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
(57)【要約】
【課題】 本発明は超硬合金基材と被膜から成る切削工
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。
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
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は被覆超硬合金切削イ
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。
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。
【０００２】
【従来の技術】今日、バインダ相豊富表面領域を有する
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。
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。
【０００３】ＷＣ、バインダ相及び立方晶炭化物相を含
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。
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。
【０００４】Tobioka、Nemth及びYoheの特許は、インサ
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。
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。
【０００５】ヨーロッパ特許第Ａ−１０２６２７１号
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。
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。
【０００６】Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）−Ａｌ２Ｏ３−Ｔｉ（Ｃ、
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。
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。
【０００７】この薄いＴｉ（Ｃ、Ｎ）被膜が重要である
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。
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。
【０００８】驚くことには、この被膜デザインが、非常
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。
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。
【０００９】
【特許文献１】米国特許第４，２７７，２８３号
【特許文献２】米国特許第４，６１０，９３１号
【特許文献３】米国特許第４，５４８，７８６号
【特許文献４】ヨーロッパ特許第Ａ−１０２６２７１号
【特許文献５】米国特許第６，２２１，４６９号
【００１０】
【発明が解決しようとする課題及び課題を解決するため
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。
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。
【００１１】本発明の切削工具インサートは、超硬合金
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。
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。
【００１２】本発明は、バインダ相と立方晶炭化物相と
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。
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。
【００１３】バインダ相形成元素の量は、重量で４〜７
％好ましくは４．５〜５％の間で変化することができ
る。
％好ましくは４．５〜５％の間で変化することができ
る。
【００１４】バインダ相中のタングステン量は、Ｓ値＝
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。
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。
【００１５】改良された切削性能は、超硬合金が０．８
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。
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。
【００１６】さらに、基礎の研磨されたそれぞれの断面
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。
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。
【００１７】第１の好ましい実施態様において、立方晶
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。
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。
【００１８】粉末によって、または焼結工程によって、
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。
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。
【００１９】本発明の超硬合金の製造は、二つの方法ま
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。
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。
【００２０】本発明にしたがう被膜の詳細な組織を図１
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。
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。
【００２１】第１の層は、ＣＶＤのＴｉ（Ｃ、Ｎ）また
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。
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。
【００２２】上記第１のＴｉ（Ｃ、Ｎ）層と次のアルミ
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。
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。
【００２３】アルミナ層に隣り合い、ＭＴＣＶＤを使用
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。
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。
【００２４】被膜の合計厚みは４０μｍ未満好ましくは
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。
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。
【００２５】
【発明の実施の形態、実施例及び発明の効果】実施例
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。
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。
【００２６】このインサートの表面領域は、立方晶炭化
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。
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。
【００２７】実施例２、グレードＩＩ
実施例Ｉが繰り返され、しかし窒素に関しては０．２５
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。
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。
【００２８】実施例３、グレードＩＩＩ
超硬合金基材に関しては実施例Ｉが繰り返された。
【００２９】このインサートは、ＣＶＤ技術と、ＭＴＣ
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。
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。
