JP2002520484A - 結合相富化表面ゾーンを有する超硬合金インサート - Google Patents
結合相富化表面ゾーンを有する超硬合金インサートInfo
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Abstract
(57)【要約】
本発明は結合相富化表面ゾーンを備えた被覆超硬合金インサートに関する。ＷＣ結晶粒は１．０〜３．５μｍ、好ましくは１．３〜３．０μｍの範囲の平均結晶粒径を有し、平均結晶粒径の２倍より大きいＷＣ結晶粒の数は面積０．５ｃｍ２の代表的な研磨された部分で測定して１０結晶粒／ｃｍ２未満、好ましくは５結晶粒／ｃｍ２未満であり、平均結晶粒径の３倍より大きいものの数は５結晶粒／ｃｍ２未満、好ましくは３結晶粒／ｃｍ２未満である。この超硬合金は粉末冶金法によって製造され、特に、焼結温度ＳＴからの冷却速度ＣＲが１０＜ＣＲ・（ＳＴ−１３００）／１０００＜７を示すことを特徴とする。
Description
【０００１】 本発明は、鋼及びステンレス鋼の旋削及び穿孔のため特に有用な、結合相富
化表面ゾーンを有する被覆超硬合金切削工具に関する。 結合相富化表面ゾーンを有する被覆超硬合金インサートは現在、鋼及びステン
レス材料の機械加工のために広く使用されている。結合相富化表面ゾーンによっ
て応用範囲の拡大が得られる。
化表面ゾーンを有する被覆超硬合金切削工具に関する。 結合相富化表面ゾーンを有する被覆超硬合金インサートは現在、鋼及びステン
レス材料の機械加工のために広く使用されている。結合相富化表面ゾーンによっ
て応用範囲の拡大が得られる。
【０００２】 ＷＣ、ガンマ相（Ｔｉ、Ｔａ、Ｎｂ）Ｃ、及び結合相を含む超硬合金上に結合
相富化表面ゾーンを製造する方法は傾斜焼結として知られ、例えば、トビオカ（
Ｔｏｂｉｏｋａ、米国特許第４，２７７，２８３号）、ネメス（Ｎｅｍｅｔｈ、
米国特許第４，６１０，９３１号）、タニグチ（Ｔａｎｉｇｕｃｈｉ、米国特許
第４，８３０，２８３号）、オカダ（Ｏｋａｄａ、米国特許第５，１０６，６７
４号）、及びグスタフソン（Ｇｕｓｔａｆｓｏｎ、米国特許第５，６４９，２７
９号）を通じて周知である。
相富化表面ゾーンを製造する方法は傾斜焼結として知られ、例えば、トビオカ（
Ｔｏｂｉｏｋａ、米国特許第４，２７７，２８３号）、ネメス（Ｎｅｍｅｔｈ、
米国特許第４，６１０，９３１号）、タニグチ（Ｔａｎｉｇｕｃｈｉ、米国特許
第４，８３０，２８３号）、オカダ（Ｏｋａｄａ、米国特許第５，１０６，６７
４号）、及びグスタフソン（Ｇｕｓｔａｆｓｏｎ、米国特許第５，６４９，２７
９号）を通じて周知である。
【０００３】 従来の超硬合金インサートは、硬質成分と結合相を形成する粉末混合物のミリ
ング、加圧成形及び焼結を含む粉末冶金法によって製造される。ミリング作業は
様々な寸法のミル内でミリング本体を利用する集中的ミリングである。ミリング
時間は数時間から数日程度である。この処理はミリングされた混合物中の結合相
の均一な分布を得るために必要であると考えられている。さらに、集中的ミリン
グによって混合物の反応性が生じ、それがさらに稠密な構造の形成を促進すると
考えられている。しかし、ミリングは欠点を有している。長いミリング時間の間
に、ミリング本体が摩耗し、ミリングされた混合物を汚染する。さらに、長時間
にわたるミリングの後でも、理想的に均一なものでない不規則な混合物が得られ
ることがある。すなわち、２つかそれ以上の成分を含む焼結超硬合金の特性は始
めに材料がどのように混合されるかに大きく依存する。さらに、長時間にわたる
ミリング処理によって超微細炭化物粒子の大きな部分が生じるが、これは焼結処
理の際、多くの場合望ましくない結晶粒の成長を発生する。結晶粒の成長は特に
ＷＣの非常に大きな炭化物粒子の部分の形成につながることが多く、これは切削
インサートの熱機械特性を悪化させることがある。
ング、加圧成形及び焼結を含む粉末冶金法によって製造される。ミリング作業は
様々な寸法のミル内でミリング本体を利用する集中的ミリングである。ミリング
時間は数時間から数日程度である。この処理はミリングされた混合物中の結合相
の均一な分布を得るために必要であると考えられている。さらに、集中的ミリン
