JP3127708B2 - 切削工具用の被覆超硬合金 - Google Patents
切削工具用の被覆超硬合金Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、一般鋼及び難削材の切
削に適した被覆超硬合金に関する。
削に適した被覆超硬合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、一般鋼切削用の切削工具として
は、Ｐ種超硬合金（ＷＣ−Ｃｏ合金にＴｉ、Ｔａ、Ｎｂ
の炭窒化物を１０重量％以上添加した超硬合金）が用い
られてきたが、近年は切削条件が高速化してきた結果、
Ｍ種超硬合金（ＷＣ−Ｃｏ合金にＴｉ、Ｔａ、Ｎｂの炭
窒化物を５〜１０重量％添加した超硬合金）の表面に、
ＣＶＤ法やＰＶＤ法によりＴｉＣ、ＴｉＣＮ、ＴｉＮ、
Ａｌ2Ｏ3等のセラミック被膜を３〜１０μｍの厚さに設
けた被覆超硬合金の使用割合が増大している。
は、Ｐ種超硬合金（ＷＣ−Ｃｏ合金にＴｉ、Ｔａ、Ｎｂ
の炭窒化物を１０重量％以上添加した超硬合金）が用い
られてきたが、近年は切削条件が高速化してきた結果、
Ｍ種超硬合金（ＷＣ−Ｃｏ合金にＴｉ、Ｔａ、Ｎｂの炭
窒化物を５〜１０重量％添加した超硬合金）の表面に、
ＣＶＤ法やＰＶＤ法によりＴｉＣ、ＴｉＣＮ、ＴｉＮ、
Ａｌ2Ｏ3等のセラミック被膜を３〜１０μｍの厚さに設
けた被覆超硬合金の使用割合が増大している。
【０００３】しかし、セラミック被膜を超硬合金に被覆
することによって、脆性材料であるセラミック被膜その
ものが欠陥となったり、超硬合金母材表面にη相（Ｃｏ
3Ｗ3Ｃ等の脱炭相の総称）が発生したりして強度低下が
起こるため、これを防ぐ様々な工夫が母材となる超硬合
金に対して行われてきた。
することによって、脆性材料であるセラミック被膜その
ものが欠陥となったり、超硬合金母材表面にη相（Ｃｏ
3Ｗ3Ｃ等の脱炭相の総称）が発生したりして強度低下が
起こるため、これを防ぐ様々な工夫が母材となる超硬合
金に対して行われてきた。
【０００４】例えば、特公昭５９−７３４９号公報に
は、超硬合金母材に遊離炭素を含有させることによっ
て、コーティング時に母材表面に発生しやすいη相を抑
制することが記載されている。特開平３−９７８６６号
公報には、η相を形成しにくい反応ガスを原料とするＣ
ＶＤ法により、低炭素の超硬合金母材にセラミック被膜
をコーティングすることが提案されている。又、鈴木寿
著、「超硬合金と焼結硬質材料」、丸善発行、第２２１
頁には、被覆超硬合金母材の表面に脱β相（(Ｗ,Ｔｉ)
Ｃ,Ｎ）等の複炭窒化物相が消失した相）を形成させる
ことによって、母材表面のＣｏ量を多くし、被覆時の強
度低下を防ぐ技術が開示されている。
は、超硬合金母材に遊離炭素を含有させることによっ
て、コーティング時に母材表面に発生しやすいη相を抑
制することが記載されている。特開平３−９７８６６号
公報には、η相を形成しにくい反応ガスを原料とするＣ
ＶＤ法により、低炭素の超硬合金母材にセラミック被膜
をコーティングすることが提案されている。又、鈴木寿
著、「超硬合金と焼結硬質材料」、丸善発行、第２２１
頁には、被覆超硬合金母材の表面に脱β相（(Ｗ,Ｔｉ)
Ｃ,Ｎ）等の複炭窒化物相が消失した相）を形成させる
ことによって、母材表面のＣｏ量を多くし、被覆時の強
度低下を防ぐ技術が開示されている。
【０００５】しかしながら、特公昭５９−７３４９号公
報及び特開平３−９７８６６号公報の技術によればη相
の形成を抑制できるが、抑制可能な厚みは表面から約５
μｍと小さく、実際に切削工具使用時に問題となる１０
０μｍ以上の疲労亀裂（府川敦等、「粉体および粉末冶
金」４１、(１９９４)、第３頁参照）の進展防止には効
果が少ないため、依然として工具寿命は短いものであっ
た。又、脱β相を形成する技術についても、超硬合金表
面に結合相量が増加した領域が深さ約２０μｍ程度形成
されるため、初期欠損の防止は期待できても疲労亀裂の
長さに対してその厚みは薄く、亀裂進展の抑制には効果
が薄いうえ、表面に結合相量が増加した結果高速切削条
件では耐塑性変形性が低下し、かえって工具寿命は短い
ものとなっていた。
報及び特開平３−９７８６６号公報の技術によればη相
の形成を抑制できるが、抑制可能な厚みは表面から約５
μｍと小さく、実際に切削工具使用時に問題となる１０
０μｍ以上の疲労亀裂（府川敦等、「粉体および粉末冶
金」４１、(１９９４)、第３頁参照）の進展防止には効
果が少ないため、依然として工具寿命は短いものであっ
た。又、脱β相を形成する技術についても、超硬合金表
面に結合相量が増加した領域が深さ約２０μｍ程度形成
されるため、初期欠損の防止は期待できても疲労亀裂の
長さに対してその厚みは薄く、亀裂進展の抑制には効果
が薄いうえ、表面に結合相量が増加した結果高速切削条
件では耐塑性変形性が低下し、かえって工具寿命は短い
ものとなっていた。
【０００６】一般に、同一Ｃｏ量の超硬合金の強度は、
その合金のＷＣ粒度とほぼ相関関係にあり、ＷＣ粒度が
細かくなればなるほど曲げ強度は向上するが、逆に破壊
靭性は低下する。しかるに、曲げ強度が大きいほど微小
亀裂の発生は起こりにくく、破壊靭性が大きいほど微小
亀裂の進展は遅くなると考えられるため、工具寿命の向
上のためには、強度と靭性を同時に向上させることが必
要であり、そのための努力が重ねられている。
その合金のＷＣ粒度とほぼ相関関係にあり、ＷＣ粒度が
細かくなればなるほど曲げ強度は向上するが、逆に破壊
靭性は低下する。しかるに、曲げ強度が大きいほど微小
亀裂の発生は起こりにくく、破壊靭性が大きいほど微小
亀裂の進展は遅くなると考えられるため、工具寿命の向
上のためには、強度と靭性を同時に向上させることが必
要であり、そのための努力が重ねられている。
【０００７】かかる開発努力により、強度と靭性を同時
に改善した超硬合金として、例えば特開昭６２−１７０
４５１号公報及びＵＳＰ４９６６６２７には、ＷＣ等の
硬質相が微粒と粗粒とからなる超硬合金が提案されてい
る。しかしながら、この超硬合金は一般鋼切削用の被覆
超硬合金を十分意識したものではないため、コーティン
グを行う母材としての最適化が不十分であり、被覆切削
工具として用いた場合その性能は満足できるものではな
かった。
に改善した超硬合金として、例えば特開昭６２−１７０
４５１号公報及びＵＳＰ４９６６６２７には、ＷＣ等の
硬質相が微粒と粗粒とからなる超硬合金が提案されてい
る。しかしながら、この超硬合金は一般鋼切削用の被覆
超硬合金を十分意識したものではないため、コーティン
グを行う母材としての最適化が不十分であり、被覆切削
工具として用いた場合その性能は満足できるものではな
かった。
【０００８】又、特開平５−２５５７９５号公報には、
超硬合金母材の硬質相であるＷＣを粗粒、中粒、細粒の
３種類に分け、それぞれの含有率を規定した被覆切削工
具が記載されている。この切削工具では、ＷＣの粒度分
布を規定して亀裂伝播の抑制効果を図っているが、粒度
分布の幅が従来品より若干広いだけで連続的であり、結
合相を少なくして耐塑性変形性を高めることは期待でき
ない。更に、細粒の割合が多いため、亀裂進展の抑制効
果が不十分であった。
超硬合金母材の硬質相であるＷＣを粗粒、中粒、細粒の
３種類に分け、それぞれの含有率を規定した被覆切削工
具が記載されている。この切削工具では、ＷＣの粒度分
布を規定して亀裂伝播の抑制効果を図っているが、粒度
分布の幅が従来品より若干広いだけで連続的であり、結
合相を少なくして耐塑性変形性を高めることは期待でき
ない。更に、細粒の割合が多いため、亀裂進展の抑制効
果が不十分であった。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、かかる従来
の事情に鑑み、強度と靭性をバランス良く向上させるこ
とによって、一般鋼及び難削材に対して高速切削で優れ
た切削性能を有し、しかも工具の長寿命化を果し得る、
切削工具用の被覆超硬合金を提供することを目的とす
る。
の事情に鑑み、強度と靭性をバランス良く向上させるこ
とによって、一般鋼及び難削材に対して高速切削で優れ
た切削性能を有し、しかも工具の長寿命化を果し得る、
切削工具用の被覆超硬合金を提供することを目的とす
る。
【００１０】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するた
め、本発明が提供する切削工具用の被覆超硬合金の１つ
は、結合相として４〜１０重量％のＣｏを含むＷＣ基超
硬合金と、該ＷＣ基超硬合金表面に形成した被覆層とか
らなる被覆超硬合金において、(ａ)前記合金の任意の断
面組織上の面積比率で、硬質相のＷＣ結晶の８０％以上
を占める粒度０.１〜１μｍの微粒子Ａと粒度３〜１０
μｍの粗粒子Ｂとの面積比率Ａ／Ｂが０.２２〜０.４５
であり、(ｂ)該合金中の炭素量Ｘが −０.５≦(Ｘ−ｂ)／(ａ−ｂ)≦０.６７ （但し、ａは遊離炭素を生じる下限炭素量及びｂはη相
を生じる上限炭素量を表し、Ｘ、ａ及びｂは重量％であ
る）なる関係を満たし、(ｃ)前記被覆層がＴｉ、Ｚｒ及
び／又はＨｆの炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物又
はホウ窒化物の単層又は複層と、Ｔｉ、Ｚｒ又はＨｆの
酸化物若しくはＡｌ2Ｏ3の単層又は複層とからなり、全
体の膜厚が５〜１００μｍであることを特徴とするもの
であり、一般鋼の切削に適している。
め、本発明が提供する切削工具用の被覆超硬合金の１つ
は、結合相として４〜１０重量％のＣｏを含むＷＣ基超
硬合金と、該ＷＣ基超硬合金表面に形成した被覆層とか
らなる被覆超硬合金において、(ａ)前記合金の任意の断
面組織上の面積比率で、硬質相のＷＣ結晶の８０％以上
を占める粒度０.１〜１μｍの微粒子Ａと粒度３〜１０
μｍの粗粒子Ｂとの面積比率Ａ／Ｂが０.２２〜０.４５
であり、(ｂ)該合金中の炭素量Ｘが −０.５≦(Ｘ−ｂ)／(ａ−ｂ)≦０.６７ （但し、ａは遊離炭素を生じる下限炭素量及びｂはη相
を生じる上限炭素量を表し、Ｘ、ａ及びｂは重量％であ
る）なる関係を満たし、(ｃ)前記被覆層がＴｉ、Ｚｒ及
び／又はＨｆの炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物又
はホウ窒化物の単層又は複層と、Ｔｉ、Ｚｒ又はＨｆの
酸化物若しくはＡｌ2Ｏ3の単層又は複層とからなり、全
体の膜厚が５〜１００μｍであることを特徴とするもの
であり、一般鋼の切削に適している。
【００１１】又、本発明が提供する切削工具用の被覆超
硬合金の他の１つは、結合相として４〜１０重量％のＣ
ｏを含むＷＣ基超硬合金と、該ＷＣ基超硬合金表面に形
成した被覆層とからなる被覆超硬合金において、(ａ)前
記合金の任意の断面組織上の面積比率で、硬質相のＷＣ
結晶の８０％以上を占める粒度０.１〜１μｍの微粒子
Ａと粒度３〜１０μｍの粗粒子Ｂとの面積比率Ａ／Ｂが
０.２２〜０.４５であり、(ｂ)該合金中の炭素量Ｘが −０.５≦(Ｘ−ｂ)／(ａ−ｂ)≦０.６７ （但し、ａは遊離炭素を生じる下限炭素量及びｂはη相
