JP2003311510A - 鋼旋削用の被覆旋削工具 - Google Patents
鋼旋削用の被覆旋削工具Info
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Abstract
具インサートに関する。 【解決手段】 超硬合金基材は、WCと、4〜7wt%
のコバルトと、IVb及びVb群からの金属好ましくは
チタン、タンタルおよびニオブで形成される6〜9wt
%の立方晶炭化物とからなり、厚み>20μm好ましく
は21〜50μmの間にあるバインダ相豊富表面領域を
有する。被膜は、約3〜約15μmの厚みを有する超硬
合金基材と接する第1のTi(C、N)層と、約3〜約
15μmの厚みを有する第1の層と接するα−Al2O
3からなりアルミナ層と、約1〜10μmの厚みを有す
るアルミナ層と接する炭化物、窒化物または炭窒化物の
次の層と、を含む。被膜の合計厚みは30μm未満好ま
しくは20ミクロン未満である。本発明のインサート
は、鋼旋削時に好ましい耐磨耗性と刃の強度を示す。
Description
ンサート工具に関し、特に鋼の切削に対して有効であ
る。具体的には本発明は被覆インサートに関し、非常に
硬質の内層と強靭な表面領域との基材組合せと新しい被
膜デザインとが、優れた耐磨耗性と刃強度とを提供し、
それによって適用範囲が非常に広範囲となる。
被覆超硬合金インサートは、鋼及びステンレス鋼材料の
切削加工に一般的に使用される。バインダ相豊富表面領
域は強靭切削作業に対して適用範囲を広げる。
む超硬合金の上にバインダ相豊富領域をどの様に製造す
るかは、時々示されたきた。例えば、Tobiokaの米国特
許第4,277,283号、Nemthの米国特許第4,6
10,931号及びYoheの米国特許第4,548,78
6号である。
ート表面に近い立方晶炭化物相の分解によって表面領域
に豊富なバインダ相を達成する方法を開示する。これら
の方法は、焼結雰囲気内で窒素の分圧を超えて焼結され
るボディ内で、焼結温度での立方晶炭化物相の分解は窒
素分圧及び窒素活性化を必要とするので、立方晶炭化物
相が少しの窒素を含有することを必要とする。この窒素
は、焼結サイクルの際に炉雰囲気を通じて、及び/また
は粉末を通じて直接添加することができる。表面領域に
おける優先的な立方晶炭化物相の分解は、所望のバイン
ダ相豊富を与えるバインダ相を充満する体積は少ない。
結果として、実質的にWCとバインダ相から成る表面領
域が得られる。立方晶炭化物相は実質的に炭窒化物相で
あるとはいえ、この材料はここでは超硬合金として言及
する。
は、高合金化Coバインダ相を備えた被覆超硬合金イン
サートに関する。このインサートは厚さ20μmのバイ
ンダ相豊富表面領域を有し、インサートの縁から中央ま
での距離に沿ってバインダ相含有量は実質的に単調にバ
ルク組成になるまで増加する。薄いバインダ相豊富領域
の用途は、塑性変形を回避するために好ましいといえ
る。
N)被膜に対する新しい被膜デザインが米国特許第6,
221469号に記載され、十分予備成形することが明
らかであり、デザインされた層をもとに競合者の製品は
外側の予備成形であり、Al 2O3は最外層であり、薄
いTiNの層のみで覆われる。この種の新しい層の設計
は、米国特許第6,221,469号の従来のまたは表
面−変更超硬合金に適用することができる。最近の出願
中の明細書(願書番号02445−011)において、
我々はこの被膜の靭性が、Al2O3層がαAl2O3
から成る場合、さらに増加することができることを示し
た。このαAl2O3中間層は、工具が断続切削に使用
されるとき、或いは冷却がされるとき、例えば基材に向
かう熱流が少ない適用においては、特に重要と成る。
のは、逃げ面摩耗に関係する限り、多くの通常の鋼にお
いて、α−Al2O3及びκ−Al2O3の双方が、M
TCVD法のTi(C、N)によって明確に外側予備形
成されるためである。結果として、逃げ面摩耗を減少す
るために、米国特許第6,221,469号にしたがい