グによって混合物の反応性が生じ、それがさらに稠密な構造の形成を促進すると
考えられている。しかし、ミリングは欠点を有している。長いミリング時間の間
に、ミリング本体が摩耗し、ミリングされた混合物を汚染する。さらに、長時間
にわたるミリングの後でも、理想的に均一なものでない不規則な混合物が得られ
ることがある。すなわち、２つかそれ以上の成分を含む焼結超硬合金の特性は始
めに材料がどのように混合されるかに大きく依存する。さらに、長時間にわたる
ミリング処理によって超微細炭化物粒子の大きな部分が生じるが、これは焼結処
理の際、多くの場合望ましくない結晶粒の成長を発生する。結晶粒の成長は特に
ＷＣの非常に大きな炭化物粒子の部分の形成につながることが多く、これは切削
インサートの熱機械特性を悪化させることがある。
【０００４】 例えば、結合相金属によって被覆された粒子の使用といった、超硬合金製造用
の集中的ミリングの代替技術が存在する。被覆方法には、例えば英国特許第３４
６，４７３号、米国特許第５，５２９，８０４号または米国特許第５，５０５，
９０２号で開示されるような流動床法、ゾルゲル技術、電界被覆、ＰＶＤ被覆ま
たは他の方法が含まれる。被覆された炭化物粒子は追加された量のコバルト及び
他の炭化物粉末と混合されて望ましい最終材料組成を得て、加圧成形及び焼結に
よって稠密な構造になる。
の集中的ミリングの代替技術が存在する。被覆方法には、例えば英国特許第３４
６，４７３号、米国特許第５，５２９，８０４号または米国特許第５，５０５，
９０２号で開示されるような流動床法、ゾルゲル技術、電界被覆、ＰＶＤ被覆ま
たは他の方法が含まれる。被覆された炭化物粒子は追加された量のコバルト及び
他の炭化物粉末と混合されて望ましい最終材料組成を得て、加圧成形及び焼結に
よって稠密な構造になる。
【０００５】 現在驚くべきことに、狭い結晶粒径分布を有する従来のミリングを伴わない、
コバルト被覆硬質成分を有する粉末混合物から製造された結合材富化表面ゾーン
を有する超硬合金インサートが、乾式及び湿式両方の条件で鋼及びステンレス鋼
の旋削及び穿孔において優秀な切削性能を有することが判明した。さらに、炭化
物粒子上に非常に均一に分布した結合相のために、より低い焼結温度を使用して
も、特に結合材含有率が低い場合に有効な稠密な構造を得られることが判明した
。また、さらに高い冷却速度と低い焼結温度を組み合わせることで、上記で言及
された応用範囲のために最も適した結合材富化表面構造が得られることも判明し
た。
コバルト被覆硬質成分を有する粉末混合物から製造された結合材富化表面ゾーン
を有する超硬合金インサートが、乾式及び湿式両方の条件で鋼及びステンレス鋼
の旋削及び穿孔において優秀な切削性能を有することが判明した。さらに、炭化
物粒子上に非常に均一に分布した結合相のために、より低い焼結温度を使用して
も、特に結合材含有率が低い場合に有効な稠密な構造を得られることが判明した
。また、さらに高い冷却速度と低い焼結温度を組み合わせることで、上記で言及
された応用範囲のために最も適した結合材富化表面構造が得られることも判明し
た。
【０００６】 図１は、本発明によるインサートの表面ゾーンを倍率１３００倍で示すが、こ
こで、 Ａ−本質的にガンマ相のない表面ゾーンの外側部分 Ｂ−ガンマ相を含む表面ゾーンの内側部分 Ｃ−影響を受けない下地 Ｓ−ストライエイション
こで、 Ａ−本質的にガンマ相のない表面ゾーンの外側部分 Ｂ−ガンマ相を含む表面ゾーンの内側部分 Ｃ−影響を受けない下地 Ｓ−ストライエイション
【０００７】 本発明によれば、厚さ＜６５μｍ、好ましくは２０〜４０μｍの結合相富化表
面ゾーンＡ＋Ｂを有する超硬合金が提供される。この結合相富化表面ゾーンの外
側部分、Ａは、厚さ少なくとも５μｍ、好ましくは＜２０μｍで、本質的にガン
マ相がない。表面ゾーンの内側部分Ｂは、厚さ少なくとも１０μｍ、好ましくは
＜３０μｍで、層状結合相層Ｓと共にガンマ相を含む。層状結合相層はこの内側
部分、部分Ｂにあり、十分に発達しているが薄く、表面ゾーン、部分Ａの外側部
分にごく小さな広がりを有している。結合相富化表面ゾーンの結合相含有率は、
内側部分、Ｂで、公称の結合相含有率の１．５〜４倍、好ましくは２〜３倍の最