を生じる上限炭素量を表し、Ｘ、ａ及びｂは重量％であ
る）なる関係を満たし、(ｃ)前記被覆層がＴｉの炭化
物、窒化物又は炭窒化物、若しくはＴｉとＡｌの合金の
炭化物、窒化物又は炭窒化物の単層又は複層からなり、
全体の膜厚が０.２〜１０μｍであることを特徴とし、
難削材の切削に好適である。
硬合金の他の１つは、結合相として４〜１０重量％のＣ
ｏを含むＷＣ基超硬合金と、該ＷＣ基超硬合金表面に形
成した被覆層とからなる被覆超硬合金において、(ａ)前
記合金の任意の断面組織上の面積比率で、硬質相のＷＣ
結晶の８０％以上を占める粒度０.１〜１μｍの微粒子
Ａと粒度３〜１０μｍの粗粒子Ｂとの面積比率Ａ／Ｂが
０.２２〜０.４５であり、(ｂ)該合金中の炭素量Ｘが −０.５≦(Ｘ−ｂ)／(ａ−ｂ)≦０.６７ （但し、ａは遊離炭素を生じる下限炭素量及びｂはη相
を生じる上限炭素量を表し、Ｘ、ａ及びｂは重量％であ
る）なる関係を満たし、(ｃ)前記被覆層がＴｉの炭化
物、窒化物又は炭窒化物、若しくはＴｉとＡｌの合金の
炭化物、窒化物又は炭窒化物の単層又は複層からなり、
全体の膜厚が０.２〜１０μｍであることを特徴とし、
難削材の切削に好適である。
【００１２】
【作用】本発明者らは、一般鋼及び難削材の切削加工に
おける工具の摩耗機構を鋭意研究した結果、鋼を３００
ｍ／ｍｉｎ以上又はＮｉ基耐熱合金を１００ｍ／ｍｉｎ
以上の条件で高速切削した場合その刃先温度は１０００
℃以上になること、また工具は摩耗の進行を抑制するた
め湿式切削に供されることが多いため、部品の多数個切
削、断続切削、フライス切削において切削中の高温と非
切削時の冷却とが交互に繰り返され、この熱衝撃によっ
て導入される亀裂が原因となって被覆層の剥離や欠損が
生じ、更に繰り返しの衝撃により亀裂が疲労的に進展し
て最後には工具の欠損を招く結果、短時間で寿命に至る
という事実が判明した。
おける工具の摩耗機構を鋭意研究した結果、鋼を３００
ｍ／ｍｉｎ以上又はＮｉ基耐熱合金を１００ｍ／ｍｉｎ
以上の条件で高速切削した場合その刃先温度は１０００
℃以上になること、また工具は摩耗の進行を抑制するた
め湿式切削に供されることが多いため、部品の多数個切
削、断続切削、フライス切削において切削中の高温と非
切削時の冷却とが交互に繰り返され、この熱衝撃によっ
て導入される亀裂が原因となって被覆層の剥離や欠損が
生じ、更に繰り返しの衝撃により亀裂が疲労的に進展し
て最後には工具の欠損を招く結果、短時間で寿命に至る
という事実が判明した。
【００１３】このような事実の検討に基づいて、本発明
者らは、ＷＣ結晶を単一粒度ではなく、微粒子群と粗粒
子群の２種類を混合したものとすることによって、超硬
合金の強度と靭性を同時に改善向上させることができ、
しかもこの超硬合金を母材にしてコーティングを行った
被覆超硬合金では疲労亀裂の進展が抑制され、一般鋼や
難削材に対して優れた切削性能が得られることを見いだ
し、本発明に至ったものである。
者らは、ＷＣ結晶を単一粒度ではなく、微粒子群と粗粒
子群の２種類を混合したものとすることによって、超硬
合金の強度と靭性を同時に改善向上させることができ、
しかもこの超硬合金を母材にしてコーティングを行った
被覆超硬合金では疲労亀裂の進展が抑制され、一般鋼や
難削材に対して優れた切削性能が得られることを見いだ
し、本発明に至ったものである。
【００１４】即ち、本発明の超硬合金母材においては、
図１に示すように、ＷＣ結晶が平均粒子サイズで５：１
以上異なる微粒子Ａと粗粒子Ｂの２つの群からなり、微
粒子Ａの粒度は０.１〜１μｍ及び粗粒子Ｂの粒度は３
〜１０μｍの範囲が特に好ましい。ただし、ＷＣ結晶の
粒度を画一的に上記２種類のみにすることは製造上難し
いので、全ＷＣ結晶の８０％以上、好ましくは９０％以
上が上記粒度の微粒子Ａと粗粒子Ｂのいずれかの群に含
まれれば良い。上記の微粒子Ａは超硬合金母材の強度と
硬度を高めるのに有効であり、一方の粗粒子Ｂは疲労亀
裂の進展を防止するのに有効である。
図１に示すように、ＷＣ結晶が平均粒子サイズで５：１
以上異なる微粒子Ａと粗粒子Ｂの２つの群からなり、微
粒子Ａの粒度は０.１〜１μｍ及び粗粒子Ｂの粒度は３
〜１０μｍの範囲が特に好ましい。ただし、ＷＣ結晶の
粒度を画一的に上記２種類のみにすることは製造上難し
いので、全ＷＣ結晶の８０％以上、好ましくは９０％以
上が上記粒度の微粒子Ａと粗粒子Ｂのいずれかの群に含
まれれば良い。上記の微粒子Ａは超硬合金母材の強度と
硬度を高めるのに有効であり、一方の粗粒子Ｂは疲労亀
裂の進展を防止するのに有効である。
【００１５】従来技術として先に述べたように、特開昭
６２−１７０４５１号公報により微粒子Ａと粗粒子Ｂの
重量比Ａ／Ｂを０.３３〜３（面積比に換算すると０.４
８〜２.０８に相当）とした超硬合金が知られている
が、この範囲の微粒子と粗粒子の組合せでは疲労亀裂の
進展を抑制する効果が十分でなかった。又、特開平５−
２５５７９５号公報にはＷＣ粒を粗粒、中粒、細粒に分
けて各粒子の含有率を規定した超硬合金が提案されてい
るが、ＷＣ粒の粒度分布が連続的であり、粗粒と微粒の
持つそれぞれの優れた特徴を十分に引き出すことができ
なかった。
６２−１７０４５１号公報により微粒子Ａと粗粒子Ｂの
重量比Ａ／Ｂを０.３３〜３（面積比に換算すると０.４
８〜２.０８に相当）とした超硬合金が知られている
が、この範囲の微粒子と粗粒子の組合せでは疲労亀裂の
進展を抑制する効果が十分でなかった。又、特開平５−
２５５７９５号公報にはＷＣ粒を粗粒、中粒、細粒に分
けて各粒子の含有率を規定した超硬合金が提案されてい
るが、ＷＣ粒の粒度分布が連続的であり、粗粒と微粒の
持つそれぞれの優れた特徴を十分に引き出すことができ
なかった。
【００１６】そこで、本発明では合金の任意の断面の鏡
面研磨組織上における面積比で、微粒子Ａと粗粒子Ｂの
面積比Ａ／Ｂを０.２２〜０.４５とし、粒度分布で図１
に示すように２つのピークを持つようにした上で、それ
らの平均粒径が５：１以上異なるようにすることによっ
て、微粒子Ａと粗粒子Ｂのそれぞれの優位性を失うこと
なく、一般鋼及び難削材の切削において曲げ強度と硬度
を維持しながら、特に疲労亀裂の進展が少なく、優れた
切削性能を発揮する被覆超硬合金を得ることができた。
ただし、微粒子Ａと粗粒子Ｂの面積比Ａ／Ｂが０.２２
未満では微粒子Ａが少なすぎるため強度が不足し、逆に
０.４５を越えると破壊靭性が低下し、疲労亀裂の進展
を抑制する効果が小さくなる。
面研磨組織上における面積比で、微粒子Ａと粗粒子Ｂの
面積比Ａ／Ｂを０.２２〜０.４５とし、粒度分布で図１
に示すように２つのピークを持つようにした上で、それ
らの平均粒径が５：１以上異なるようにすることによっ
て、微粒子Ａと粗粒子Ｂのそれぞれの優位性を失うこと
なく、一般鋼及び難削材の切削において曲げ強度と硬度
を維持しながら、特に疲労亀裂の進展が少なく、優れた
切削性能を発揮する被覆超硬合金を得ることができた。
ただし、微粒子Ａと粗粒子Ｂの面積比Ａ／Ｂが０.２２
未満では微粒子Ａが少なすぎるため強度が不足し、逆に
０.４５を越えると破壊靭性が低下し、疲労亀裂の進展
を抑制する効果が小さくなる。
【００１７】本発明の微粒子と粗粒子は平均粒径が５：
１以上違うため、図２に示すようにＷＣ粗粒子１の間に
ＷＣ微粒子２が入り込んで隙間を埋める構造となり、よ
り少ない結合相３合金を形成できる。従って、この超硬
合金は耐塑性変形性に優れ、同一結合相量の時には合金
全体での結合相の平均自由行程が大きくなり、機械性質
が向上する。このＷＣ結晶の微粒子と粗粒子の最適な組
合せにより、本発明の超硬合金では結合相であるＣｏ量
を増やさなくても靭性の向上を達成できるが、Ｃｏ含有
量が４重量％未満ではやはり靭性の低下が著しく、１０
重量％を越えると耐塑性変形性が低下するので、Ｃｏ量
を４〜１０重量％の範囲とする。
１以上違うため、図２に示すようにＷＣ粗粒子１の間に
ＷＣ微粒子２が入り込んで隙間を埋める構造となり、よ
り少ない結合相３合金を形成できる。従って、この超硬
合金は耐塑性変形性に優れ、同一結合相量の時には合金
全体での結合相の平均自由行程が大きくなり、機械性質
が向上する。このＷＣ結晶の微粒子と粗粒子の最適な組
合せにより、本発明の超硬合金では結合相であるＣｏ量
を増やさなくても靭性の向上を達成できるが、Ｃｏ含有
量が４重量％未満ではやはり靭性の低下が著しく、１０
重量％を越えると耐塑性変形性が低下するので、Ｃｏ量
を４〜１０重量％の範囲とする。
【００１８】この様な粗粒子と微粒子の最適な組み合わ
せを持ったＷＣ基超硬合金に被覆層を設け、実際に切削
に使用した際の亀裂の進展具合を詳細に観察した結果、
亀裂の進行は従来品と比べて湾曲が大きくなっているこ
とから、亀裂進展のためのエネルギー消費量が増大して
いることが確認できた。しかし、より微細に観察する
と、図３に示すように、ＷＣ粗粒子１の中を亀裂が進展
しているケースも多く見いだされた。粗粒子を添加した
合金構造による効果を最大限に高めるためには、図４に
示すように、亀裂の進展がＷＣ粗粒子１及びＷＣ微粒子
２と結合相３の界面を通るようにすることが必要であ
る。
せを持ったＷＣ基超硬合金に被覆層を設け、実際に切削
に使用した際の亀裂の進展具合を詳細に観察した結果、
亀裂の進行は従来品と比べて湾曲が大きくなっているこ
とから、亀裂進展のためのエネルギー消費量が増大して
いることが確認できた。しかし、より微細に観察する
と、図３に示すように、ＷＣ粗粒子１の中を亀裂が進展
しているケースも多く見いだされた。粗粒子を添加した
合金構造による効果を最大限に高めるためには、図４に
示すように、亀裂の進展がＷＣ粗粒子１及びＷＣ微粒子
２と結合相３の界面を通るようにすることが必要であ
る。
【００１９】本発明者らは、その方法を鋭意検討した結
果、超硬合金を低炭素合金とすることが効果的であるこ
とを見いだした。低炭素合金とすることによって、結合
相とＷＣ結晶粒子との濡れ性が低下する結果、疲労によ
り進展する亀裂は図４のようにＷＣ結晶粒子と結合相３
の界面をＷＣ粗粒子１を迂回して通るため、合金の欠損
に至るまでの時間を更に延ばすことができた。
果、超硬合金を低炭素合金とすることが効果的であるこ
とを見いだした。低炭素合金とすることによって、結合
相とＷＣ結晶粒子との濡れ性が低下する結果、疲労によ
り進展する亀裂は図４のようにＷＣ結晶粒子と結合相３
の界面をＷＣ粗粒子１を迂回して通るため、合金の欠損
に至るまでの時間を更に延ばすことができた。
【００２０】特に、超硬合金中の炭素量をＸ重量％、遊
離炭素を生じる下限炭素量をａ重量％、及びη相を生じ
る上限炭素量をｂ重量％としたとき、Ｘ、ａ及びｂが −０.５≦(Ｘ−ｂ)／(ａ−ｂ)≦０.６７ の関係を満たす場合に、亀裂進展の抑制効果が大きかっ
た。更に、超硬合金中の炭素量を上記範囲に制御するこ
とにより、ＷＣ微粒子の粒成長が抑制され、本発明の微
粒子Ａと粗粒子Ｂを組み合わせた構造制御が行いやすく
なる。尚、(Ｘ−ｂ)／(ａ−ｂ)の値が−０.５未満では
合金そのものの強度が低下するため好ましくなく、０.