Ti(C、N)の層によってこのAl2O3層を保護す
ることが重要である。このTi(C、N)層は、α−A
l2O3の上にMTCVDによって好ましく蒸着され
る。
に固い内部と強靭な表面領域を備えた基材上に蒸着され
る場合に、とても良く予備形成されることが今判明し
た。本発明の切削工具インサートは体磨耗性と靭性との
独特の組合せを示す。
の手段】本発明にしたがい、>20μm好ましくは21
〜50μmの厚いバインダ相豊富表面領域を備える超硬
合金が提供される。この領域は、立方晶炭化物相がほと
んど存在しない。このバインダ相の最大バインダ含有量
は、バルクバインダ相含有量の体積の1.2〜3であ
る。
基材と被膜とから成り、基材は、WCと、バインダ相
と、立方晶炭化物相とを含み、立方晶炭化物相のほとん
ど無いバインダ相豊富表面領域を備える。この炭化物相
は、群IVb、Vb及びVIbの元素をから形成され
る。
の量を変化させる超硬合金に適用する。このバインダ相
はコバルトを好ましく含有し、タングステン、チタン、
タンタルおよびニオブのような炭化物形成元素を分解す
る。しかしながら、ニッケルまたは鉄の添加が、検知し
うるほどその結果に影響を及ぼすことを信じるための理
由が無い。バインダ相と金属間相を形成できる金属の添
加が、またはいずれか別の形状の分散物が、検知しうる
ほどその結果に影響を及ぼすと信じられていない。
%好ましくは4.5〜5%の間で変化することができ
る。
σ/16.1として表わすことができ、バインダ相の磁
気モーメントμTm3kg−3である。S値はバインダ
相のタングステン含有量に依存し、かつタングステン含
有量の減少とともに増加する。すなわち、炭素とともに
飽和する純コバルトまたはバインダに対してS=1であ
り、η相形成に対するボーダラインに相当するタングス
テン含有量とともにバインダ相に対してはS=0.78
である。
0〜0.94好ましくは0.84〜0.89の範囲内の
S値を有するならば、達成されることが、本発明にした
がって此処において判明した。
をもとに測定されたタングステン立方晶相の平均中断長
さは、0.5〜0、9μmの範囲である。立方晶炭化物
相の平均中断タングステン炭化物に対すると実質的に同
一である。中断長さは、10000X倍率の組織写真の
像解析によって測定され、約1000個の中断長さが平
均値として計算された。
炭化物の量は、立方晶炭化物を形成する元素のチタン、
タンタルおよびニオブの6〜9wt%好ましくは6.0
〜8.5wt%に相当する。チタン、タンタルおよび/
またはニオブは、周期律表のIVb、Vb及びVIb群
からの元素によって置き換えても良い。タンタルとニオ
ブの比率は重量で1〜2.5好ましくは1.5〜1.9
以内である。チタンとニオブの比率は重量で0.5〜
1.5好ましくは0.8〜1.2以内である。
或いはそれらの組合せよって、添加される窒素量は、焼
結時の立方晶炭化物相の分解速度を決定する。窒素の最
適量は、立方晶炭化物相の量と形に依存する。本発明に
したがい、添加される最適窒素量は、チタン、タンタル
およびニオブのwt%あたり、>1.7wt%好ましく
は1.8〜5.5wt%である。この窒素のいくらかは
焼結の際に失われる。
たはそれらの組合せによって成される。すなわち、
(1)米国特許第4,610,931号に開示する不活
性雰囲気または真空中において窒化物また刃炭窒化物を
含有する予備焼結した或いは加圧したボディを焼結する
こと、或いは(2)米国特許第4,548,786号に
記載するように加圧してボディに窒化処理を行い、引き
続いて不活性雰囲気または真空中で焼結することによ
る。
に示す。この被膜は、以下に示されるように幾つかの層
からなる。
はMTCVDのTi(C、N)またはそれらの組合せか
らなる。TiNの薄い層(厚み<0.5μm)は、被覆
によって添付することができ、必要ならば、微細粒を達
成するため数回行う。第1のTiN層の厚みは、1〜2
0μm好ましくは3〜15μmである。結合層は超硬合
金基材上に直接蒸着されたので、TiNの層(厚み0.