大値を有している。さらに、表面ゾーンの内側部分、Ｂのタングステン含有率は
、公称のタングステン含有率の＜０．９５、好ましくは０．７５〜０．９である
。結合相富化表面ゾーンはその下の厚さ約１００〜３００μｍのゾーンである部
分Ｃと共に、ＷＣ、ガンマ相及び結合相の含有率は本質的に公称の値であり、黒
鉛を含まない。しかし、本発明による超硬合金の内部には、Ｃ０６−Ｃ０８のＣ
−多孔率が存在する。超硬合金表面の上部には、厚さ１〜２μｍのコバルト及び
／または黒鉛の層が存在する。
面ゾーンＡ＋Ｂを有する超硬合金が提供される。この結合相富化表面ゾーンの外
側部分、Ａは、厚さ少なくとも５μｍ、好ましくは＜２０μｍで、本質的にガン
マ相がない。表面ゾーンの内側部分Ｂは、厚さ少なくとも１０μｍ、好ましくは
＜３０μｍで、層状結合相層Ｓと共にガンマ相を含む。層状結合相層はこの内側
部分、部分Ｂにあり、十分に発達しているが薄く、表面ゾーン、部分Ａの外側部
分にごく小さな広がりを有している。結合相富化表面ゾーンの結合相含有率は、
内側部分、Ｂで、公称の結合相含有率の１．５〜４倍、好ましくは２〜３倍の最
大値を有している。さらに、表面ゾーンの内側部分、Ｂのタングステン含有率は
、公称のタングステン含有率の＜０．９５、好ましくは０．７５〜０．９である
。結合相富化表面ゾーンはその下の厚さ約１００〜３００μｍのゾーンである部
分Ｃと共に、ＷＣ、ガンマ相及び結合相の含有率は本質的に公称の値であり、黒
鉛を含まない。しかし、本発明による超硬合金の内部には、Ｃ０６−Ｃ０８のＣ
−多孔率が存在する。超硬合金表面の上部には、厚さ１〜２μｍのコバルト及び
／または黒鉛の層が存在する。
【０００８】 ＷＣ粒子は１．０〜３．５μｍ、好ましくは１．３〜３．０μｍの範囲の平均
結晶粒径と非常に狭い結晶粒径分布を有する。平均結晶粒径の２倍より大きいＷ
Ｃ結晶粒の数は、面積０．５ｃｍ２の代表的な研磨された部分で測定すると１０
結晶粒／ｃｍ２未満、好ましくは５結晶粒／ｃｍ２未満であり、平均結晶粒径の
３倍より大きいものの数は５結晶粒／ｃｍ２未満、好ましくは３結晶粒／ｃｍ２
未満である。さらに、ガンマ相が存在する場合、従来の超硬合金と比較してロン
グレンジではスケルトン耕造を形成する傾向が低い。
結晶粒径と非常に狭い結晶粒径分布を有する。平均結晶粒径の２倍より大きいＷ
Ｃ結晶粒の数は、面積０．５ｃｍ２の代表的な研磨された部分で測定すると１０
結晶粒／ｃｍ２未満、好ましくは５結晶粒／ｃｍ２未満であり、平均結晶粒径の
３倍より大きいものの数は５結晶粒／ｃｍ２未満、好ましくは３結晶粒／ｃｍ２
未満である。さらに、ガンマ相が存在する場合、従来の超硬合金と比較してロン
グレンジではスケルトン耕造を形成する傾向が低い。
【０００９】 Ｃｏをベースとする結合相の量は２〜１０ｗｔ％、好ましくは４〜８ｗｔ％、
最も好ましくは５．５〜７ｗｔ％の間で変化する。ガンマ相を形成する成分の量
はかなり自由に変化する。この処理は、様々な量のチタン、タンタル、ニオブ、
バナジウム、タングステン及び／またはモリブデンを有する超硬合金を対象にす
る。靭性と変形抵抗の最適な組合せは、４〜１５ｗｔ％、好ましくは７〜１０ｗ
ｔ％に対応するＴｉＣ、ＴａＣ、ＮｂＣ等の立方炭化物の合計量によって達成さ
れる。望ましい微細構造を得るために、粉末を通じてか、または焼結処理を通じ
ての何れかで、窒素を追加しなければならない。その結果この超硬合金は、第Ｉ
ＶＢ族及び第ＶＢ族の元素の１ｗｔ％当たりに０．１〜３ｗｔ％のＮを含む。こ
の材料は炭化物でなく炭窒化物を含むが、これは一般に超硬合金と呼ばれる。
最も好ましくは５．５〜７ｗｔ％の間で変化する。ガンマ相を形成する成分の量
はかなり自由に変化する。この処理は、様々な量のチタン、タンタル、ニオブ、
バナジウム、タングステン及び／またはモリブデンを有する超硬合金を対象にす
る。靭性と変形抵抗の最適な組合せは、４〜１５ｗｔ％、好ましくは７〜１０ｗ
ｔ％に対応するＴｉＣ、ＴａＣ、ＮｂＣ等の立方炭化物の合計量によって達成さ
れる。望ましい微細構造を得るために、粉末を通じてか、または焼結処理を通じ
ての何れかで、窒素を追加しなければならない。その結果この超硬合金は、第Ｉ
ＶＢ族及び第ＶＢ族の元素の１ｗｔ％当たりに０．１〜３ｗｔ％のＮを含む。こ
