JP2001025904A - 断続重切削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炭化タングステン基超硬合金製切削工具 - Google Patents
断続重切削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炭化タングステン基超硬合金製切削工具Info
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- JP2001025904A JP2001025904A JP19710899A JP19710899A JP2001025904A JP 2001025904 A JP2001025904 A JP 2001025904A JP 19710899 A JP19710899 A JP 19710899A JP 19710899 A JP19710899 A JP 19710899A JP 2001025904 A JP2001025904 A JP 2001025904A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 断続重切削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Ｔｉの割
合がＺｒとの合量に占める原子比で０．０５〜０．３を
満足するｌ−（Ｚｒ，Ｔｉ）ＣＮ層からの熱分解生成層
にして、粒状結晶組織を有するＺｒＣＮ結晶粒とＴｉＣ
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。
ング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Ｔｉの割
合がＺｒとの合量に占める原子比で０．０５〜０．３を
満足するｌ−（Ｚｒ，Ｔｉ）ＣＮ層からの熱分解生成層
にして、粒状結晶組織を有するＺｒＣＮ結晶粒とＴｉＣ
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、特に断続切削を高送
りや高切り込みなどの重切削条件で行った場合にも硬質
被覆層がすぐれた耐チッピング性を示し、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、特に断続切削を高送
りや高切り込みなどの重切削条件で行った場合にも硬質
被覆層がすぐれた耐チッピング性を示し、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、近年の切削装置
のＦＡ化はめざましく、かつ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も強く、これに
伴い、切削工具には切削条件に影響されない汎用性が求
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、これを通常の条件での連続切削や断続切削に用い
た場合には問題はないが、特に高靭性が要求される断続
重切削に用いた場合、すなわち断続切削を高送りや高切
り込みなどの重切削条件で行なうのに用いた場合には、
硬質被覆層の靭性不足が原因で切刃にチッピングが発生
し、比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
のＦＡ化はめざましく、かつ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も強く、これに
伴い、切削工具には切削条件に影響されない汎用性が求
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、これを通常の条件での連続切削や断続切削に用い
た場合には問題はないが、特に高靭性が要求される断続
重切削に用いた場合、すなわち断続切削を高送りや高切
り込みなどの重切削条件で行なうのに用いた場合には、
硬質被覆層の靭性不足が原因で切刃にチッピングが発生
し、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、上記の従来被覆超硬工具の硬質
被覆層のより一段の靭性向上を図るべく研究を行った結
果、 （ａ）通常の化学蒸着装置を用い、 反応ガス組成-容量％（以下、同じ）で、ＺｒＣｌ4 ：
０．５〜５％、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、 の条件で蒸着を行うと、従来被覆超硬工具の硬質被覆層
を構成するｌ−ＴｉＣＮ層と同じ破面組織および光学顕
微鏡組織をもった縦長成長結晶組織の炭窒化ジルコニウ
ム（以下、ｌ-ＺｒＣＮで示す）層を形成することがで
きること。
上述のような観点から、上記の従来被覆超硬工具の硬質
被覆層のより一段の靭性向上を図るべく研究を行った結
果、 （ａ）通常の化学蒸着装置を用い、 反応ガス組成-容量％（以下、同じ）で、ＺｒＣｌ4 ：
０．５〜５％、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、 の条件で蒸着を行うと、従来被覆超硬工具の硬質被覆層
を構成するｌ−ＴｉＣＮ層と同じ破面組織および光学顕
微鏡組織をもった縦長成長結晶組織の炭窒化ジルコニウ
ム（以下、ｌ-ＺｒＣＮで示す）層を形成することがで
きること。
【０００５】（ｂ）上記（ａ）のｌ-ＺｒＣＮ層は、上
記のｌ−ＴｉＣＮ層に比して著しく軟質であるために、
これを硬質被覆層の構成層とした場合、切刃の耐チッピ
ング性は著しく向上するようになるが、摩耗進行の速い
ものとなり、実用に供するには不充分であるが、同じく
通常の化学蒸着装置を用い、 反応ガス組成：ＺｒＣｌ4 ：０．５〜５％、ＴｉＣｌ
4 ：０．１〜２％、ＣＨ 3ＣＮ ：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、 の条件で蒸着を行うと、前記ｌ-ＺｒＣＮ層おけるＺｒ
の一部がＴｉ成分で置換され、かつ上記のｌ−ＴｉＣＮ
層およびｌ-ＺｒＣＮ層と同じ破面組織および光学顕微
鏡組織の縦長成長結晶組織をもったＺｒとＴｉの複合炭
窒化物固溶体［以下、ｌ−（Ｚｒ，Ｔｉ）ＣＮで示す］
層を形成することができ、この結果のｌ−（Ｚｒ，Ｔ
ｉ）ＣＮ層は、ＺｒのＴｉによる一部置換によって硬さ
が向上したもになるが、実用に供するには未だ十分な硬
さをもつものではないこと。
記のｌ−ＴｉＣＮ層に比して著しく軟質であるために、
これを硬質被覆層の構成層とした場合、切刃の耐チッピ
ング性は著しく向上するようになるが、摩耗進行の速い
ものとなり、実用に供するには不充分であるが、同じく
通常の化学蒸着装置を用い、 反応ガス組成：ＺｒＣｌ4 ：０．５〜５％、ＴｉＣｌ
4 ：０．１〜２％、ＣＨ 3ＣＮ ：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、 の条件で蒸着を行うと、前記ｌ-ＺｒＣＮ層おけるＺｒ
の一部がＴｉ成分で置換され、かつ上記のｌ−ＴｉＣＮ
層およびｌ-ＺｒＣＮ層と同じ破面組織および光学顕微
鏡組織の縦長成長結晶組織をもったＺｒとＴｉの複合炭
窒化物固溶体［以下、ｌ−（Ｚｒ，Ｔｉ）ＣＮで示す］
層を形成することができ、この結果のｌ−（Ｚｒ，Ｔ
ｉ）ＣＮ層は、ＺｒのＴｉによる一部置換によって硬さ
が向上したもになるが、実用に供するには未だ十分な硬
さをもつものではないこと。
【０００６】（ｃ）上記（ｂ）のｌ−（Ｚｒ，Ｔｉ）Ｃ
Ｎ層は、上記の通り高含有のＺｒおよび縦長成長結晶組
織によって高靭性を有し、かつＴｉ固溶によって十分で
はないが硬さの向上したものになっているが、これを、 組成式：（Ｚｒ1-XＴｉx）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。この場合、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未満では所望の耐
摩耗性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
よるものであること。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、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
あること。