６７を越えると炭素量を制御した効果を得ることができ
ない。
離炭素を生じる下限炭素量をａ重量％、及びη相を生じ
る上限炭素量をｂ重量％としたとき、Ｘ、ａ及びｂが −０.５≦(Ｘ−ｂ)／(ａ−ｂ)≦０.６７ の関係を満たす場合に、亀裂進展の抑制効果が大きかっ
た。更に、超硬合金中の炭素量を上記範囲に制御するこ
とにより、ＷＣ微粒子の粒成長が抑制され、本発明の微
粒子Ａと粗粒子Ｂを組み合わせた構造制御が行いやすく
なる。尚、(Ｘ−ｂ)／(ａ−ｂ)の値が−０.５未満では
合金そのものの強度が低下するため好ましくなく、０.
６７を越えると炭素量を制御した効果を得ることができ
ない。
【００２１】本発明においては、超硬合金中にＮｉ及び
／又はＦｅを０.１〜１０重量％含むことで、ＷＣ粒子
と結合相の濡れ性が低下し、亀裂がＷＣ粒子を迂回して
進展するようになり、本発明の合金の構造の特徴が生か
されやすい。しかし、Ｎｉ及びＦｅの添加量が０.１重
量％未満では亀裂進展抑制の効果がなく、１０重量％よ
り多く添加してもその効果は変わらず、かえって高速切
削時に耐塑性変形性の低下がみられるので好ましくな
い。
／又はＦｅを０.１〜１０重量％含むことで、ＷＣ粒子
と結合相の濡れ性が低下し、亀裂がＷＣ粒子を迂回して
進展するようになり、本発明の合金の構造の特徴が生か
されやすい。しかし、Ｎｉ及びＦｅの添加量が０.１重
量％未満では亀裂進展抑制の効果がなく、１０重量％よ
り多く添加してもその効果は変わらず、かえって高速切
削時に耐塑性変形性の低下がみられるので好ましくな
い。
【００２２】又、超硬合金中に第IVａ族、第Vａ族、第V
Iａ族元素から選ばれた少なくとも１種の金属の炭化
物、窒化物又は炭窒化物若しくはこれらの固溶体が、１
５重量％以下の割合で分散することにより、亀裂の進展
抵抗が向上することを確認した。この理由は、ＷＣ粒子
と結合相の濡れ性の低下若しくは窒化物及び炭窒化物と
結合相の濡れ性の悪さが原因と思われる。更に、ＷＣ粒
子の成長も抑えられる結果、合金の強度が向上し、耐ク
レーター摩耗性も向上した。特に、Ｚｒ、Ｔａ、Ｎｂの
少なくとも１つの窒化物又は炭窒化物が有効である。こ
れらの窒化物や炭窒化物の添加量は、０.１重量％未満
では効果が少なく、１５重量％を越えると合金の強度低
下が著しくなるので好ましくない。
Iａ族元素から選ばれた少なくとも１種の金属の炭化
物、窒化物又は炭窒化物若しくはこれらの固溶体が、１
５重量％以下の割合で分散することにより、亀裂の進展
抵抗が向上することを確認した。この理由は、ＷＣ粒子
と結合相の濡れ性の低下若しくは窒化物及び炭窒化物と
結合相の濡れ性の悪さが原因と思われる。更に、ＷＣ粒
子の成長も抑えられる結果、合金の強度が向上し、耐ク
レーター摩耗性も向上した。特に、Ｚｒ、Ｔａ、Ｎｂの
少なくとも１つの窒化物又は炭窒化物が有効である。こ
れらの窒化物や炭窒化物の添加量は、０.１重量％未満
では効果が少なく、１５重量％を越えると合金の強度低
下が著しくなるので好ましくない。
【００２３】本発明の超硬合金の結合相中に、Ｖ及び／
又はＣｒの炭化物、窒化物又は炭窒化物からなる硬質相
若しくはＶ及び／又はＣｒを結合相中に含み、それらの
合計を合金の０.１〜３重量％とすることにより、微粒
ＷＣ結晶の溶解及び析出による異常な粒成長を防ぐ効果
があるほか、合金の炭素量が低くコントロールされてい
るため上記ＶやＣｒ又はその化合物が結合相中に固溶し
やすくなり、これらの添加による固溶強化の働きが向上
して特に高速切削時の切削特性が向上する。しかし、こ
れらの含有量が合金全体の０.１重量％未満では粒成長
防止の効果がみられず、３重量％を越えると超硬合金の
強度に悪影響を及ぼすので、０.１〜３重量％の範囲と
することが好ましい。
又はＣｒの炭化物、窒化物又は炭窒化物からなる硬質相
若しくはＶ及び／又はＣｒを結合相中に含み、それらの
合計を合金の０.１〜３重量％とすることにより、微粒
ＷＣ結晶の溶解及び析出による異常な粒成長を防ぐ効果
があるほか、合金の炭素量が低くコントロールされてい
るため上記ＶやＣｒ又はその化合物が結合相中に固溶し
やすくなり、これらの添加による固溶強化の働きが向上
して特に高速切削時の切削特性が向上する。しかし、こ
れらの含有量が合金全体の０.１重量％未満では粒成長
防止の効果がみられず、３重量％を越えると超硬合金の
強度に悪影響を及ぼすので、０.１〜３重量％の範囲と
することが好ましい。
【００２４】又、超硬合金中にＴｉ、Ｎｂ、Ｔａの炭化
物及び／又はそれらの固溶体が含まれることによって、
合金の強度、高温硬度、熱伝導率、及び耐クレーター性
の向上に効果がある。しかし、本発明の超硬合金におい
ては、炭化物を多量に添加するとかえって強度低下を招
くので、これらの炭化物及び固溶体の含有量は合計で５
重量％以下とすべきである。
物及び／又はそれらの固溶体が含まれることによって、
合金の強度、高温硬度、熱伝導率、及び耐クレーター性
の向上に効果がある。しかし、本発明の超硬合金におい
ては、炭化物を多量に添加するとかえって強度低下を招
くので、これらの炭化物及び固溶体の含有量は合計で５
重量％以下とすべきである。
【００２５】更に、本発明の超硬合金の表面に脱β相を
形成させると、従来の脱β相を有する超硬合金に比べ
て、脱β相中に粗粒のＷＣが存在するため一層亀裂が進
展しにくくなり、初期の亀裂発生の抑止効果が大きく、
初期欠損に非常に強い被覆超硬合金を得ることができ
る。そのうえ、合金内部において亀裂の進展抵抗が大き
いので、疲労欠損にも強い被覆超硬合金となる。
形成させると、従来の脱β相を有する超硬合金に比べ
て、脱β相中に粗粒のＷＣが存在するため一層亀裂が進
展しにくくなり、初期の亀裂発生の抑止効果が大きく、
初期欠損に非常に強い被覆超硬合金を得ることができ
る。そのうえ、合金内部において亀裂の進展抵抗が大き
いので、疲労欠損にも強い被覆超硬合金となる。
【００２６】つまり、超硬合金の表面近傍においてＷＣ
を除く第IVａ族、第Vａ族、第VIａ族元素から選ばれた
少なくとも１種の金属の炭化物、窒化物又は炭窒化物若
しくはこれらの固溶体が、合金内部に比べ少ないか又は
存在しない相が合金表面下５〜５０μｍの範囲に存在す
るようにすることで、非常に優れた超硬合金母材を得る
ことができる。ただし、この相の厚さが５μｍより薄い
とその効果は小さく、逆に５０μｍより厚いと耐塑性変
形性の低下が著しくなる。
を除く第IVａ族、第Vａ族、第VIａ族元素から選ばれた
少なくとも１種の金属の炭化物、窒化物又は炭窒化物若
しくはこれらの固溶体が、合金内部に比べ少ないか又は
存在しない相が合金表面下５〜５０μｍの範囲に存在す
るようにすることで、非常に優れた超硬合金母材を得る
ことができる。ただし、この相の厚さが５μｍより薄い
とその効果は小さく、逆に５０μｍより厚いと耐塑性変
形性の低下が著しくなる。
【００２７】更に加えて、本発明の超硬合金は耐熱衝撃
性に優れている。即ち、耐熱衝撃性は下記数１の数式に
よって表される：
性に優れている。即ち、耐熱衝撃性は下記数１の数式に
よって表される：
【数１】△Ｔ＝Ｋ×σｋ／αＥ （△Ｔ：耐熱衝撃性、σ：抗折力、ｋ：熱伝導率、α：
熱膨張係数、Ｅ：ヤング率、Ｋ：定数）
熱膨張係数、Ｅ：ヤング率、Ｋ：定数）
【００２８】この数式において、本発明の超硬合金はＷ
Ｃ微粒子により欠陥寸法が小さくなるため抗折力σが大
きくなり、熱を伝える結合相の平均自由行程が大きいた
め熱伝導率ｋが大きく、しかもヤング率Ｅと熱膨張係数
αは通常の超硬合金と変わらないから、耐熱衝撃性△Ｔ
が優れていることが説明できる。
Ｃ微粒子により欠陥寸法が小さくなるため抗折力σが大
きくなり、熱を伝える結合相の平均自由行程が大きいた
め熱伝導率ｋが大きく、しかもヤング率Ｅと熱膨張係数
αは通常の超硬合金と変わらないから、耐熱衝撃性△Ｔ
が優れていることが説明できる。
【００２９】又、一般に超硬合金にセラミック被膜をコ
ーティングすると抗折力が低下することが知られてい
る。その原因は、コーティング後の冷却時に合金母材と
被覆層との熱膨張係数差により導入される亀裂が、グリ
フィスの亀裂と同様に応力集中源の役割を果すためとさ
れている（鈴木寿著、「超硬合金と焼結硬質材料」、丸
善発行、第２１３頁参照）。このとき、応力集中源とな
る亀裂深さは、（被覆層の厚さ＋母材に侵入した亀裂深
さ）と考えることができる。
ーティングすると抗折力が低下することが知られてい
る。その原因は、コーティング後の冷却時に合金母材と
被覆層との熱膨張係数差により導入される亀裂が、グリ
フィスの亀裂と同様に応力集中源の役割を果すためとさ
れている（鈴木寿著、「超硬合金と焼結硬質材料」、丸
善発行、第２１３頁参照）。このとき、応力集中源とな
る亀裂深さは、（被覆層の厚さ＋母材に侵入した亀裂深
さ）と考えることができる。
【００３０】よって、被覆超硬合金の抗折力は下記数２
の数式で表すことができる：
の数式で表すことができる：
【数２】σm -1＝σ0 -1＋Ｋ（ｄc＋ｄw）1/2 （σm：被覆超硬合金の抗折力、σ0：超硬合金母材の抗
折力、ｄc：被覆層の厚さ、ｄw：超硬合金母材に侵入し
た亀裂深さ、Ｋ：定数）
折力、ｄc：被覆層の厚さ、ｄw：超硬合金母材に侵入し
た亀裂深さ、Ｋ：定数）
【００３１】そして、本発明の超硬合金においては、Ｗ
Ｃ微粒子を有するため超硬合金の抗折力σ0は大きく、
ＷＣ粗粒子により破壊靭性が大きくなるため超硬合金母
材に侵入した亀裂深さｄwは小さくなる。従って、本発
明の超硬合金を母材とする被覆超硬合金は、従来のもの
と比較してセラミック被膜をコーティングした後の抗折
力の低下が少なくなり、初期欠損の防止に効果が高いこ
とが判る。
Ｃ微粒子を有するため超硬合金の抗折力σ0は大きく、
ＷＣ粗粒子により破壊靭性が大きくなるため超硬合金母
材に侵入した亀裂深さｄwは小さくなる。従って、本発
明の超硬合金を母材とする被覆超硬合金は、従来のもの
と比較してセラミック被膜をコーティングした後の抗折
力の低下が少なくなり、初期欠損の防止に効果が高いこ
とが判る。
【００３２】尚、本発明の超硬合金は、原料粉末である
ＷＣ粉末の粒径を、目的とするＷＣ結晶の微粒子群と粗
粒子群の粒度に応じて調整混合し、混合ＷＣ粉末をＣｏ
粉末等と共に焼結することにより製造する。焼結方法と
しては、通常の真空焼結を用いることができることは勿
論であるが、更に熱間静水圧プレス(ＨＩＰ)焼結を用い
たり、シナターＨＩＰ焼結を行えば、得られる超硬合金
の抗折力を３００ｋｇ／ｍｍ2以上にすることができ、
切削性能を更に高めることができる。
ＷＣ粉末の粒径を、目的とするＷＣ結晶の微粒子群と粗
粒子群の粒度に応じて調整混合し、混合ＷＣ粉末をＣｏ
粉末等と共に焼結することにより製造する。焼結方法と
しては、通常の真空焼結を用いることができることは勿
論であるが、更に熱間静水圧プレス(ＨＩＰ)焼結を用い
たり、シナターＨＩＰ焼結を行えば、得られる超硬合金
の抗折力を３００ｋｇ／ｍｍ2以上にすることができ、
切削性能を更に高めることができる。
【００３３】次に、本発明の一般鋼切削用と難削材切削
用の被覆超硬合金について、特に優れた特性を有するも
のを具体的に説明する。母材は上記した本発明の超硬合
金、即ち結合相として４〜１０重量％のＣｏを含み、任
意の断面組織上の面積比率で硬質相のＷＣ結晶の８０％
以上を占める粒度０.１〜１μｍの微粒子Ａと粒度３〜
１０μｍの粗粒子Ｂとの面積比率Ａ／Ｂが０.２２〜０.