の材料は炭化物でなく炭窒化物を含むが、これは一般に超硬合金と呼ばれる。
【００１０】 本発明の方法によれば、この超硬合金は、ＷＣ粉末を、微細な結晶粒と粗な結
晶粒が除去された狭い結晶粒径分布の粉末をジェットミル／ふるいによって処理
することで製造される。上記の狭い結晶粒径分布を得るために、ｄｍが望ましい
平均結晶粒径である時粉末のＷＣ結晶粒は０．１ｄｍ〜３ｄｍ、好ましくは０．
２ｄｍ〜２ｄｍの範囲内の寸法を有するべきであることが判明している。このＷ
Ｃ粉末はその後上記の米国特許の何れかによって被覆される。ＷＣ粉末は立方炭
化物及び最適な量の炭窒化物または窒化物と注意深く湿式混合されてスラリーと
なるが、これは望ましい最終組成と加圧成形材を得るためにさらに多くのＣｏを
含むことがある。窒素の最適な量はガンマ相の量に依存し、第ＩＶＢ族及び第Ｖ
Ｂ族の元素の１ｗｔ％当たり０．１〜３ｗｔ％の間で変化する。
晶粒が除去された狭い結晶粒径分布の粉末をジェットミル／ふるいによって処理
することで製造される。上記の狭い結晶粒径分布を得るために、ｄｍが望ましい
平均結晶粒径である時粉末のＷＣ結晶粒は０．１ｄｍ〜３ｄｍ、好ましくは０．
２ｄｍ〜２ｄｍの範囲内の寸法を有するべきであることが判明している。このＷ
Ｃ粉末はその後上記の米国特許の何れかによって被覆される。ＷＣ粉末は立方炭
化物及び最適な量の炭窒化物または窒化物と注意深く湿式混合されてスラリーと
なるが、これは望ましい最終組成と加圧成形材を得るためにさらに多くのＣｏを
含むことがある。窒素の最適な量はガンマ相の量に依存し、第ＩＶＢ族及び第Ｖ
Ｂ族の元素の１ｗｔ％当たり０．１〜３ｗｔ％の間で変化する。
【００１１】 本発明による望ましい層状構造を達成するために必要な炭素の量は共晶成分、
すなわち黒鉛の飽和に一致する。すなわち、炭素の最適量は他の全ての成分の関
数であり、容易に提示できない。炭素含有率は非常に正確な混合及び焼結手順に
よってか、または焼結に関連する浸炭処理によって制御される。 さらに、被覆されたＷＣ粒子の沈殿を避けるために、国際出願第ＷＯ９８／０
０２５７号によるシックナー（ｔｈｉｃｋｅｎｅｒ）が追加される。この混合は
、ミリングなし、すなわち結晶粒径の減少が発生することなく均一な混合物が得
られるようなものである。スラリーは噴霧乾燥によって乾燥される。噴霧乾燥さ
れた粉末超硬合金から本体が加圧成形及び焼結される。
すなわち黒鉛の飽和に一致する。すなわち、炭素の最適量は他の全ての成分の関
数であり、容易に提示できない。炭素含有率は非常に正確な混合及び焼結手順に
よってか、または焼結に関連する浸炭処理によって制御される。 さらに、被覆されたＷＣ粒子の沈殿を避けるために、国際出願第ＷＯ９８／０
０２５７号によるシックナー（ｔｈｉｃｋｅｎｅｒ）が追加される。この混合は
、ミリングなし、すなわち結晶粒径の減少が発生することなく均一な混合物が得
られるようなものである。スラリーは噴霧乾燥によって乾燥される。噴霧乾燥さ
れた粉末超硬合金から本体が加圧成形及び焼結される。
【００１２】 最適な量の炭素を含む加圧成形された本体が、不活性雰囲気中または真空中で
、１５〜１８０分間、１３５０〜１４２０℃の焼結温度で焼結され、凝固範囲１
２９５〜１２３０℃、好ましくは１２９０〜１２５０℃を通じて低速制御冷却７
５〜２４０℃／時、好ましくは８５〜２００℃／時が続く。冷却速度は焼結温度
と共に最適化されなければならない。この関係は、 ＳＰ値＝ＣＲ・（ＳＴ−１３００）／１０００ として表されるが、ここでＣＲは℃／ｈを単位とする冷却速度であり、ＳＴは℃
を単位とする焼結温度である。 本発明によれば、ＳＰ値が１０〜１７、好ましくは１１〜１６の場合改善され
た切削特性が達成される。
、１５〜１８０分間、１３５０〜１４２０℃の焼結温度で焼結され、凝固範囲１
２９５〜１２３０℃、好ましくは１２９０〜１２５０℃を通じて低速制御冷却７
５〜２４０℃／時、好ましくは８５〜２００℃／時が続く。冷却速度は焼結温度
と共に最適化されなければならない。この関係は、 ＳＰ値＝ＣＲ・（ＳＴ−１３００）／１０００ として表されるが、ここでＣＲは℃／ｈを単位とする冷却速度であり、ＳＴは℃
を単位とする焼結温度である。 本発明によれば、ＳＰ値が１０〜１７、好ましくは１１〜１６の場合改善され