【００３０】実施例４、グレードＩＶ
超硬合金の基材は、２ｗｔ％のＴｉ、３．４ｗｔ％のＴ
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。
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。
【００３１】実施例５、グレードＶ
他の製造者からのＰ１０〜Ｐ１５適用領域の超硬合金イ
ンサートが旋削試験の比較例用に選ばれた。
ンサートが旋削試験の比較例用に選ばれた。
【００３２】実施例６
グレードＩ、グレードＩＩ及びグレードＩＶが、長さ方
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。
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。
【００３３】
加工物： 溝切りされた円筒棒
材料： ＳＳ１６７２
インサート型式： ＣＮＭＧ１２０４０８−Ｍ３
切削速度： １４０ｍｍ／ｍｉｎ
送り： ０．１、０．１２５、０．１６、
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。
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。
【００３４】
切削深さ： ２．５ｍｍ
備考： 乾式旋削
工具寿命規格： 刃の破損まで次第に増加する送り、
各変型の１０個の刃が試験された。
各変型の１０個の刃が試験された。
【００３５】
結果： 破損までの平均送り（ｍｍ）
グレードＩ： ０．２７（本発明）
グレードＩＩ： ０．２２（本発明）
グレードＩＶ： ０．１５（先行技術）
この試験結果は、本発明のグレードＩが、厚いバインダ
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。
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。
【００３６】実施例７
グレードＩ、グレードＩＩＩ、グレードＩＶ及びグレー
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。
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。
【００３７】
加工物： 円筒の管（ボールベアリング）
材料： ＳＳ２２５８
インサート型式： ＷＮＭＧ８０４１６
切削速度： ５００ｍｍ／ｍｉｎ
送り： ０．５ｍｍ／回転
切削深さ： １．０ｍｍ
備考： 乾式旋削
工具寿命規格： 逃げ面摩耗＞０．３ｍｍ、それぞれ
の変型の３個の刃が試験された。
の変型の３個の刃が試験された。
【００３８】
結果： 工具寿命（分）
グレードＩ： １７（本発明）
グレードＩＩＩ： １０．５（本発明）
グレードＩＶ： １１（先行技術）
グレードＶ： １３（先行技術）
この試験結果は、本発明の超硬合金工具が、グレードＩ
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。
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。
【００３９】実施例８
この旋削試験は、頂部被膜としてＴｉ（Ｃ、Ｎ）を備え
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。
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。
【００４０】
加工物： 歯車
材料： 鍛造された１６ＭｎＣｒ５
インサート型式： ＷＮＭＧ６０４１２−Ｍ３
切削速度： ４００ｍｍ／ｍｉｎ
送り： ０．３ｍｍ／回転
切削深さ： １ｍｍ
備考： 湿式旋削
工具寿命規格： ２５０個の部品後の逃げ面摩耗、１
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。
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。
【００４１】
結果： 逃げ面摩耗（ｍｍ）
グレードＩ： ０．２１（本発明）
グレードＩＩＩ： ０．３５（本発明）
この試験結果は、本発明の超硬合金工具が、グレードＩ
Ｉより長い工具寿命を示すことが分かった。
Ｉより長い工具寿命を示すことが分かった。
【００４２】実施例９
末端使用者の切削加工における試験性能において、塑性
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。
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。
【００４３】
加工物： 軸
材料： 強靭鋼
インサート型式： ＣＮＭＧ１２０８０
切削速度： ２８０ｍｍ／ｍｉｎ
送り： ０．３５〜０．５ｍｍ／回転
切削深さ： ２ｍｍ
備考： 湿式旋削
工具寿命規格： 逃げ面摩耗
結果： 逃げ面摩耗（ｍｍ） 部品の数
グレードＩ： ０．２０ １５０（本発明）
グレードＩＶ： ０．４０（欠け） ９０（先行技術）
グレードＶ： ０．２８ １００（先行技術）
この試験結果は、本発明の超硬合金工具が、グレードＩ
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。
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。
【図１】図１は、本発明の切削工具インサートの１００
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。
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。
【図２】図２は、本発明のインサート表面からの距離の
関数で示した表面領域のバインダ相の分布を示す。
関数で示した表面領域のバインダ相の分布を示す。
Ａ…基材内部
Ｂ…バインダ相豊富表面領域
Ｃ…内側Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）被膜層
Ｄ…Ａｌ２Ｏ３層
Ｅ…外側Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）層
Ｆ…ＴｉＮ層
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考）
Ｃ２２Ｃ 29/08 Ｃ２２Ｃ 29/08
Ｃ２３Ｃ 16/30 Ｃ２３Ｃ 16/30
16/36 16/36
(72)発明者 ロルフ オロフッソン
スウェーデン国，エス−737 31 ファジ
ェルスタ，パルクベーゲン 20アー
Ｆターム(参考） 3C046 FF03 FF10 FF13 FF16 FF22
FF25 FF32 FF39 FF40 FF43
FF44 FF48
4K018 AD03 EA02 FA24 KA16
4K030 BA18 BA41 BB12 CA03 JA01
JA06 LA01 LA22
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
法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| SE0200912A SE526604C2 (sv) | 2002-03-22 | 2002-03-22 | Belagt skärverktyg för svarvning i stål |
| SE0200912-4 | 2002-03-22 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003311510A true JP2003311510A (ja) | 2003-11-05 |
| JP2003311510A5 JP2003311510A5 (ja) | 2006-05-11 |
Family
ID=20287385
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2003078452A Pending JP2003311510A (ja) | 2002-03-22 | 2003-03-20 | 鋼旋削用の被覆旋削工具 |
Country Status (9)
| Country | Link |
|---|---|
| US (2) | US7192637B2 (ja) |
| EP (1) | EP1348779B1 (ja) |
| JP (1) | JP2003311510A (ja) |
| KR (1) | KR20030076426A (ja) |
| CN (1) | CN1291810C (ja) |
| AT (1) | ATE497029T1 (ja) |
| CZ (1) | CZ305139B6 (ja) |
| DE (1) | DE60335838D1 (ja) |
| SE (1) | SE526604C2 (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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