４５であり、合金中の炭素量Ｘが−０.５≦(Ｘ−ｂ)／
(ａ−ｂ)≦０.６７（但し、ａは遊離炭素を生じる下限
炭素量及びｂはη相を生じる上限炭素量を表し、Ｘ、ａ
及びｂは重量％である）なる関係を満たす超硬合金であ
ることを要する。
用の被覆超硬合金について、特に優れた特性を有するも
のを具体的に説明する。母材は上記した本発明の超硬合
金、即ち結合相として４〜１０重量％のＣｏを含み、任
意の断面組織上の面積比率で硬質相のＷＣ結晶の８０％
以上を占める粒度０.１〜１μｍの微粒子Ａと粒度３〜
１０μｍの粗粒子Ｂとの面積比率Ａ／Ｂが０.２２〜０.
４５であり、合金中の炭素量Ｘが−０.５≦(Ｘ−ｂ)／
(ａ−ｂ)≦０.６７（但し、ａは遊離炭素を生じる下限
炭素量及びｂはη相を生じる上限炭素量を表し、Ｘ、ａ
及びｂは重量％である）なる関係を満たす超硬合金であ
ることを要する。
【００３４】まず、上記超硬合金母材の表面に、Ｔｉ、
Ｚｒ及び／又はＨｆの炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸
化物又はホウ窒化物の単層又は複層と、Ｔｉ、Ｚｒ又は
Ｈｆの酸化物若しくはＡｌ2Ｏ3の単層又は複層とからな
り、全体の膜厚が５〜１００μｍである被覆層を形成し
た被覆超硬合金は、一般鋼切削用として特に優れた性能
を有する。特に、厚さ２０μｍ以上の被覆層を有する被
覆超硬合金は、耐欠損性が低くなるため従来は実用化さ
れていなかったが、本発明により実用化が可能となり、
鋼の切削において優れた性能を発揮できるようになっ
た。
Ｚｒ及び／又はＨｆの炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸
化物又はホウ窒化物の単層又は複層と、Ｔｉ、Ｚｒ又は
Ｈｆの酸化物若しくはＡｌ2Ｏ3の単層又は複層とからな
り、全体の膜厚が５〜１００μｍである被覆層を形成し
た被覆超硬合金は、一般鋼切削用として特に優れた性能
を有する。特に、厚さ２０μｍ以上の被覆層を有する被
覆超硬合金は、耐欠損性が低くなるため従来は実用化さ
れていなかったが、本発明により実用化が可能となり、
鋼の切削において優れた性能を発揮できるようになっ
た。
【００３５】上記の被覆層は、通常の化学的蒸着法（Ｃ
ＶＤ法）或は物理的蒸着法（ＰＶＤ法）を用いて形成で
きる。尚、被覆層全体の膜厚が５μｍ未満では耐摩耗性
の向上が小さく、１００μｍを越えると耐欠損性が低下
するため、全体の膜厚を５〜１００μｍとすることが好
ましい。
ＶＤ法）或は物理的蒸着法（ＰＶＤ法）を用いて形成で
きる。尚、被覆層全体の膜厚が５μｍ未満では耐摩耗性
の向上が小さく、１００μｍを越えると耐欠損性が低下
するため、全体の膜厚を５〜１００μｍとすることが好
ましい。
【００３６】又、上記超硬合金母材の表面に、Ｔｉの炭
化物、窒化物又は炭窒化物、若しくはＴｉとＡｌの合金
の炭化物、窒化物又は炭窒化物の単層又は複層からな
り、全体の膜厚が０.２〜１０μｍである被覆層を形成
した被覆超硬合金は、難削材の切削に適している。被覆
層全体の膜厚が０.２μｍ未満では被覆による効果がな
く、１０μｍを越えると強度が低下しやすくなるため、
０.２〜１０μｍの膜厚とすることが好ましい。
化物、窒化物又は炭窒化物、若しくはＴｉとＡｌの合金
の炭化物、窒化物又は炭窒化物の単層又は複層からな
り、全体の膜厚が０.２〜１０μｍである被覆層を形成
した被覆超硬合金は、難削材の切削に適している。被覆
層全体の膜厚が０.２μｍ未満では被覆による効果がな
く、１０μｍを越えると強度が低下しやすくなるため、
０.２〜１０μｍの膜厚とすることが好ましい。
【００３７】この被覆層も、通常のＰＶＤ法やＣＶＤ法
を用いて形成することができる。なかでもＰＶＤ法によ
り形成した被覆層は、圧縮残留応力を有するため亀裂が
入りにくく、被覆後も母材である超硬合金の優れた強度
と靭性を保持することができる。従って、被覆層をＰＶ
Ｄ法で形成した被覆超硬合金は、難削材の切削において
もチッピングが発生しにくく、被覆層による耐溶着性と
相まって難削材切削における大幅な工具寿命の延長を図
ることができる。
を用いて形成することができる。なかでもＰＶＤ法によ
り形成した被覆層は、圧縮残留応力を有するため亀裂が
入りにくく、被覆後も母材である超硬合金の優れた強度
と靭性を保持することができる。従って、被覆層をＰＶ
Ｄ法で形成した被覆超硬合金は、難削材の切削において
もチッピングが発生しにくく、被覆層による耐溶着性と
相まって難削材切削における大幅な工具寿命の延長を図
ることができる。
【００３８】尚、本発明において、超硬合金のＷＣ結晶
の微粒子と粗粒子の含有比率は合金の任意の断面におけ
る鏡面研磨組織上の面積比率で定義したが、面積比率を
測定する方法は次に述べる方法により行った。まず、合
金の任意の断面を鏡面研磨し、光学顕微鏡又は走査型電
子顕微鏡にて１５００倍で５視野写真撮影し、その写真
を用いて微粒子と粗粒子のグループ分けを行う。グルー
プ分けの基準となる粒度は、多角形のＷＣ粒子の場合は
対角線の最大長さ、三角形の場合は最大辺の長さとし
た。このようにグループ分けした組織写真を画像処理装
置にかけ、微粒子と粗粒子の面積比率を求めた。
の微粒子と粗粒子の含有比率は合金の任意の断面におけ
る鏡面研磨組織上の面積比率で定義したが、面積比率を
測定する方法は次に述べる方法により行った。まず、合
金の任意の断面を鏡面研磨し、光学顕微鏡又は走査型電
子顕微鏡にて１５００倍で５視野写真撮影し、その写真
を用いて微粒子と粗粒子のグループ分けを行う。グルー
プ分けの基準となる粒度は、多角形のＷＣ粒子の場合は
対角線の最大長さ、三角形の場合は最大辺の長さとし
た。このようにグループ分けした組織写真を画像処理装
置にかけ、微粒子と粗粒子の面積比率を求めた。
【００３９】又、合金を形成するＷＣ粒子が球形と仮定
すると、微粒子の粒径をｒA及び粗粒子の粒径をｒBとし
たとき、両者の面積比Ｓは(ｒA／ｒB)2及び体積比Ｖは
(ｒA／ｒB)3で表され、両者の密度は同一であるから体
積比Ｖは重量比と等しい。従って、Ｖ＝Ｓ3/2の関係が
成立し、面積比で０.２２は重量比で０.１に相当し、面
積比で０.４５は重量比では０.３に相当することにな
る。
すると、微粒子の粒径をｒA及び粗粒子の粒径をｒBとし
たとき、両者の面積比Ｓは(ｒA／ｒB)2及び体積比Ｖは
(ｒA／ｒB)3で表され、両者の密度は同一であるから体
積比Ｖは重量比と等しい。従って、Ｖ＝Ｓ3/2の関係が
成立し、面積比で０.２２は重量比で０.１に相当し、面
積比で０.４５は重量比では０.３に相当することにな
る。
【００４０】
【実施例】実施例１ 市販の平均粒径０.５μｍの微粒ＷＣ粉末と平均粒径５
μｍの粗粒ＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、Ｃｒ3Ｃ2粉末及びＶＣ
粉末を準備し、これらの原料粉末をボールミルで２４時
間湿式混合し、乾燥した後、１.５ｋｇ／ｃｍ2の圧力で
プレス成形した。次いで、圧粉体を真空中にて１４５０
℃で焼結し、その後更に１０００ｋｇ／ｃｍ2の圧力で
ＨＩＰ処理した。
μｍの粗粒ＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、Ｃｒ3Ｃ2粉末及びＶＣ
粉末を準備し、これらの原料粉末をボールミルで２４時
間湿式混合し、乾燥した後、１.５ｋｇ／ｃｍ2の圧力で
プレス成形した。次いで、圧粉体を真空中にて１４５０
℃で焼結し、その後更に１０００ｋｇ／ｃｍ2の圧力で
ＨＩＰ処理した。
【００４１】使用するＷＣ粉末の粗粒と微粒の割合を調
整し、上記の方法に従って、硬質相であるＷＣ結晶の粒
度分布が異なる超硬合金を作製した。表１に、各超硬合
金におけるＷＣ結晶の粒度０.１〜１μｍの微粒子Ａと
粒度３〜１０μｍの粗粒子Ｂの面積比率、Ａ＋Ｂの合金
中の重量割合、Ｃｏ、Ｃｒ及びＶの合金全体に対する重
量割合、並びに合金炭素量Ｘと各合金組成における遊離
炭素を生じる下限炭素量ａ及びη相を生じる上限炭素量
ｂとの関係(Ｘ−ａ)／(ａ−ｂ)を示した。尚、試料１０
ではＶは一部炭化物の形で合金中に存在し、試料１３で
はＣｒは一部炭化物の形で合金中に存在した。
整し、上記の方法に従って、硬質相であるＷＣ結晶の粒
度分布が異なる超硬合金を作製した。表１に、各超硬合
金におけるＷＣ結晶の粒度０.１〜１μｍの微粒子Ａと
粒度３〜１０μｍの粗粒子Ｂの面積比率、Ａ＋Ｂの合金
中の重量割合、Ｃｏ、Ｃｒ及びＶの合金全体に対する重
量割合、並びに合金炭素量Ｘと各合金組成における遊離
炭素を生じる下限炭素量ａ及びη相を生じる上限炭素量
ｂとの関係(Ｘ−ａ)／(ａ−ｂ)を示した。尚、試料１０
ではＶは一部炭化物の形で合金中に存在し、試料１３で
はＣｒは一部炭化物の形で合金中に存在した。
【００４２】
【表１】 （注）表中の＊を付した試料は比較例である（以下同
じ）。
じ）。
【００４３】得られた各超硬合金を母材として、その表
面に通常のＣＶＤ法により下記表２に示す被覆層を形成
した。
面に通常のＣＶＤ法により下記表２に示す被覆層を形成
した。
【００４４】
【表２】被覆層 第１層 第２層 第３層 第４層 第５層 Ａ＊ TiC(50) Al2O3(60) − − − Ｂ＊ TiCN(1) ZrO2(3) − − − Ｃ＊ TiCN(5) TiC(5) TiN(5) − − Ｄ TiC(5) TiBN(0.5) Al2O3(5) TiN(0.5) − Ｅ TiCN(10) Al2O3(20) ZrO2(5) − − Ｆ TiCN(20) TiCO(2) Al2O3(40) HfO2(10) TiN(1) Ｇ TiN(1) ZrN(2) TiCN(10) HfC(20) Al2O3(20) Ｈ TiN(1) ZrN(5) TiCN(5) HfCN(5) HfO2(5) Ｉ TiN(1) (TiHf)CN(3) TiBN(0.5) Al2O3(0.5) − Ｊ TiN(1) (TiZr)CN(10) Al2O3(60) (TiHf)CN(25) TiN(4) （注）各層の物質名の後の括弧に膜厚（単位μｍ）を示
した（以下同じ）。
した（以下同じ）。
【００４５】得られた各被覆超硬合金試料からなる型番
ＳＮＭＧ１２０４１２形状の切削工具を用いて、ＳＣＭ
４１５（ＨB１８０）を被削材として下記２種の切削条
件下にて湿式で切削試験を行った。各試験において、逃
げ面摩耗量が０.２ｍｍに達するか又は欠損が発生する
までの時間を切削可能時間として、切削条件１の結果を