た切削特性が達成される。
【００１３】 代替方法には、わずかに亜共晶の本体を、ＣＨ４／Ｈ２及び／またはＣＯ２／
ＣＯの混合物を含む浸炭雰囲気中で、３０〜１８０分間、１３５０〜１４２０℃
で焼結し、その後同じ雰囲気中、好ましくは不活性雰囲気中または真空中で上記
による低速冷却が続くことが含まれる。 本発明による超硬合金インサートは好ましくは、ＣＶＤまたはＰＶＤ技術によ
るそれ自体周知の薄い耐摩耗性被覆によってコーティングされる。好ましくはチ
タンの炭化物、窒化物または炭窒化物の最内部被覆と好ましくはアルミナの外側
被覆が好ましくは蒸着される。蒸着の前に、超硬合金表面最上部のコバルト及び
／または黒鉛相が、例えば米国特許第５，３８０，４０８号による電解エッチン
グまたはブラスト法によって除去される。
ＣＯの混合物を含む浸炭雰囲気中で、３０〜１８０分間、１３５０〜１４２０℃
で焼結し、その後同じ雰囲気中、好ましくは不活性雰囲気中または真空中で上記
による低速冷却が続くことが含まれる。 本発明による超硬合金インサートは好ましくは、ＣＶＤまたはＰＶＤ技術によ
るそれ自体周知の薄い耐摩耗性被覆によってコーティングされる。好ましくはチ
タンの炭化物、窒化物または炭窒化物の最内部被覆と好ましくはアルミナの外側
被覆が好ましくは蒸着される。蒸着の前に、超硬合金表面最上部のコバルト及び
／または黒鉛相が、例えば米国特許第５，３８０，４０８号による電解エッチン
グまたはブラスト法によって除去される。
【００１４】 実施例１ ６．５ｗｔ％のＣｏ、３．６ｗｔ％のＴａＣ、２．４ｗｔ％のＮｂＣ、０．４
ｗｔ％のＴｉＣＮ及び２．２ｗｔ％のＴｉＣ及び残りのＷＣの組成を有する、旋
削用インサートであるＣＮＭＧ１２０４０８−ＰＭ型の超硬合金工具インサート
が、平均結晶粒径２．３μｍ、０．７〜３．９μｍの範囲の結晶粒径を有するジ
ェットミル／ふるい処理されたＷＣ粉末から本発明によって製造された。米国特
許第５，５０５，９０２号によって準備されたコバルト被覆ＷＣ、ＷＣの２ｗｔ
％のＣｏが、実験室用ジェットミル装置で注意深く非塊状化され、追加的な量の
Ｃｏ及び非塊状化された被覆のない（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃ、ＮｂＣ、ＴｉＣＮ及び（
Ｔｉ、Ｗ）Ｃ粉末と混合されて望ましい材料組成が得られた。混合は実験室用混
合機内で２時間エタノールと水の溶液（超硬合金粉末１ｋｇ当たり０．２５１）
の中で実行され、バッチ・サイズは１０ｋｇであった。さらに、２ｗｔ％の潤滑
剤がスラリーに追加された。正規量を越えた炭素が０．２５ｗｔ％となるように
炭素のバランスがカーボンブラックで調整された。噴霧乾燥の後、インサートは
、標準的な慣行により、脱ろうのためＨ２中で４５０℃まで、さらに真空中で１
３５０℃、その後Ａｒの保護雰囲気中で１時間、１３８０℃で加圧成形及び焼結
された。焼結の際と同じ保護雰囲気中で、１２９０〜１２４０℃の温度範囲内で
１７０℃／時のよく制御された温度降下、すなわち１３．６に等しいＳＰ値で冷
却が行われた。その後、保護雰囲気を維持しつつ、正常な炉冷却によって冷却が
続けられた。
ｗｔ％のＴｉＣＮ及び２．２ｗｔ％のＴｉＣ及び残りのＷＣの組成を有する、旋
削用インサートであるＣＮＭＧ１２０４０８−ＰＭ型の超硬合金工具インサート
が、平均結晶粒径２．３μｍ、０．７〜３．９μｍの範囲の結晶粒径を有するジ
ェットミル／ふるい処理されたＷＣ粉末から本発明によって製造された。米国特
許第５，５０５，９０２号によって準備されたコバルト被覆ＷＣ、ＷＣの２ｗｔ
％のＣｏが、実験室用ジェットミル装置で注意深く非塊状化され、追加的な量の
Ｃｏ及び非塊状化された被覆のない（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃ、ＮｂＣ、ＴｉＣＮ及び（
Ｔｉ、Ｗ）Ｃ粉末と混合されて望ましい材料組成が得られた。混合は実験室用混
合機内で２時間エタノールと水の溶液（超硬合金粉末１ｋｇ当たり０．２５１）
の中で実行され、バッチ・サイズは１０ｋｇであった。さらに、２ｗｔ％の潤滑
剤がスラリーに追加された。正規量を越えた炭素が０．２５ｗｔ％となるように
炭素のバランスがカーボンブラックで調整された。噴霧乾燥の後、インサートは