Ｎ層は、上記の通り高含有のＺｒおよび縦長成長結晶組
織によって高靭性を有し、かつＴｉ固溶によって十分で
はないが硬さの向上したものになっているが、これを、 組成式：（Ｚｒ1-XＴｉx）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。この場合、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未満では所望の耐
摩耗性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
よるものであること。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、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
あること。
【０００７】（ｄ）上記ｌ−（Ｚｒ，Ｔｉ）ＣＮ層に対
して、これの形成直後および／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−（Ｚｒ，Ｔｉ）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ＺｒＣＮ結晶粒とＴｉＣＮ結晶粒に熱分解し、この
結果のＺｒＣＮ結晶粒とＴｉＣＮ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−（Ｚｒ，Ｔｉ）
ＣＮ層のもつ高靭性と同等な高靭性を具備した上で、さ
らに一段と硬さが向上し、上記の従来被覆超硬工具の硬
質被覆層の構成層であるｌ−ＴｉＣＮ層と同等の硬さを
もつようになり、したがって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、断続切削を高送り
や高切り込みなどの重切削条件で行うのに用いた場合に
も硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を示し、かつ前
記熱分解生成混合層による硬さ向上と相俟って、切刃に
チッピングの発生なく、長期に亘ってすぐれた耐摩耗性
を発揮するようになること。以上（ａ）および（ｄ）に
示される研究結果を得たのである。
して、これの形成直後および／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−（Ｚｒ，Ｔｉ）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ＺｒＣＮ結晶粒とＴｉＣＮ結晶粒に熱分解し、この
結果のＺｒＣＮ結晶粒とＴｉＣＮ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−（Ｚｒ，Ｔｉ）
ＣＮ層のもつ高靭性と同等な高靭性を具備した上で、さ
らに一段と硬さが向上し、上記の従来被覆超硬工具の硬
質被覆層の構成層であるｌ−ＴｉＣＮ層と同等の硬さを
もつようになり、したがって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、断続切削を高送り
や高切り込みなどの重切削条件で行うのに用いた場合に
も硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を示し、かつ前
記熱分解生成混合層による硬さ向上と相俟って、切刃に
チッピングの発生なく、長期に亘ってすぐれた耐摩耗性
を発揮するようになること。以上（ａ）および（ｄ）に
示される研究結果を得たのである。
【０００８】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Ｔｉ
の割合がＺｒとの合量に占める原子比で０．０５〜０．
３を満足するｌ−（Ｚｒ，Ｔｉ）ＣＮ層からの熱分解生
成層にして、粒状結晶組織を有するＺｒＣＮ結晶粒とＴ
ｉＣＮ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、断続重切
削で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する被
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Ｔｉ
の割合がＺｒとの合量に占める原子比で０．０５〜０．
３を満足するｌ−（Ｚｒ，Ｔｉ）ＣＮ層からの熱分解生
成層にして、粒状結晶組織を有するＺｒＣＮ結晶粒とＴ
ｉＣＮ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、断続重切
削で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する被
覆超硬工具に特徴を有するものである。
【０００９】なお、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０．１μｍ
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０．１〜５μｍと定め
た。
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０．１μｍ
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０．１〜５μｍと定め
た。
【００１０】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。
【００１１】さらに、熱分解生成混合層は、ｌ−ＺｒＣ
Ｎ層と同等の高靭性を具備した上でｌ−ＴｉＣＮ層と同
等の硬さを有し、硬質被覆層の耐チッピング性向上に一
段と寄与するが、その平均層厚が５μｍ未満では、耐チ
ッピング性向上効果が不充分であり、一方その平均層厚
が１５μｍ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３〜１５μｍ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層と同等の高靭性を具備した上でｌ−ＴｉＣＮ層と同
等の硬さを有し、硬質被覆層の耐チッピング性向上に一
段と寄与するが、その平均層厚が５μｍ未満では、耐チ
ッピング性向上効果が不充分であり、一方その平均層厚
が１５μｍ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３〜１５μｍ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、切刃にチッピングが発生し易くなるという理
由からである。
【００１２】
【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。
【００１３】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３、４に記号Ａ-１〜Ａ-４と
して示されるＺｒＣＮ結晶粒とＴｉＣＮ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３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３〜
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３、４に記号Ａ-１〜Ａ-４と
して示されるＺｒＣＮ結晶粒とＴｉＣＮ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３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３〜
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。
【００１４】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・ＳＣＭ４４０長さ方向等間隔４本縦溝
入り丸棒、 切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ．、 切り込み：４．５ｍｍ、 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切り込み切削試験、並び
に、 被削材：ＪＩＳ・ＳＣｒ４２０Ｈの長さ方向等間隔4本