表３に、及び切削条件２の結果を表４にそれぞれ示し
た。
ＳＮＭＧ１２０４１２形状の切削工具を用いて、ＳＣＭ
４１５（ＨB１８０）を被削材として下記２種の切削条
件下にて湿式で切削試験を行った。各試験において、逃
げ面摩耗量が０.２ｍｍに達するか又は欠損が発生する
までの時間を切削可能時間として、切削条件１の結果を
表３に、及び切削条件２の結果を表４にそれぞれ示し
た。
【００４６】切削条件１ 切削速度 ： ６００ｍ／ｍｉｎ. 送 り 量 ： ０.５ｍｍ／ｒｅｖ. 切り込み ： １.５ｍｍ 湿式切削（３秒の繰り返し旋削）
【００４７】切削条件２ 切削速度 ： ３００ｍ／ｍｉｎ. 送 り 量 ： ０.４ｍｍ／ｒｅｖ. 切り込み ： １.５ｍｍ 湿式切削（４本Ｖ溝材の断続旋削）
【００４８】
【表３】（切削条件１での切削可能時間(min)）試 料 被 覆 層 (母材) Ａ＊ Ｂ＊ Ｃ＊ Ｄ Ｅ Ｆ Ｇ Ｈ Ｉ Ｊ 1＊ 4.0 1.0 1.5 3.6 3.1 2.2 1.3 1.5 3.5 0.3 2＊ 3.0 1.5 2.0 3.9 4.0 1.0 0.7 0.3 4.0 0.5 3＊ 3.5 2.3 2.5 4.0 4.8 1.0 0.3 0.5 4.0 0.5 4＊ 2.8 2.1 2.0 4.1 4.6 1.1 0.1 0.2 4.3 0.1 5＊ 3.8 3.5 3.3 4.2 4.2 4.3 4.8 4.1 5.3 4.5 6 4.3 2.1 1.2 5.9 8.9 6.5 9.7 7.8 6.0 9.0 7 4.5 2.1 1.8 6.0 9.0 7.0 10.5 6.5 7.0 9.8 8 5.0 2.0 2.0 5.8 8.5 6.8 10.2 8.0 6.5 8.0 9 4.6 1.9 1.8 6.4 10.0 9.0 15.0 7.9 6.4 10.0 10 4.9 2.0 1.9 6.8 10.5 10.0 18.0 9.0 6.5 10.5 11 4.5 2.0 2.0 6.0 9.4 14.0 20.0 7.0 6.0 13.0 12 5.2 2.4 2.2 7.5 11.5 18.0 20.0 11.0 7.0 12.0 13 5.3 2.2 2.4 7.0 11.2 16.0 20.0 8.0 6.8 14.0
【００４９】
【表４】（切削条件２での切削可能時間(min)）試 料 被 覆 層 (母材) Ａ＊ Ｂ＊ Ｃ＊ Ｄ Ｅ Ｆ Ｇ Ｈ Ｉ Ｊ 1＊ 0.1 0.2 0.2 2.4 1.9 0.7 0.4 0.8 1.9 0.2 2＊ 0.2 0.3 0.3 1.0 1.0 0.3 0.2 0.6 1.1 0.4 3＊ 0.1 0.2 0.2 1.5 1.2 0.4 0.6 1.0 1.3 0.3 4＊ 0.1 0.2 0.2 1.6 1.3 0.5 1.2 1.1 1.1 0.5 5＊ 0.2 0.3 0.3 1.6 1.2 0.4 0.3 0.8 0.9 0.6 6 0.8 1.5 0.9 6.2 4.5 3.2 3.9 5.4 7.0 4.0 7 0.9 1.9 1.9 8.0 6.0 5.0 4.0 4.8 8.5 4.5 8 1.0 1.8 1.8 7.5 6.0 5.4 4.6 5.0 7.0 5.1 9 0.8 1.6 1.5 8.0 6.3 6.0 5.0 5.5 7.7 5.3 10 1.0 1.5 1.5 7.8 7.5 7.0 5.8 6.0 8.0 6.1 11 1.2 1.8 1.4 9.8 8.0 8.5 8.0 8.0 10.5 9.5 12 0.7 1.6 1.5 7.0 7.0 7.1 7.0 7.0 8.0 7.1 13 0.9 1.2 1.5 8.5 7.8 7.9 7.0 6.5 7.8 6.6
【００５０】上記表３及び表４の結果から、ＷＣ結晶の
微粒子Ａと粗粒子Ｂの面積比率Ａ／Ｂが本発明の範囲内
にある超硬合金母材の表面に酸化物を含む被覆層を形成
した本発明試料からなる切削工具は、一般鋼を切削した
時の耐摩耗性及び耐欠損性が共に優れ、切削性能が向上
していることが判る。
微粒子Ａと粗粒子Ｂの面積比率Ａ／Ｂが本発明の範囲内
にある超硬合金母材の表面に酸化物を含む被覆層を形成
した本発明試料からなる切削工具は、一般鋼を切削した
時の耐摩耗性及び耐欠損性が共に優れ、切削性能が向上
していることが判る。
【００５１】実施例２ 実施例１と同じ粗粒ＷＣ粉末と微粒ＷＣ粉末、Ｃｏ粉
末、Ｃｒ3Ｃ2粉末、ＶＣ粉末、並びにＴｉＣ粉末、Ｔａ
Ｃ粉末及びＮｂＣ粉末を準備し、各粉末の割合を変えた
以外は実施例１と同様にして超硬合金を製造した。表５
に、各超硬合金におけるＷＣ結晶の粒度０.１〜１μｍ
の微粒子Ａと粒度３〜１０μｍの粗粒子Ｂの面積比率、
Ａ＋Ｂの合金中の重量割合、Ｃｏ、Ｃｒ及びＶの合金全
体に対する重量割合、複炭化物の重量割合、合金炭素量
Ｘと各合金組成における遊離炭素を生じる下限炭素量ａ
及びη相を生じる上限炭素量ｂとの関係(Ｘ−ａ)／(ａ
−ｂ)を示した。
末、Ｃｒ3Ｃ2粉末、ＶＣ粉末、並びにＴｉＣ粉末、Ｔａ
Ｃ粉末及びＮｂＣ粉末を準備し、各粉末の割合を変えた
以外は実施例１と同様にして超硬合金を製造した。表５
に、各超硬合金におけるＷＣ結晶の粒度０.１〜１μｍ
の微粒子Ａと粒度３〜１０μｍの粗粒子Ｂの面積比率、
Ａ＋Ｂの合金中の重量割合、Ｃｏ、Ｃｒ及びＶの合金全
体に対する重量割合、複炭化物の重量割合、合金炭素量
Ｘと各合金組成における遊離炭素を生じる下限炭素量ａ
及びη相を生じる上限炭素量ｂとの関係(Ｘ−ａ)／(ａ
−ｂ)を示した。
【００５２】尚、２種以上の複炭化物を含む試料１４〜
１７では、これらは相互の固溶体の炭化物として合金中
に存在し、又いずれの試料においても複炭化物中には多
少のＷが固溶していた。又、試料１６及び２０ではＶは
一部炭化物の形で合金中に存在し、試料１７ではＣｒは
一部炭化物の形で合金中に存在した。
１７では、これらは相互の固溶体の炭化物として合金中
に存在し、又いずれの試料においても複炭化物中には多
少のＷが固溶していた。又、試料１６及び２０ではＶは
一部炭化物の形で合金中に存在し、試料１７ではＣｒは
一部炭化物の形で合金中に存在した。
【００５３】
【表５】 Ａ／Ｂ Ａ＋Ｂ Co Cr V TiC TaC NbC (X−a)/試料 面積比 (wt%) (wt%) (wt%) (wt%) (wt%) (wt%) (wt%) (a−b) 14＊ 0.40 89 10 − − 2 2 2 0.5 15＊ 0.34 88 10 3 − 9 2 1 0.6 16＊ 0.45 88 8 − 3 7 2 − 0.4 17 0.34 80 10 2 1 2 1.5 1.5 0.33 18 0.22 89 8 − − 5 − − 0.4 19 0.45 88 4 0.1 − − 5 − 0.5 20 0.34 90 8 − 3 − − 5 0.45
【００５４】得られた各超硬合金を母材として、その表
面に通常のＣＶＤ法により前記表２のＡ、Ｂ、及びＥ〜
Ｊの各被覆層をそれぞれ形成した。得られた各被覆超硬
合金からなる型番ＳＮＭＧ１２０４１２形状の切削工具
を用いて、ＳＣＭ４１５（ＨB１８０）を被削材として
実施例１と同様の切削条件１及び切削条件２による切削
試験を行い、切削可能時間を評価した結果を表６及び表
７に示した。
面に通常のＣＶＤ法により前記表２のＡ、Ｂ、及びＥ〜
Ｊの各被覆層をそれぞれ形成した。得られた各被覆超硬
合金からなる型番ＳＮＭＧ１２０４１２形状の切削工具
を用いて、ＳＣＭ４１５（ＨB１８０）を被削材として
実施例１と同様の切削条件１及び切削条件２による切削
試験を行い、切削可能時間を評価した結果を表６及び表
７に示した。
【００５５】
【表６】（切削条件１での切削可能時間(min)）試 料 被 覆 層 (母材) Ａ＊ Ｂ＊ Ｅ Ｆ Ｇ Ｈ Ｉ Ｊ 14＊ 3.0 2.0 2.8 3.0 4.5 3.0 2.5 4.3 15＊ 3.5 3.0 3.3 3.8 4.8 4.5 3.2 4.2 16＊ 4.0 3.8 4.0 4.2 5.0 4.3 4.0 3.0 17 4.2 4.0 7.0 5.5 6.0 5.9 6.5 8.0 18 4.5 4.2 10.0 9.0 7.0 6.2 7.0 14.0 19 4.0 3.6 16.0 13.0 18.0 5.6 5.9 20.0 20 3.8 3.5 13.5 14.2 12.0 6.4 8.0 9.0
【００５６】
【表７】（切削条件２での切削可能時間(min)）試 料 被 覆 層 (母材) Ａ＊ Ｂ＊ Ｅ Ｆ Ｇ Ｈ Ｉ Ｊ 14＊ 0.1 1.0 1.4 1.5 2.4 2.4 4.0 2.3 15＊ 0.1 1.4 1.6 1.8 3.0 2.4 3.5 1.3 16＊ 0.1 0.8 1.2 1.2 1.8 1.7 4.8 0.9 17 0.8 1.8 5.0 8.0 7.5 6.9 10.2 8.0 18 0.9 2.0 5.2 6.1 6.0 6.8 8.0 7.5 19 0.8 2.4 4.9 4.8 5.3 7.5 15.0 10.2 20 1.0 2.0 6.1 6.0 5.4 7.5 9.0 10.5
【００５７】実施例３ 実施例１と同じ粗粒ＷＣ粉末と微粒ＷＣ粉末、及びＣｏ
粉末、Ｎｉ粉末、Ｆｅ粉末、Ｃｒ3Ｃ2粉末、ＶＣ粉末、
並びにＴｉＣ粉末、ＴａＣ粉末及びＮｂＣ粉末を準備
し、各粉末の割合を変えた以外は実施例１と同様にして
超硬合金を製造した。表８に、各超硬合金におけるＷＣ
結晶の粒度０.１〜１μｍの微粒子Ａと粒度３〜１０μ
ｍの粗粒子Ｂの面積比率、合金組成、並びに合金炭素量
Ｘと各合金組成における遊離炭素を生じる下限炭素量ａ
及びη相を生じる上限炭素量ｂとの関係(Ｘ−ａ)／(ａ
−ｂ)を示した。
粉末、Ｎｉ粉末、Ｆｅ粉末、Ｃｒ3Ｃ2粉末、ＶＣ粉末、
並びにＴｉＣ粉末、ＴａＣ粉末及びＮｂＣ粉末を準備
し、各粉末の割合を変えた以外は実施例１と同様にして
超硬合金を製造した。表８に、各超硬合金におけるＷＣ
結晶の粒度０.１〜１μｍの微粒子Ａと粒度３〜１０μ
ｍの粗粒子Ｂの面積比率、合金組成、並びに合金炭素量
Ｘと各合金組成における遊離炭素を生じる下限炭素量ａ
及びη相を生じる上限炭素量ｂとの関係(Ｘ−ａ)／(ａ
−ｂ)を示した。
【００５８】尚、２種以上の複炭化物を含む試料２３、
２９、３０、３３では、これらは相互の固溶体の炭化物
として合金中に存在し、又２４、２９〜３８のいずれの
試料においても複炭化物中には多少のＷが固溶してい
た。又、試料３２ではＶは一部炭化物の形で合金中に存
在し、試料３４〜３７ではＣｒは一部炭化物の形で合金
中に存在していた。