、標準的な慣行により、脱ろうのためＨ２中で４５０℃まで、さらに真空中で１
３５０℃、その後Ａｒの保護雰囲気中で１時間、１３８０℃で加圧成形及び焼結
された。焼結の際と同じ保護雰囲気中で、１２９０〜１２４０℃の温度範囲内で
１７０℃／時のよく制御された温度降下、すなわち１３．６に等しいＳＰ値で冷
却が行われた。その後、保護雰囲気を維持しつつ、正常な炉冷却によって冷却が
続けられた。
【００１５】 インサートの結合相富化表面ゾーン中の構造は、本質的にガンマ相のない平均
７μｍ厚の適度な結合相富化外側部分、部分Ａからなり、そこでは層状化結合相
構造が弱く発達していた。この外側部分の下には、ガンマ相を含み、富化結合相
構造として強力な結合相富化を有する２５μｍ厚のゾーン、一部分Ｂが存在した
。この部分の最大コバルト含有率は約２０ｗｔ％であった。さらに、この部分、
Ｂの下には、本質的に公称の含有率のガンマ相と結合相を含むが自由黒鉛を含ま
ない約１５０〜２００厚のゾーン、部分Ｃが存在した。インサートの内部では、
Ｃ０８までの黒鉛の多孔率が存在した。ＷＣの平均結晶粒径は約２．５μｍであ
り、５μｍより大きい結晶粒の数は研磨された部分で＜５結晶粒／ｃｍ２である
ことが発見され、７．５μｍより大きいものの数は＜２結晶粒／ｃｍ２であった
。表面上には、コバルト及び黒鉛の薄い膜があった。この膜はエッジ丸み付け処
理を伴う電気化学法によって除去された。インサートは、周知のＣＶＤ技術によ
り、ＴｉＣＮ及びＡｌ２Ｏ３の約１０μｍ厚の被覆でコーティングされた。
７μｍ厚の適度な結合相富化外側部分、部分Ａからなり、そこでは層状化結合相
構造が弱く発達していた。この外側部分の下には、ガンマ相を含み、富化結合相
構造として強力な結合相富化を有する２５μｍ厚のゾーン、一部分Ｂが存在した
。この部分の最大コバルト含有率は約２０ｗｔ％であった。さらに、この部分、
Ｂの下には、本質的に公称の含有率のガンマ相と結合相を含むが自由黒鉛を含ま
ない約１５０〜２００厚のゾーン、部分Ｃが存在した。インサートの内部では、
Ｃ０８までの黒鉛の多孔率が存在した。ＷＣの平均結晶粒径は約２．５μｍであ
り、５μｍより大きい結晶粒の数は研磨された部分で＜５結晶粒／ｃｍ２である
ことが発見され、７．５μｍより大きいものの数は＜２結晶粒／ｃｍ２であった
。表面上には、コバルト及び黒鉛の薄い膜があった。この膜はエッジ丸み付け処
理を伴う電気化学法によって除去された。インサートは、周知のＣＶＤ技術によ
り、ＴｉＣＮ及びＡｌ２Ｏ３の約１０μｍ厚の被覆でコーティングされた。
【００１６】 実施例２ 参照用として実施例１のものと同様の粉末混合物が、被覆のない硬質成分の従
来のミリングによって製造された。ＣＮＭＧ１２０４０８−ＰＭ型のインサート
が、ＳＰ値が２５．５に等しくなる１４５０℃の焼結温度以外は、実施例１と同
一の焼結サイクルによって加圧成形及び焼結された。インサートは実施例１によ
りエッチング、エッジ丸み付け及びＣＶＤ被覆された。 インサートの構造と平均結晶粒径は次の３つの面以外は実施例１のものと本質
的に同一であった。
来のミリングによって製造された。ＣＮＭＧ１２０４０８−ＰＭ型のインサート
が、ＳＰ値が２５．５に等しくなる１４５０℃の焼結温度以外は、実施例１と同
一の焼結サイクルによって加圧成形及び焼結された。インサートは実施例１によ
りエッチング、エッジ丸み付け及びＣＶＤ被覆された。 インサートの構造と平均結晶粒径は次の３つの面以外は実施例１のものと本質
的に同一であった。
【００１７】 −インサート全体の中の結晶粒径分布が明らかに幅広く、５μｍより大きいも
のが約４０結晶粒／ｃｍ２、７．５μｍより大きいものが約１５結晶粒／ｃｍ２
である。 −表面ゾーン、部分Ｂの内側部分のストライエイションのある結合相構造があ
まり顕著でなく、最大Ｃｏ成分が約１４ｗｔ％であり、厚さが約２０μｍである
。 −ガンマ相のないゾーン（部分Ａ）がいくらか厚く、約１１μｍである。
のが約４０結晶粒／ｃｍ２、７．５μｍより大きいものが約１５結晶粒／ｃｍ２
である。 −表面ゾーン、部分Ｂの内側部分のストライエイションのある結合相構造があ
まり顕著でなく、最大Ｃｏ成分が約１４ｗｔ％であり、厚さが約２０μｍである