5〜2.0μm)を添付することができる。
ナ層の間に、Ti(C、O、N)の結合層が存在し、こ
れは良好な接着性とα層の制御のために必要である。ア
ルミナ層は、微細粒α相を含み、かつ1〜20μm好ま
しくは3〜15μmの層厚みを有する。
して好ましく蒸着したTi(C、N)、(Ti、Zr)
(C、N)またはTi(C、O、N)の層を備える。層
の厚みは、1〜15μm好ましくは1〜10μmであ
る。最後に、任意のTiN層を記載した被膜の頂部に蒸
着することができ、厚みは3μm未満好ましくは0.5
〜2μmである。
30μm最も好ましくは25μm未満である。個々の層
は、次の基準に従う厚みを備える必要がある。第1のT
i(C、N)層はアルミナ層の厚みの1〜3倍であり、
外側Ti(C、N)層は第1のTi(C、N)層とアル
ミナ層の0.1〜1.2である。
1、グレードI 超硬合金の基材は、2wt%のTi、3.4wt%のT
a、2wt%のNb、5.3wt%のCo、6.13w
t%のC、残部W、圧縮剤及び焼結剤の組成を有する
(Ti、W)C、Ti(C、N)、(Ta、Nb)C、
WC及びCoからなる粉末混合物の混練によって製造さ
れた。このインサートは脱ろうのためH2中で400℃
まで焼結され、さらに真空中で1260℃まで焼結され
た。1260℃から1350℃までこのインサートはN
2雰囲気中で、その後Arの保護雰囲気中において1時
間1460℃で窒化された。
物相がほとんど存在しない30μm厚みのバインダ相豊
富部分からなる。この部分の最大Co含有量は、約12
wt%であった。このインサートのS値は、0.87で
あり、0.7μmのタングステン炭化物相の平均中断長
さであった。このインサートは、CVD及びMTCVD
技術を用いて、1μmのTiNと、8μmのMTCVD
のTi(C,N)と、6μmのα―Al2O3と、3μ
mのTi(C、N)と、0.5μmのTiNからなる被
膜が被覆された。
wt%の量を粉末に直接添加し、N2の無い焼結雰囲気
であった。このインサートの表面領域はほとんど立方晶
炭化物相の無い17μmの厚みのバインダ相豊富部分か
らなった。このインサートのS値は0.87であり、タ
ングステン炭化物相の中断平均長さは0.7μmであっ
た。このインサートは実施例1に従って被覆された。
VD技術を用いて被覆され、1μmのTiNと、11μ
mのMTCVDのTi(C,N)と、6μmのα―Al
2O 3と、3μmのTi(C、N)と、0.5μmのT
iNからなる被膜が被覆された。
a、2wt%のNb、5.9wt%のCo、6.30w
t%のC、残部W、圧縮剤及び焼結剤の組成を有する
(Ti、W)C、(Ta、Nb)C、WC及びCoから
なる粉末混合物の混練によって製造された。このインサ
ートは脱ろうのためH2中で400℃まで焼結され、さ
らに真空中で1400℃まで焼結された。1400℃か
ら焼結温度1490℃までは50mbrのArの保護雰
囲気がある。焼結温度での保持時間は30分であった。
このインサートはバインダ相豊富表面領域が無かった。
このインサートのS値は0.85であり、タングステン
炭化物相の中断平均長さは0.7μmであった。このイ
ンサートは、CVD技術と、MTCVD技術を用いて被
覆され、6μmのTi(C,N)と、8μmのα―Al
2O3と、3μmのムライト相であるTiC/TiNと
からなる被膜が被覆された。
ンサートが旋削試験の比較例用に選ばれた。
向の旋削における中断切削で持って靭性について試験さ
れた。
0.20、0.25、0.315、0.4、0.5、
0.63、0.8mm/回転、10mmの切削長さ後に
次第に増加させた。
各変型の10個の刃が試験された。
相豊富領域のために、グレードII及びグレードIV
(先行技術)より優れた靭性挙動を示すことが分かっ
た。
ドVが、ボールベアリング剤の正面旋削の逃げ面摩耗に
ついて試験された。
の変型の3個の刃が試験された。
II、グレードIV及びグレードVより長い工具寿命を
示すことが分かった。グレードIの耐磨耗性は、Al2
O3がTiN頂部層のすぐ下の直接の層であるところの
被膜デザインであるグレードよりも、本発明の被膜デザ
インでプラスの効果を示す。
る利点が示される。グレードIとグレードIIIが逃げ
面摩耗に関して試験された。
切削の合計時間は26.5分であった。それぞれのグレ
ードの3個の刃が試験された。
Iより長い工具寿命を示すことが分かった。
変形による逃げ面摩耗及び切刃の欠けが、支配的な摩耗
機構であった。
V(先行技術)及びグレードV(先行技術)より長い工
具寿命を示すことが分かった。グレードIVは切刃の欠
けを示し、グレードVは塑性変形と組み合わされた逃げ
面摩耗を示した。本発明にしたがうグレードIは、先行
技術より、優れた耐塑性変形性と切刃に沿う微細欠けに