２９、３０、３３では、これらは相互の固溶体の炭化物
として合金中に存在し、又２４、２９〜３８のいずれの
試料においても複炭化物中には多少のＷが固溶してい
た。又、試料３２ではＶは一部炭化物の形で合金中に存
在し、試料３４〜３７ではＣｒは一部炭化物の形で合金
中に存在していた。
【００５９】
【表８】 Ａ／Ｂ Ａ+Ｂ Co Ni Fe Cr V TiC TaC NbC (X−a)/試料 面積比 (wt%) (wt%)(wt%)(wt%)(wt%)(wt%) (wt%)(wt%)(wt%) (a−b) 21＊ 0.14 95 6 0.1 − − − − − − 0.33 22＊ 1.0 88 6.5 − 10 3 − − − − 0.33 23＊ 0.45 70 6.5 10 − − 3 3 2 − 0.33 24＊ 0.40 92 6 − 0.1 3 − − 5 − 0.90 25 0.34 79 4 0.1 − − − − − − 0.15 26 0.22 88 10 10 − 3 − − − − 0.33 27 0.45 87 10 − 0.1 − 3 − − − 0.33 28 0.34 90 4 − 10 0.1 − − − − 0.33 29 0.33 80 6 2 2 − − 3 1 − 0.33 30 0.45 80 10 2 − − 0.1 2 2 1 0.33 31 0.22 81 4 − 10 − 0.1 5 − − 0.33 32 0.45 87 7 0.1 − − 3 − − 5 0.33 33 0.39 87 2 10 − 0.1 − − 4 1 0.33 34 0.40 87 6 − 0.1 3 − − 5 − 0.67 35 0.40 87 6 − 0.1 3 − − 5 − 0.33 36 0.40 87 6 − 0.1 3 − − 5 − 0 37 0.40 87 6 − 0.1 3 − − 5 − −0.5
【００６０】得られた各超硬合金を母材として、その表
面に通常のＣＶＤ法により前記表２のＡ、Ｂ、及びＥ〜
Ｊの各被覆層をそれぞれ形成した。得られた各被覆超硬
合金からなる型番ＳＮＭＧ１２０４１２形状の切削工具
を用いて、ＳＣＭ４１５（ＨB１８０）を被削材として
実施例１と同様の切削条件１及び切削条件２による切削
試験を行い、切削可能時間を評価した結果を表９及び表
１０に示した。
面に通常のＣＶＤ法により前記表２のＡ、Ｂ、及びＥ〜
Ｊの各被覆層をそれぞれ形成した。得られた各被覆超硬
合金からなる型番ＳＮＭＧ１２０４１２形状の切削工具
を用いて、ＳＣＭ４１５（ＨB１８０）を被削材として
実施例１と同様の切削条件１及び切削条件２による切削
試験を行い、切削可能時間を評価した結果を表９及び表
１０に示した。
【００６１】
【表９】（切削条件１での切削可能時間(min)）試 料 被 覆 層 (母材) Ａ＊ Ｂ＊ Ｅ Ｆ Ｇ Ｈ Ｉ Ｊ 21＊ 4.1 0.9 2.8 2.2 1.5 1.5 3.0 0.4 22＊ 1.5 0.8 2.1 0.5 0.2 0.1 1.5 0.2 23＊ 2.0 1.6 2.0 2.5 4.0 3.0 2.5 2.3 24＊ 5.0 2.3 5.7 4.5 5.1 6.5 4.5 5.6 25 6.0 3.2 10.0 12.0 16.0 11.0 10.1 19.0 26 4.0 1.9 8.5 10.3 14.5 10.9 8.9 18.3 27 4.1 2.3 8.8 9.5 11.3 8.1 7.6 12.9 28 5.0 2.5 10.2 14.0 16.2 8.5 8.0 21.0 29 7.0 3.5 15.0 20.3 21.1 10.6 9.5 24.3 30 5.0 2.7 12.0 13.5 15.1 11.0 10.0 30.1 31 4.4 3.0 10.1 14.0 16.0 10.3 7.7 32.1 32 5.0 2.5 13.0 15.3 18.1 11.2 8.5 33.0 33 4.0 1.0 10.5 14.2 16.0 12.0 11.0 31.5 34 6.0 3.3 13.0 17.9 19.9 12.0 10.5 30.9 35 6.5 3.4 14.0 19.0 20.5 13.0 10.3 40.5 36 6.7 3.6 15.0 19.5 21.0 13.2 12.1 40.6 37 6.7 3.6 16.0 19.3 21.3 13.4 11.1 40.7
【００６２】
【表１０】（切削条件２での切削可能時間(min)）試 料 被 覆 層 (母材) Ａ＊ Ｂ＊ Ｅ Ｆ Ｇ Ｈ Ｉ Ｊ 21＊ 0.1 0.2 1.9 1.0 0.6 1.2 2.1 0.6 22＊ 0.5 0.5 1.8 1.0 0.6 1.0 2.0 1.2 23＊ 0.5 1.0 2.0 2.1 2.8 3.0 3.9 1.2 24＊ 0.8 1.3 3.2 3.5 3.1 4.2 5.1 4.2 25 0.1 1.8 7.0 7.0 6.8 9.0 15.8 13.0 26 0.3 1.4 8.5 8.3 7.9 9.9 18.0 12.9 27 0.2 1.3 8.3 8.0 7.0 10.3 19.0 17.5 28 0.1 1.5 9.5 9.0 8.5 14.0 22.0 20.3 29 0.2 1.3 10.5 10.0 9.5 12.0 25.0 22.5 30 0.3 1.0 13.0 11.5 10.5 19.0 33.0 31.0 31 0.1 1.2 9.4 9.0 8.8 11.0 20.5 18.9 32 0.1 1.0 12.0 11.0 10.3 15.0 30.0 19.8 33 0.2 0.5 10.3 9.8 9.5 13.0 24.0 22.0 34 0.5 1.1 14.0 13.5 12.9 14.9 25.3 21.0 35 0.7 1.3 16.0 15.0 14.3 15.3 28.0 20.3 36 0.9 1.6 18.0 17.0 17.0 16.8 30.1 19.0 37 1.0 1.7 21.0 20.0 18.9 19.0 32.1 28.0
【００６３】実施例４ 実施例１と同じ粗粒ＷＣ粉末と微粒ＷＣ粉末、及びＣｏ
粉末、Ｎｉ粉末、Ｆｅ粉末、Ｃｒ3Ｃ2粉末、ＶＣ粉末、
並びにＴｉＣ粉末、ＺｒＣＮ粉末、ＨｆＣＮ粉末、Ｔａ
ＣＮ粉末、ＮｂＣＮ粉末、ＴｉＮ粉末、ＺｒＮ粉末、Ｈ
ｆＮ粉末、ＴａＮ粉末及びＮｂＮ粉末を準備し、各粉末
の割合を変えた以外は実施例１と同様にして超硬合金を
製造した。
粉末、Ｎｉ粉末、Ｆｅ粉末、Ｃｒ3Ｃ2粉末、ＶＣ粉末、
並びにＴｉＣ粉末、ＺｒＣＮ粉末、ＨｆＣＮ粉末、Ｔａ
ＣＮ粉末、ＮｂＣＮ粉末、ＴｉＮ粉末、ＺｒＮ粉末、Ｈ
ｆＮ粉末、ＴａＮ粉末及びＮｂＮ粉末を準備し、各粉末
の割合を変えた以外は実施例１と同様にして超硬合金を
製造した。
【００６４】表１１及び表１２に、各超硬合金における
ＷＣ結晶の粒度０.１〜１μｍの微粒子Ａと粒度３〜１
０μｍの粗粒子Ｂの面積比率、合金組成、並びに合金炭
素量Ｘと各合金組成における遊離炭素を生じる下限炭素
量ａ及びη相を生じる上限炭素量ｂとの関係(Ｘ−ａ)／
(ａ−ｂ)を示した。又、各超硬合金の表面付近で、ＷＣ
を除く周期律表の４Ａ族、５Ａ族及び６Ａ族金属の炭窒
化物が合金内部に比べて減少又は消失した領域の厚さＣ
（μｍ）を表１１及び表１２に示した。
ＷＣ結晶の粒度０.１〜１μｍの微粒子Ａと粒度３〜１
０μｍの粗粒子Ｂの面積比率、合金組成、並びに合金炭
素量Ｘと各合金組成における遊離炭素を生じる下限炭素
量ａ及びη相を生じる上限炭素量ｂとの関係(Ｘ−ａ)／
(ａ−ｂ)を示した。又、各超硬合金の表面付近で、ＷＣ
を除く周期律表の４Ａ族、５Ａ族及び６Ａ族金属の炭窒
化物が合金内部に比べて減少又は消失した領域の厚さＣ
（μｍ）を表１１及び表１２に示した。
【００６５】尚、２種以上の複炭化物を含む試料３８〜
４６では、これらは相互の固溶体の炭化物として合金中
に存在し、又いずれの試料においても複炭化物中には多
少のＷが固溶していた。又、試料４４ではＶは一部炭化
物の形で合金中に存在し、試料４１ではＣｒは一部炭化
物の形で合金中に存在していた。
４６では、これらは相互の固溶体の炭化物として合金中
に存在し、又いずれの試料においても複炭化物中には多
少のＷが固溶していた。又、試料４４ではＶは一部炭化
物の形で合金中に存在し、試料４１ではＣｒは一部炭化
物の形で合金中に存在していた。
【００６６】
【表１１】 Ａ／Ｂ Ａ＋Ｂ Ｃｏ Ｎｉ Ｆｅ Ｃｒ Ｖ Ｃ (X−a)/試料 面積比 (wt％) (wt％) (wt％) (wt％) (wt％) (wt％) (μｍ) (a−b) 38＊ − 75 7 2 − − − 10 0.5 39 0.48 80 7 2 0.5 − − 0 0.5 40 0.48 80 7 2 − − − 5 0 41 0.48 80 7 2 − 3 − 50 0.67 42 0.40 80 10 − 0.2 − − 50 0 43 0.40 80 10 − − 0.5 − 5 0.5 44 0.40 80 10 − − − 3 0 −0.5 45 0.40 80 10 2 − − − 25 0.3 46 0.40 80 8 2 − − − 5 0.67 47 0.40 80 8 2 − − − 20 0.67
【００６７】
【表１２】 TiCN HfCN TiN HfN ZrCN TaCN NbCN ZrN TaN NbN試料 (wt%) (wt%) (wt%) (wt%) (wt%) (wt%) (wt%) (wt%) (wt%) (wt%) 38＊ 12.0 3.0 − − − − − − − − 39 10.0 5.0 − − − − − − − − 40 12.0 − − 3.0 − − − − − − 41 − − 12.0 3.0 − − − − − − 42 − − − − 3.0 5.0 2.0 2.0 − − 43 − − − − 5.0 10.0 − − − − 44 1.5 − − − − − − − 9.0 4.5 45 − − − − − − − 4.0 6.0 − 46 1.0 − − − 4.0 − − − − − 47 − − − − − − − 4.0 − −
【００６８】上記表１１及び表１２に示す各超硬合金を
母材として、その表面に通常のＣＶＤ法により実施例１
の表２に示す被覆層Ａ、Ｂ及びＥ〜Ｊをそれぞれ形成し
た。得られた各被覆超硬合金からなる型番ＳＮＭＧ１２
０４１２形状の切削工具を用いて、ＳＣＭ４１５（ＨB
１８０）を被削材として下記２種類の切削条件による性
能評価を行った。各試験において、逃げ面摩耗量が０.