。 −ガンマ相のないゾーン（部分Ａ）がいくらか厚く、約１１μｍである。
【００１８】 実施例３ さらに別の参照用としてＣＮＭＧ１２０４０８−ＰＭ型のインサートが、制御
冷却速度が６０℃／時でありＳＰ値が９．０である以外は実施例２と同一の焼結
サイクルにより同じ粉末混合物から加圧成形され焼結された。インサートは実施
例１によりエッチング、エッジ丸み付け及びＣＶＤ被覆された。 インサートの構造は、ガンマ相のないゾーン（部分Ａ）の厚さがいくらか厚く
、約１３μｍであることと、表面ゾーンの内側部分、部分Ｂのストライエイショ
ンのある結合相構造がより顕著で、最大Ｃｏ含有率が約２３ｗｔ％、厚さが約３
０μｍであった。
冷却速度が６０℃／時でありＳＰ値が９．０である以外は実施例２と同一の焼結
サイクルにより同じ粉末混合物から加圧成形され焼結された。インサートは実施
例１によりエッチング、エッジ丸み付け及びＣＶＤ被覆された。 インサートの構造は、ガンマ相のないゾーン（部分Ａ）の厚さがいくらか厚く
、約１３μｍであることと、表面ゾーンの内側部分、部分Ｂのストライエイショ
ンのある結合相構造がより顕著で、最大Ｃｏ含有率が約２３ｗｔ％、厚さが約３
０μｍであった。
【００１９】 実施例４ 実施例１、実施例２及び実施例３のＣＮＭＧ１２０４０８インサートによって
、以下の切削データで非合金鋼ＳＳ１３１２の切削液を用いた中段旋削作業から
なる試験が行われた。 速度：８０ｍ／分 送り：０．４０ｍｍ／回転 切削深さ：２ｍｍ 各種類毎の１５の切刃が破損または最大１０分の工具寿命まで動作した。平均
工具寿命を以下の表に示す。 平均工具寿命、分 実施例１（本発明） １０（破損なし） 実施例２（周知の技術） ７．１ 実施例３（既知の技術） ７．６
、以下の切削データで非合金鋼ＳＳ１３１２の切削液を用いた中段旋削作業から
なる試験が行われた。 速度：８０ｍ／分 送り：０．４０ｍｍ／回転 切削深さ：２ｍｍ 各種類毎の１５の切刃が破損または最大１０分の工具寿命まで動作した。平均
工具寿命を以下の表に示す。 平均工具寿命、分 実施例１（本発明） １０（破損なし） 実施例２（周知の技術） ７．１ 実施例３（既知の技術） ７．６
【００２０】 実施例５ 実施例１、実施例２及び実施例３のインサートが、硬度ＨＢ２８０の強靭鋼Ｓ
Ｓ２５４１の連続旋削作業で試験された。以下の切削データが使用された。 速度：１４０ｍ／分 送り：０．７ｍｍ／回転 切削深さ：２．０ｍｍ 切削時間：３０秒
Ｓ２５４１の連続旋削作業で試験された。以下の切削データが使用された。 速度：１４０ｍ／分 送り：０．７ｍｍ／回転 切削深さ：２．０ｍｍ 切削時間：３０秒
【００２１】 この作業の結果、塑性変形が切刃の刃のへこみとして観察された。刃のへこみ
が各種類毎に５つの刃について測定され、平均値が互いに比較されて次の結果が
得られた（低い値がよい結果である）。 相対的な刃のへこみ 実施例１（本発明） １．００ 実施例２（周知の技術） ０．９８ 実施例３（周知の技術） １．１４ 実施例４及び実施例５から、本発明によるインサート、実施例１、が、周知の
技術よりかなり良好な靭性挙動を示し、変形抵抗が大きく劣化していないことが
明らかである。より広い範囲の切削特性とひいては応用範囲が得られることが明
らかである。
が各種類毎に５つの刃について測定され、平均値が互いに比較されて次の結果が
得られた（低い値がよい結果である）。 相対的な刃のへこみ 実施例１（本発明） １．００ 実施例２（周知の技術） ０．９８ 実施例３（周知の技術） １．１４ 実施例４及び実施例５から、本発明によるインサート、実施例１、が、周知の
技術よりかなり良好な靭性挙動を示し、変形抵抗が大きく劣化していないことが
明らかである。より広い範囲の切削特性とひいては応用範囲が得られることが明
らかである。
【図１】 図１は、本発明によるインサートの表面ゾーンを倍率１３００倍で示す。
Claims (2)
- 【請求項１】 ＷＣ、２〜１０ｗｔ％のＣｏ、４〜１５ｗｔ％のＴｉＣ、Ｔ
ａＣ及びＮｂＣといった立方炭化物を含み、本質的にガンマ相のない結合相富化
表面ゾーンを有する被覆超硬合金であって、ＷＣ結晶粒が１．０〜３．５μｍ、
好ましくは１．３〜３．０μｍの平均結晶粒径を有することと、前記平均結晶粒
