削を高速で行ってもすぐれた耐摩耗性を発揮し、使用
寿命の延命化を可能とするものであるから、切削加工の
省力化および省エネ化、さらに低コスト化に十分満足に
対応できるものである。
層中に構成層として微細粒にして均粒のＴｉＣＮ結晶粒
とＺｒＣＮ結晶粒の混合層からなる熱分解生成層が存在
する本発明被覆超硬工具１〜１０は、いずれも前記熱分
解生成層が一段と高い硬さを有し、かつ靭性も具備する
ことから、連続高速切削および断続高速切削のいずれの
切削でも切刃に欠けやチッピングの発生なく、すぐれた
耐摩耗性を発揮するのに対して、ｌ−ＴｉＣＮ層が硬質
被覆層の構成層として存在する従来被覆超硬工具１〜１
０においては、いずれの切削高速試験でも切刃の摩耗進
行がきわめて速い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、例えば鋼や鋳鉄などの通常
の条件での連続切削や断続切削は勿論のこと、これらの
切削を高速で行ってもすぐれた耐摩耗性を発揮し、使用
寿命の延命化を可能とするものであるから、切削加工の
省力化および省エネ化、さらに低コスト化に十分満足に
対応できるものである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き Ｆターム(参考） 3C046 FF03 FF09 FF10 FF16 FF19 FF22 FF25 4K029 AA04 BA41 BA54 BA55 BA60 BB02 BB07 BC02 BD05 EA01 4K030 BA18 BA22 BA35 BA36 BA38 BA41 BA43 BB12 CA03 LA01 LA22
Claims (1)
- 【請求項１】 炭化タングステン基超硬合金基体の表面
に、 （ａ） いずれも０．１〜５μｍの平均層厚および粒状
結晶組織を有する、炭化チタン層、窒化チタン層、炭窒
化チタン層、炭酸化チタン層、窒酸化チタン層、および
炭窒酸化チタン層のうちの１種または２種以上からなる
Ｔｉ化合物層と、 （ｂ） ３〜１５μｍの平均層厚を有し、縦長成長結晶
組織を有し、かつＺｒの割合がＴｉとの合量に占める原
子比で０．０５〜０．３を満足するＴｉとＺｒの複合炭
窒化物固溶体層からの熱分解生成層にして、粒状結晶組
織を有する炭窒化チタン結晶粒と炭窒化ジルコニウム結
晶粒の混合層と、 （ｃ） ０．５〜１０μｍの平均層厚および粒状結晶組
織を有する酸化アルミニウム層と、で構成された硬質被
覆層を５〜２５μｍ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、硬質被覆層が高速切削ですぐ
れた耐摩耗性を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。
Priority Applications (1)
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|---|---|---|---|
| JP18122399A JP3887811B2 (ja) | 1999-06-28 | 1999-06-28 | 硬質被覆層が高速切削ですぐれた耐摩耗性を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 |
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|---|---|---|---|
| JP18122399A JP3887811B2 (ja) | 1999-06-28 | 1999-06-28 | 硬質被覆層が高速切削ですぐれた耐摩耗性を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 |
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|---|---|
| JP2001009604A true JP2001009604A (ja) | 2001-01-16 |
| JP3887811B2 JP3887811B2 (ja) | 2007-02-28 |
Family
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| JP18122399A Expired - Fee Related JP3887811B2 (ja) | 1999-06-28 | 1999-06-28 | 硬質被覆層が高速切削ですぐれた耐摩耗性を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 |
Country Status (1)
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|---|---|---|---|---|
| KR20040020316A (ko) * | 2002-08-30 | 2004-03-09 | 한국야금 주식회사 | 절삭공구/내마모성 공구용 표면 피복 경질부재 |
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| KR100801721B1 (ko) * | 2008-01-18 | 2008-02-12 | 한국기술개발 주식회사 | 도로 건널목의 보행자 보호 구조물 |
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|---|---|---|---|---|
| WO2017100733A1 (en) | 2015-12-11 | 2017-06-15 | Smith International, Inc. | Hardfacing material compositions |
-
1999
- 1999-06-28 JP JP18122399A patent/JP3887811B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| JP2006159397A (ja) * | 2004-11-09 | 2006-06-22 | Mitsubishi Materials Corp | 高速断続切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆サーメット製切削工具 |
| JP4518259B2 (ja) * | 2004-11-09 | 2010-08-04 | 三菱マテリアル株式会社 | 高速断続切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆サーメット製切削工具 |
| JP2007237329A (ja) * | 2006-03-08 | 2007-09-20 | Mitsubishi Materials Corp | 高硬度鋼の高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆サーメット製切削スローアウエイチップ |
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| KR100801721B1 (ko) * | 2008-01-18 | 2008-02-12 | 한국기술개발 주식회사 | 도로 건널목의 보행자 보호 구조물 |
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| WO2020162365A1 (ja) * | 2019-02-07 | 2020-08-13 | 三菱マテリアル株式会社 | 硬質被覆層がすぐれた耐溶着性、耐塑性変形性および耐異常損傷性を発揮する表面被覆切削工具 |
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