２ｍｍに達するか又は欠損が生じるまでの時間を切削可
能時間として表１３及び表１４に示した。
母材として、その表面に通常のＣＶＤ法により実施例１
の表２に示す被覆層Ａ、Ｂ及びＥ〜Ｊをそれぞれ形成し
た。得られた各被覆超硬合金からなる型番ＳＮＭＧ１２
０４１２形状の切削工具を用いて、ＳＣＭ４１５（ＨB
１８０）を被削材として下記２種類の切削条件による性
能評価を行った。各試験において、逃げ面摩耗量が０.
２ｍｍに達するか又は欠損が生じるまでの時間を切削可
能時間として表１３及び表１４に示した。
【００６９】切削条件３ 切削速度 ： ３５０ｍ／ｍｉｎ. 送 り 量 ： ０.８ｍｍ／ｒｅｖ. 切り込み ： １.５ｍｍ 湿式切削（３秒の繰り返し旋削）
【００７０】切削条件４ 切削速度 ： ３５０ｍ／ｍｉｎ. 送 り 量 ： ０.３５ｍｍ／ｒｅｖ. 切り込み ： １.５ｍｍ 湿式切削（４本Ｖ溝材の断続旋削）
【００７１】
【表１３】（切削条件３での切削可能時間(min)）試 料 被 覆 層 (母材) Ａ＊ Ｂ＊ Ｅ Ｆ Ｇ Ｈ Ｉ Ｊ 38＊ 1.0 1.3 1.1 2.1 2.5 0.9 2.9 3.1 39 4.5 3.8 14.0 16.0 15.6 13.5 12.1 15.9 40 3.8 2.9 12.0 14.3 14.7 12.3 10.5 16.8 41 2.9 3.0 11.5 13.2 13.9 12.2 10.2 12.9 42 6.0 4.8 16.0 16.6 16.9 15.5 14.9 20.9 43 6.8 5.5 18.3 17.7 16.9 16.8 16.9 22.8 44 7.9 7.0 25.0 22.9 22.3 22.0 17.3 29.5 45 8.5 7.1 21.0 20.1 19.9 18.8 16.2 24.5 46 8.3 7.5 25.0 22.3 28.0 24.1 22.0 23.9 47 9.5 8.2 23.3 24.6 26.2 22.9 19.1 22.9
【００７２】
【表１４】（切削条件４での切削可能時間(min)）試 料 被 覆 層 (母材) Ａ＊ Ｂ＊ Ｅ Ｆ Ｇ Ｈ Ｉ Ｊ 38＊ 0.1 0.5 0.2 0.1 0.1 0.1 0.4 0.1 39 2.5 3.0 8.5 9.0 11.0 19.0 22.0 20.5 40 2.9 5.0 11.0 10.9 12.3 20.3 23.4 23.3 41 3.8 6.8 13.9 12.9 13.5 22.9 26.0 24.1 42 7.5 9.5 20.9 21.9 29.0 39.0 39.9 38.5 43 5.5 8.5 19.9 18.6 22.6 37.5 38.4 40.2 44 4.5 7.9 15.8 14.4 19.3 22.5 24.5 28.0 45 5.9 9.0 25.0 24.3 30.0 45.5 51.3 50.3 46 5.5 6.2 26.5 26.3 32.5 42.5 50.0 51.3 47 8.9 8.9 29.9 28.8 38.8 49.9 59.9 60.3
【００７３】表１３及び表１４の結果から、本発明の被
覆超硬合金からなる切削工具は一般鋼を切削した場合の
耐摩耗性及び耐欠損性に優れ、切削性能が向上している
ことが判る。又、本発明の試料の中でも、Ｚｒ、Ｔａ、
Ｎｂの窒化物、炭窒化物を含む試料４２〜４７は特に切
削性能に優れていることが判る。尚、合金表面付近に複
炭化物量が減少し或は消失した層を有する試料は、これ
らを有さない試料４４よりも耐欠損性に優れる傾向にあ
るが、試料４４でも従来品の試料３８に比べると耐欠損
性及び耐摩耗性のバランスは十分向上していることが判
る。表１１及び表１２に示した合金でも被覆層を形成し
ない場合は、切削条件３及び４のいずれにおいても切削
開始後１秒以内に欠損を生じ、全く使用できなかった。
覆超硬合金からなる切削工具は一般鋼を切削した場合の
耐摩耗性及び耐欠損性に優れ、切削性能が向上している
ことが判る。又、本発明の試料の中でも、Ｚｒ、Ｔａ、
Ｎｂの窒化物、炭窒化物を含む試料４２〜４７は特に切
削性能に優れていることが判る。尚、合金表面付近に複
炭化物量が減少し或は消失した層を有する試料は、これ
らを有さない試料４４よりも耐欠損性に優れる傾向にあ
るが、試料４４でも従来品の試料３８に比べると耐欠損
性及び耐摩耗性のバランスは十分向上していることが判
る。表１１及び表１２に示した合金でも被覆層を形成し
ない場合は、切削条件３及び４のいずれにおいても切削
開始後１秒以内に欠損を生じ、全く使用できなかった。
【００７４】実施例５ 実施例１〜４で作製した超硬合金試料６、１７、２９及
び４５において、合金中のＷＣ粗粒子Ｂの粒度を３〜６
μｍに制御した試料６ａ、１７ａ、２９ａ及び４５ａを
作製し、それぞれの表面に被覆層Ｉを形成した。これら
の被覆超硬合金からなる切削工具を用いて試料６ａ、１
７ａ、２９ａは前記の切削条件１及び２で、試料４５ａ
は切削条件３及び４で評価した。その結果を示した表１
５から判るように、ＷＣ粗粒子の粒度が３〜１０μｍの
場合に比べて３〜６μｍに制御した方が耐摩耗性及び耐
欠損性のバランスが向上していることが判る。
び４５において、合金中のＷＣ粗粒子Ｂの粒度を３〜６
μｍに制御した試料６ａ、１７ａ、２９ａ及び４５ａを
作製し、それぞれの表面に被覆層Ｉを形成した。これら
の被覆超硬合金からなる切削工具を用いて試料６ａ、１
７ａ、２９ａは前記の切削条件１及び２で、試料４５ａ
は切削条件３及び４で評価した。その結果を示した表１
５から判るように、ＷＣ粗粒子の粒度が３〜１０μｍの
場合に比べて３〜６μｍに制御した方が耐摩耗性及び耐
欠損性のバランスが向上していることが判る。
【００７５】
【表１５】（切削可能時間(min)）試料 切削条件1 切削条件2 切削条件3 切削条件4 6a 7.5 7.1 − − 17a 8.0 10.0 − − 29a 14.0 32.5 − − 45a − − 19.2 50.8
【００７６】実施例６ 実施例１と同じ粗粒ＷＣ粉末と微粒ＷＣ粉末、及びＣｏ
粉末、Ｃｒ3Ｃ2粉末、ＶＣ粉末を準備し、各粉末の割合
を変えた以外は実施例１と同様にして超硬合金を製造し
た。表１６に各超硬合金におけるＷＣ結晶の粒度０.１
〜１μｍの微粒子Ａと粒度３〜１０μｍの粗粒子Ｂの面
積比率、合金組成、並びに合金炭素量Ｘと各合金組成に
おける遊離炭素を生じる下限炭素量ａ及びη相を生じる
上限炭素量ｂとの関係(Ｘ−ａ)／(ａ−ｂ)を示した。
尚、試料５７ではＶは一部炭化物の形で合金中に存在
し、試料６０ではＣｒは一部炭化物の形で合金中に存在
していた。
粉末、Ｃｒ3Ｃ2粉末、ＶＣ粉末を準備し、各粉末の割合
を変えた以外は実施例１と同様にして超硬合金を製造し
た。表１６に各超硬合金におけるＷＣ結晶の粒度０.１
〜１μｍの微粒子Ａと粒度３〜１０μｍの粗粒子Ｂの面
積比率、合金組成、並びに合金炭素量Ｘと各合金組成に
おける遊離炭素を生じる下限炭素量ａ及びη相を生じる
上限炭素量ｂとの関係(Ｘ−ａ)／(ａ−ｂ)を示した。
尚、試料５７ではＶは一部炭化物の形で合金中に存在
し、試料６０ではＣｒは一部炭化物の形で合金中に存在
していた。
【００７７】
【表１６】
【００７８】上記各超硬合金を母材として、その表面に
通常のＣＶＤ法又はＰＶＤ法により下記表１７に示す被
覆層を形成した。得られた各被覆超硬合金からなる型番
ＳＰＧＮ１２０３０８形状の切削工具を用いて、インコ
ネル１８を被削材として下記の切削条件５による性能評
価を行った。各試験において、逃げ面摩耗量が０.２ｍ
ｍに達するか又は欠損が生じるまでの時間を切削可能時
間として表１８に示した。
通常のＣＶＤ法又はＰＶＤ法により下記表１７に示す被
覆層を形成した。得られた各被覆超硬合金からなる型番
ＳＰＧＮ１２０３０８形状の切削工具を用いて、インコ
ネル１８を被削材として下記の切削条件５による性能評
価を行った。各試験において、逃げ面摩耗量が０.２ｍ
ｍに達するか又は欠損が生じるまでの時間を切削可能時
間として表１８に示した。
【００７９】
【表１７】被覆層 第１層 第２層 第３層 Ｋ＊ − − − Ｌ＊ TiN(2.0) TiCN(10.5) − Ｍ＊ TiCN(0.1) − − Ｎ TiN(0.5) TiCN(2.5) − Ｏ TiN(0.5) TiAlN(2.0) − Ｐ TiN(2.0) TiC(5.0) TiN(1.5)
【００８０】切削条件５ 切削速度 ： ６０ｍ／ｍｉｎ. 送 り 量 ： ０.２ｍｍ／ｒｅｖ. 切り込み ： ０.５ｍｍ 湿式切削
【００８１】
【表１８】（切削条件５での切削可能時間(min)）試 料 被 覆 層 (母材) Ｋ＊ Ｌ＊ Ｍ＊ Ｎ Ｏ Ｐ 48＊ 0.2 1.0 0.3 3.6 3.1 2.2 49＊ 0.5 1.5 0.7 3.9 4.0 1.0 50＊ 0.3 2.3 0.4 4.0 4.8 1.0 51＊ 1.3 2.8 0.2 3.0 3.5 3.1 52＊ 0.8 2.1 1.0 4.8 5.5 5.3 53 2.5 2.1 2.3 18.8 20.5 18.5 54 1.6 1.9 1.8 6.4 10.0 9.0 55 1.9 2.0 1.9 7.5 10.5 10.0 56 − − − 12.5 16.5 11.5 57 − − − 8.5 12.5 11.3 58 − − − 12.5 13.5 12.5 59 − − − 8.4 10.5 7.5 60 − − − 10.3 11.5 9.5
【００８２】実施例７ 実施例１と同じ粗粒ＷＣ粉末と微粒ＷＣ粉末、及びＣｏ
粉末、ＴｉＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ3Ｃ2
粉末及びＶＣ粉末を準備し、各粉末の割合を変えた以外
は実施例１と同様にして超硬合金を製造した。表１９
に、各超硬合金におけるＷＣ結晶の粒度０.１〜１μｍ
の微粒子Ａと粒度３〜１０μｍの粗粒子Ｂの面積比率、
Ｃｏ、Ｃｒ及びＶの合金全体に対する重量割合、Ｔｉ
Ｃ、ＴａＣ及びＮｂＣの複炭化物量、並びに合金炭素量
Ｘと各合金組成における遊離炭素を生じる下限炭素量ａ
及びη相を生じる上限炭素量ｂとの関係(Ｘ−ａ)／(ａ
−ｂ)を示した。
粉末、ＴｉＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ3Ｃ2
粉末及びＶＣ粉末を準備し、各粉末の割合を変えた以外
は実施例１と同様にして超硬合金を製造した。表１９
に、各超硬合金におけるＷＣ結晶の粒度０.１〜１μｍ
の微粒子Ａと粒度３〜１０μｍの粗粒子Ｂの面積比率、
Ｃｏ、Ｃｒ及びＶの合金全体に対する重量割合、Ｔｉ
Ｃ、ＴａＣ及びＮｂＣの複炭化物量、並びに合金炭素量
Ｘと各合金組成における遊離炭素を生じる下限炭素量ａ
及びη相を生じる上限炭素量ｂとの関係(Ｘ−ａ)／(ａ
−ｂ)を示した。
【００８３】尚、２種以上の複炭化物を含む試料６１〜
６４では、これらは相互の固溶体の炭化物として合金中
に存在し、又いずれの試料においても複炭化物中には多
少のＷが固溶していた。又、試料６３及び６７ではＶは
一部炭化物の形で合金中に存在し、試料６２ではＣｒは
一部炭化物の形で合金中に存在していた。
６４では、これらは相互の固溶体の炭化物として合金中
に存在し、又いずれの試料においても複炭化物中には多
少のＷが固溶していた。又、試料６３及び６７ではＶは
一部炭化物の形で合金中に存在し、試料６２ではＣｒは