径の２倍より大きいＷＣ結晶粒の数が面積０．５ｃｍ２の代表的な研磨された部
分で測定して１０結晶粒／ｃｍ２未満、好ましくは５結晶粒／ｃｍ２未満であり
、前記平均結晶粒径の３倍より大きいものの数が５結晶粒／ｃｍ２未満、好まし
くは３結晶粒／ｃｍ２未満であることとを特徴とする被覆超硬合金。 - 【請求項２】 ＷＣ、Ｃｏ及びＴｉＣ、ＴａＣ及びＮｂＣといった立方炭化
物を混合し、加圧成形し、焼結する粉末冶金法によって、本質的にガンマ相のな
い結合相富化表面ゾーンを有する超硬合金を製造する方法であって、 −ｄｍが焼結超硬合金の望ましい平均結晶粒径である時、ＷＣ粉末が０．１ｄ
ｍ〜３ｄｍ、好ましくは０．２ｄｍ〜２ｄｍの範囲の結晶粒径分布を有すること
と、 −ＷＣ粉末結晶粒が混合の前に結合材金属によって被覆されることと、 −前記混合が結晶粒径または結晶粒径分布の変化を伴わない穏やかな湿式混合
であることと、 −単位℃で示した焼結温度ＳＴから、凝固範囲を通過して単位℃／ｈで示した
冷却速度ＣＲが、 １０＜ＣＲ・（ＳＴ−１３００）／１０００＜１７ という関係を有することと、 を特徴とする方法。
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| SE9802487-0 | 1998-07-09 | ||
| SE9802487A SE9802487D0 (sv) | 1998-07-09 | 1998-07-09 | Cemented carbide insert with binder phase enriched surface zone |
| PCT/SE1999/001220 WO2000003048A1 (en) | 1998-07-09 | 1999-07-05 | Cemented carbide insert with binder phase enriched surface zone |
Publications (3)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002520484A true JP2002520484A (ja) | 2002-07-09 |
| JP2002520484A5 JP2002520484A5 (ja) | 2006-07-06 |
| JP4624555B2 JP4624555B2 (ja) | 2011-02-02 |
Family
ID=20412040
Family Applications (1)
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|---|---|---|---|
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|---|---|
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| EP (1) | EP1100976B1 (ja) |
| JP (1) | JP4624555B2 (ja) |
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| DE (1) | DE69915304T2 (ja) |
| SE (1) | SE9802487D0 (ja) |
| WO (1) | WO2000003048A1 (ja) |
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| SE519106C2 (sv) * | 1999-04-06 | 2003-01-14 | Sandvik Ab | Sätt att tillverka submikron hårdmetall med ökad seghet |
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| SE526604C2 (sv) * | 2002-03-22 | 2005-10-18 | Seco Tools Ab | Belagt skärverktyg för svarvning i stål |
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