縦溝入り丸棒、 切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ．、 切り込み：１．５ｍｍ、 送り：０．４５ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：１０分、 の条件での合金鋼の乾式断続高送り切削試験を行い、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・ＳＣＭ４４０長さ方向等間隔４本縦溝
入り丸棒、 切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ．、 切り込み：４．５ｍｍ、 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切り込み切削試験、並び
に、 被削材：ＪＩＳ・ＳＣｒ４２０Ｈの長さ方向等間隔4本
縦溝入り丸棒、 切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ．、 切り込み：１．５ｍｍ、 送り：０．４５ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：１０分、 の条件での合金鋼の乾式断続高送り切削試験を行い、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。
【００１５】
【表１】
【００１６】
【表２】
【００１７】
【表３】
【００１８】
【表４】
【００１９】
【表５】
【００２０】
【表６】
【００２１】
【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ＺｒＣＮ結晶粒
とＴｉＣＮ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
解生成層がすぐれた靭性を有し、かつｌ-ＴｉＣＮ層と
同等の硬さを有することから、きわめて過酷な条件であ
って、高靭性が要求される鋼の断続重切削にも切刃にチ
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１〜１０においては、いずれの
切削にも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、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、断続
切削を高送りや高切り込みなどの重切削条件で行った場
合にも硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を示し、長
期に亘って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ＦＡ化、並びに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ＺｒＣＮ結晶粒
とＴｉＣＮ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
解生成層がすぐれた靭性を有し、かつｌ-ＴｉＣＮ層と
同等の硬さを有することから、きわめて過酷な条件であ
って、高靭性が要求される鋼の断続重切削にも切刃にチ
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１〜１０においては、いずれの
切削にも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、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、断続
切削を高送りや高切り込みなどの重切削条件で行った場
合にも硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を示し、長
期に亘って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ＦＡ化、並びに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 FF10 FF16 FF19 FF22 FF25 FF27 FF32 FF40 FF42 FF51 FF52 4K030 AA03 AA10 AA14 AA17 AA18 AA24 BA18 BA22 BA35 BA36 BA38 BA41 BA43 BB03 CA03 JA01 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Ｔｉの割合がＺｒとの合量に占める原
子比で０．０５〜０．３を満足するＺｒとＴｉとの複合
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ジルコニウム結晶粒と炭窒化チタン
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、断続重切削で硬質被覆層がす
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 |
|---|---|---|---|
| JP19710899A JP3887812B2 (ja) | 1999-07-12 | 1999-07-12 | 断続重切削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 |
|---|---|---|---|
| JP19710899A JP3887812B2 (ja) | 1999-07-12 | 1999-07-12 | 断続重切削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炭化タングステン基超硬合金製切削工具 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001025904A true JP2001025904A (ja) | 2001-01-30 |
| JP3887812B2 JP3887812B2 (ja) | 2007-02-28 |
Family
ID=16368873
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19710899A Expired - Fee Related JP3887812B2 (ja) | 1999-07-12 | 1999-07-12 | 断続重切削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) | JP3887812B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN105506580A (zh) * | 2014-09-25 | 2016-04-20 | 株洲钻石切削刀具股份有限公司 | 表面改性涂层切削刀片及其制备方法 |
| US11614623B2 (en) | 2018-02-26 | 2023-03-28 | Veyezer, Llc | Holographic real space refractive system |
-
1999
- 1999-07-12 JP JP19710899A patent/JP3887812B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN105506580A (zh) * | 2014-09-25 | 2016-04-20 | 株洲钻石切削刀具股份有限公司 | 表面改性涂层切削刀片及其制备方法 |
| CN105506580B (zh) * | 2014-09-25 | 2018-11-20 | 株洲钻石切削刀具股份有限公司 | 表面改性涂层切削刀片及其制备方法 |
| US11614623B2 (en) | 2018-02-26 | 2023-03-28 | Veyezer, Llc | Holographic real space refractive system |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3887812B2 (ja) | 2007-02-28 |
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