対して靭性性能とを示す。本発明は硬質内部と強靭表面
領域と耐摩耗性被膜とを備えた基材と組み合わせた利点
を示す。
0X組織を示し、Aは基材内部であり、Bはバインダ相
豊富表面領域であり、Cは内側Ti(C、N)被膜層で
あり、DはAl2O3層であり、Eは外側Ti(C、
N)層であり、且つFはTiN層である。
関数で示した表面領域のバインダ相の分布を示す。
Claims (11)
- 【請求項1】 超硬合金基材と被膜とから成る被覆切削
工具インサートであって、 前記超硬合金基材は、WCと、4〜7wt%のコバルト
と、IVb及びVb群の金属好ましくはチタン、タンタ
ルおよびニオブで形成される6〜9wt%の立方晶炭化
物とからなり、 前記超硬合金基材は、厚み>20μm好ましくは21〜
50μmの間にあるバインダ相豊富表面領域を有し前記
被膜は、約3〜約15μmの厚みを有する超硬合金基材
と隣り合う第1のTi(C、N)層と、約3〜約15μ
mの厚みを有する前記第1の層と隣り合うα−Al2O
3からなるアルミナ層と、前記アルミナ層と隣り合う約
1〜10μmの厚みを有するTi(C、N)またはTi
(C、O、N)の次の層と、を含み前記被膜の合計厚み
は30μm未満好ましくは20ミクロン未満であり、前
記第1のTi(C、N)層の厚みは前記アルミナ層の厚
みの1〜3倍以内であり、且つ外側Ti(C、N)層の
厚みが、前記第1のTi(C、N)層と前記アルミナ層
との厚みの0.1〜1.2倍以内であることを特徴とす
る被覆切削工具インサート。 - 【請求項2】 前記基材が、4.5〜6wt%のコバル
トを含有することを特徴とする請求項1記載の被覆切削
インサート。 - 【請求項3】 前記基材が、IVb及びVb群の金属好
ましくはチタン、タンタルおよびニオブで形成される
6.0〜8.5wt%の立方晶炭化物とからなることを
特徴とする請求項1記載の被覆切削インサート。 - 【請求項4】 前記基材が、タンタルとニオブの比率が
wt%で1.0〜2.5好ましくは1.5〜1.9の範
囲にあり、且つチタンとニオブの比率がwt%で0.5
〜1.5好ましくは0.8〜1.2の範囲にあることを
特徴とする請求項1〜3のいずれか1項に記載の被覆切
削インサート。 - 【請求項5】 前記バインダ相豊富表面領域のバインダ
相の含有量が、標準バインダ相含有量の最大で1.2〜
3倍であることを特徴とする請求項1〜4のいずれか1
項に記載の被覆切削インサート。 - 【請求項6】 前記基材のS値が0.80〜0.94好
ましくは0.84〜0.89の範囲内にあることを特徴
とする請求項1〜5のいずれか1項に記載の被覆切削イ
ンサート。 - 【請求項7】 前記基材中のWC相の平均中断長さが、
0.5〜0.9の間であることを特徴とする請求項1〜
6のいずれか1項に記載の被覆切削インサート。 - 【請求項8】 前記超硬合金基材と前記第1の層との間
にTiN層が存在し、該TiN層の厚みが3ミクロ未満
好ましくは0.5〜2μmであることを特徴とする請求
項1に記載の被覆切削インサート。 - 【請求項9】 前記第1の層が、Ti(C、O、N)の
結合層で終結するCVDのTi(C、N)、MTCVD
のTi(C,N)またはそれらの組合せから成ることを
特徴とする請求項1に記載の被覆切削インサート。 - 【請求項10】 前記Ti(C、N)の頂上に蒸着され
たTiNの任意の相があり、該TiNの任意の相の厚み
が3μm未満好ましくは0.5〜2μmであることを特
徴とする請求項1に記載の被覆切削インサート。 - 【請求項11】 バインダ相豊富表面領域と被膜とを有
する超硬合金基材を含み、前記基材がバインダ相と、W
Cと、立方晶炭窒化物相からなる切削工具インサートの
製造方法であって、 WCと、4〜7好ましくは4.5〜6wt%のCoと、
周期律表のIVb、Vb及びVIb群からの金属で形成
された6〜9好ましくは6.5〜8.5wt%の立方晶
炭化物とからなる粉末混合物を形成して、窒素を、IV
b及びVb群からなる金属のwt%あたり、>1.7w
t%好ましくは1.8〜5.5wt%の量を、粉末を通
してまたは焼結工程或いはそれらの双方の組合せを通し
て、添加する工程、 圧縮剤とタングステン金属または炭素ブロックと前記粉
末を混合し、所望のS値を達成する工程、 前記混合物を所望の特性を有する粉末材料に混練してス
プレー乾燥をする工程、 前記粉末材料を1350〜1500℃で制御された雰囲
気中で加圧して焼結し、引き続き冷却する工程、 縁丸めを含む従来の後焼結処理を適用する工程、および
CVD法またはMTCVD法によって硬質耐磨耗性被膜
を添付する工程、を特徴とする切削インサートの製造方
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