一部炭化物の形で合金中に存在していた。
【００８４】
【表１９】 Ａ／Ｂ Ａ＋Ｂ Ｃｏ Ｃｒ Ｖ TiC TaC NbC (X−a)/試料 面積比 (wt％) (wt％) (wt％) (wt％) (wt％) (wt％) (wt％) (a−b) 61＊ 0.38 89 10 − − 2 2 2 0.5 62＊ 0.34 88 10 3 − 9 2 1 0.6 63＊ 0.45 88 8 − 3 7 2 − 0.4 64 0.34 80 10 2 1 2 1.5 1.5 0.33 65 0.22 89 8 − − 5 − − 0.4 66 0.45 88 4 0.1 − − 5 − 0.5 67 0.34 90 8 − 3 − − 5 0.45
【００８５】上記超硬合金を母材として、その表面に前
記表１７に示した被覆層Ｌ〜Ｐをそれぞれ形成した。得
られた被覆超硬合金からなる型番ＳＰＧＮ１２００３０
８形状の切削工具を用いて、実施例６と同様にして前記
切削条件５で切削試験を行った結果を表２０に示した。
記表１７に示した被覆層Ｌ〜Ｐをそれぞれ形成した。得
られた被覆超硬合金からなる型番ＳＰＧＮ１２００３０
８形状の切削工具を用いて、実施例６と同様にして前記
切削条件５で切削試験を行った結果を表２０に示した。
【００８６】
【表２０】（切削条件５での切削可能時間(min)）試 料 被 覆 層 (母材) Ｌ＊ Ｍ＊ Ｎ Ｏ Ｐ 61＊ 3.0 2.0 2.8 3.0 4.5 62＊ 3.5 3.0 3.3 3.8 4.8 63＊ 4.0 3.8 4.0 4.2 5.0 64 4.2 4.0 7.0 5.5 6.0 65 4.5 4.2 10.0 9.0 7.0 66 4.0 3.6 16.0 13.0 18.0 67 3.8 3.5 13.5 14.2 12.0
【００８７】
【発明の効果】本発明によれば、強度と靭性がバランス
良く向上しており、一般鋼及び難削材に対して高速切削
で優れた切削性能を有し、しかも工具の長寿命化を果し
得る切削工具用の被覆超硬合金を提供することができ
る。
良く向上しており、一般鋼及び難削材に対して高速切削
で優れた切削性能を有し、しかも工具の長寿命化を果し
得る切削工具用の被覆超硬合金を提供することができ
る。
【図１】本発明の被覆超硬合金の母材である超硬合金に
おいて、ＷＣ結晶の粒度０.１〜１μｍの微粒子Ａと粒
度３〜１０μｍの粗粒子Ｂの粒度分布を示すグラフであ
る。
おいて、ＷＣ結晶の粒度０.１〜１μｍの微粒子Ａと粒
度３〜１０μｍの粗粒子Ｂの粒度分布を示すグラフであ
る。
【図２】本発明の被覆超硬合金の母材である超硬合金に
おいて、ＷＣ粗粒子とＷＣ微粒子とからなる金属組織を
示す模式図である。
おいて、ＷＣ粗粒子とＷＣ微粒子とからなる金属組織を
示す模式図である。
【図３】超硬合金のＷＣ粗粒子中を亀裂が進展する状態
を示す模式図である。
を示す模式図である。
【図４】超硬合金のＷＣ粗粒子及びＷＣ微粒子と結合相
の界面を亀裂が進展する状態を示す模式図である。
の界面を亀裂が進展する状態を示す模式図である。
１ ＷＣ粗粒子 ２ ＷＣ微粒子 ３ 結合相
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 山縣 一夫 兵庫県伊丹市昆陽北一丁目１番１号 住 友電気工業株式会社 伊丹製作所内 (72)発明者 中堂 益男 兵庫県伊丹市昆陽北一丁目１番１号 住 友電気工業株式会社 伊丹製作所内 (56)参考文献 特開 昭62−170451（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−220571（ＪＰ，Ａ) 特公 昭59−7349（ＪＰ，Ｂ２) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 29/08,1/05 B23B 27/14 B23P 15/28 C23C 16/30
Claims (8)
- 【請求項１】 結合相として４〜１０重量％のＣｏを含
むＷＣ基超硬合金と、該ＷＣ基超硬合金表面に形成した
被覆層とからなる被覆超硬合金において、(ａ)前記合金
の任意の断面組織上の面積比率で、硬質相のＷＣ結晶の
８０％以上を占める粒度０.１〜１μｍの微粒子Ａと粒
度３〜１０μｍの粗粒子Ｂとの面積比率Ａ／Ｂが０.２
２〜０.４５であり、(ｂ)該合金中の炭素量Ｘが −０.５≦(Ｘ−ｂ)／(ａ−ｂ)≦０.６７ （但し、ａは遊離炭素を生じる下限炭素量及びｂはη相
を生じる上限炭素量を表し、Ｘ、ａ及びｂは重量％であ
る）なる関係を満たし、(ｃ)前記被覆層がＴｉ、Ｚｒ及
び／又はＨｆの炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物又
はホウ窒化物の単層又は複層と、Ｔｉ、Ｚｒ又はＨｆの
酸化物若しくはＡｌ2Ｏ3の単層又は複層とからなり、全
体の膜厚が５〜１００μｍであることを特徴とする切削
工具用の被覆超硬合金。 - 【請求項２】 ＷＣ基超硬合金中にＮｉ及び／又はＦｅ
が０.１〜１０重量％含まれることを特徴とする、請求
項１に記載の切削工具用の被覆超硬合金。 - 【請求項３】 ＷＣ基超硬合金中に第IVａ族、第Vａ
族、第VIａ族元素から選ばれた少なくとも１種の金属の
炭化物、窒化物又は炭窒化物若しくはこれらの固溶体
が、１５重量％以下の割合で分散していることを特徴と
する、請求項１又は２に記載の切削工具用の被覆超硬合
金。 - 【請求項４】 ＷＣを除く第IVａ族、第Vａ族、第VIａ
族元素から選ばれた少なくとも１種の金属の炭化物、窒
化物又は炭窒化物若しくはこれらの固溶体が合金内部に
比べ少ないか又は存在しない相が、ＷＣ基超硬合金の表
面下５〜５０μｍの範囲に存在することを特徴とする、
請求項１〜３のいずれかに記載の切削工具用の被覆超硬
合金。 - 【請求項５】 ＷＣ基超硬合金中にＶ及び／又はＣｒの
炭化物、窒化物又は炭窒化物の硬質相か、若しくは結合
相中にＶ及び／又はＣｒを含み、これらの金属成分の合
計が合金全体の０.１〜３重量％であることを特徴とす
る、請求項１〜４のいずれかに記載の切削工具用の被覆
超硬合金。 - 【請求項６】 結合相として４〜１０重量％のＣｏを含
むＷＣ基超硬合金と、該ＷＣ基超硬合金表面に形成した
被覆層とからなる被覆超硬合金において、(ａ)前記合金
の任意の断面組織上の面積比率で、硬質相のＷＣ結晶の
８０％以上を占める粒度０.１〜１μｍの微粒子Ａと粒
度３〜１０μｍの粗粒子Ｂとの面積比率Ａ／Ｂが０.２
２〜０.４５であり、(ｂ)該合金中の炭素量Ｘが −０.５≦(Ｘ−ｂ)／(ａ−ｂ)≦０.６７ （但し、ａは遊離炭素を生じる下限炭素量及びｂはη相
を生じる上限炭素量を表し、Ｘ、ａ及びｂは重量％であ
る）なる関係を満たし、(ｃ)前記被覆層がＴｉの炭化
物、窒化物又は炭窒化物、若しくはＴｉとＡｌの合金の
炭化物、窒化物又は炭窒化物の単層又は複層からなり、
全体の膜厚が０.２〜１０μｍであることを特徴とする
切削工具用の被覆超硬合金。 - 【請求項７】 ＷＣ基超硬合金中にＶ及び／又はＣｒの
炭化物、窒化物又は炭窒化物の硬質相か、若しくは結合
相中にＶ及び／又はＣｒを含み、これらの金属成分の合
計が合金全体の０.１〜３重量％であることを特徴とす
る、請求項６に記載の切削工具用の被覆超硬合金。 - 【請求項８】 ＷＣ基超硬合金中にＴｉ、Ｎｂ又はＴａ
の炭化物及び／又はそれらの固溶体が５重量％以下の割
合で分散していることを特徴とする、請求項６又は７に
記載の切削工具用の被覆超硬合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06068094A JP3127708B2 (ja) | 1994-03-11 | 1994-03-11 | 切削工具用の被覆超硬合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06068094A JP3127708B2 (ja) | 1994-03-11 | 1994-03-11 | 切削工具用の被覆超硬合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07252579A JPH07252579A (ja) | 1995-10-03 |
| JP3127708B2 true JP3127708B2 (ja) | 2001-01-29 |
Family
ID=13363812
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP06068094A Expired - Lifetime JP3127708B2 (ja) | 1994-03-11 | 1994-03-11 | 切削工具用の被覆超硬合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3127708B2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| JPH10298698A (ja) * | 1997-04-25 | 1998-11-10 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 超硬合金 |
| JPH10298699A (ja) * | 1997-04-25 | 1998-11-10 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 超硬合金 |
| JPH116025A (ja) * | 1997-04-25 | 1999-01-12 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 超硬合金と、この超硬合金を母材とする被覆合金および被覆硬質工具 |
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| JP2003191109A (ja) * | 2001-12-25 | 2003-07-08 | Kyocera Corp | 超硬合金およびそれを用いた切削工具 |
| JP4446469B2 (ja) | 2004-03-12 | 2010-04-07 | 住友電工ハードメタル株式会社 | 被覆切削工具 |
| JP4535493B2 (ja) * | 2004-09-07 | 2010-09-01 | 株式会社不二越 | 放電電極用超硬合金 |
| JP5023448B2 (ja) * | 2005-07-27 | 2012-09-12 | 株式会社タンガロイ | ｃＢＮ工具 |
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| CN104674039A (zh) * | 2013-12-03 | 2015-06-03 | 自贡硬质合金有限责任公司 | 一种双晶结构硬质合金基体的生产方法 |
| JP6498074B2 (ja) * | 2015-08-17 | 2019-04-10 | オーエスジー株式会社 | 超硬合金 |
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-
1994
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