JP3199400B2 - 切削工具用被覆超硬合金 - Google Patents
切削工具用被覆超硬合金Info
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Description
【０００１】
【発明の利用分野】本発明は、靱性および耐摩耗性に優
れ、優れた切削性能を発揮できる切削工具用被覆超硬合
金に関する。
れ、優れた切削性能を発揮できる切削工具用被覆超硬合
金に関する。
【０００２】
【従来技術】従来、切削工具としてはＷＣを主成分とし
て、Ｃｏ等の金属を配合してなる超硬合金が主流であっ
たが、最近では、切削時の耐摩耗性を向上させることを
目的にこの超硬合金の表面にＴｉＣ、ＴｉＣＮあるいは
Ａｌ2 Ｏ3 等の硬質材料を化学気相成長法（ＣＶＤ法）
等により被覆した、いわゆる被覆超硬合金が多く用いら
れている。
て、Ｃｏ等の金属を配合してなる超硬合金が主流であっ
たが、最近では、切削時の耐摩耗性を向上させることを
目的にこの超硬合金の表面にＴｉＣ、ＴｉＣＮあるいは
Ａｌ2 Ｏ3 等の硬質材料を化学気相成長法（ＣＶＤ法）
等により被覆した、いわゆる被覆超硬合金が多く用いら
れている。
【０００３】この被覆超硬合金によれば、その表層部が
硬質な層より構成されるために、表面の耐摩耗性は大き
く向上するが、被覆層自体が逆に脆いという性質を有す
るために、切削加工時に被覆層に亀裂が生じやすい。そ
のため、超硬合金母材としては、この亀裂の伸展を防止
するために母材自体高靱性であることが望まれる。
硬質な層より構成されるために、表面の耐摩耗性は大き
く向上するが、被覆層自体が逆に脆いという性質を有す
るために、切削加工時に被覆層に亀裂が生じやすい。そ
のため、超硬合金母材としては、この亀裂の伸展を防止
するために母材自体高靱性であることが望まれる。
【０００４】上記の見地から、超硬合金母材の靱性を高
めるために、例えば、組成的に超硬合金内の結合相量を
増加させたり、あるいは超硬合金中の硬質相を形成する
金属化合物中の窒素含有量を増加させるする方法が提案
されている。
めるために、例えば、組成的に超硬合金内の結合相量を
増加させたり、あるいは超硬合金中の硬質相を形成する
金属化合物中の窒素含有量を増加させるする方法が提案
されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする問題点】しかしながら、上記
のような方法によれば、金属量の増加に伴い合金の靱性
が向上するものの、合金の硬度が金属量に相反し低下し
耐摩耗性が低下するという問題がある。また、窒素量を
増加させる方法では、強化されるのが表面部のみで内部
の靱性については全く改善されないため充分な靱性の向
上が望めない等の問題がある。
のような方法によれば、金属量の増加に伴い合金の靱性
が向上するものの、合金の硬度が金属量に相反し低下し
耐摩耗性が低下するという問題がある。また、窒素量を
増加させる方法では、強化されるのが表面部のみで内部
の靱性については全く改善されないため充分な靱性の向
上が望めない等の問題がある。
【０００６】このように、超硬合金母材の高硬度を維持
しつつ、靱性を高めることが困難であり、よって、被覆
層に生じた亀裂を母材で阻止することが不十分であり、
被覆超硬合金工具の寿命を短くする大きな要因となって
いる。
しつつ、靱性を高めることが困難であり、よって、被覆
層に生じた亀裂を母材で阻止することが不十分であり、
被覆超硬合金工具の寿命を短くする大きな要因となって
いる。
【０００７】
【問題点を解決するための手段】本発明者等は、上記の
問題点に対して検討を加えた結果、超硬合金母材を構成
するＷＣ粒子よりなる硬質粒子を粗粒と微粒とを混在さ
せることにより、ＷＣ粗粒が亀裂の進行を有効に阻止す
ることを見出し、本発明に至った。
問題点に対して検討を加えた結果、超硬合金母材を構成
するＷＣ粒子よりなる硬質粒子を粗粒と微粒とを混在さ
せることにより、ＷＣ粗粒が亀裂の進行を有効に阻止す
ることを見出し、本発明に至った。
【０００８】即ち、本発明の切削工具用被覆超硬合金
（以下、被覆超硬合金と略称する）は、母材が炭化タン
グステンを主とし、さらに周期率表第４ａ、５ａおよび
６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物より選ばれる少
なくとも１種からなる硬質粒子と、コバルトの結合相と
からなり、一方、母材表面に、周期律表第４ａ、５ａ族
金属の炭化物、窒化物、炭窒化物およびＡｌ2Ｏ3から選
ばれる少なくとも１種からなる硬質層を被覆してなる被
覆超硬合金において、平均粒子径が１．３〜３μｍの全
炭化タングステン粒子中に粒子径が３μｍ以上の炭化タ
ングステンが４０〜６０体積％の割合で存在することを
特徴とするものである。
（以下、被覆超硬合金と略称する）は、母材が炭化タン
グステンを主とし、さらに周期率表第４ａ、５ａおよび
６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物より選ばれる少
なくとも１種からなる硬質粒子と、コバルトの結合相と
からなり、一方、母材表面に、周期律表第４ａ、５ａ族
金属の炭化物、窒化物、炭窒化物およびＡｌ2Ｏ3から選
ばれる少なくとも１種からなる硬質層を被覆してなる被
覆超硬合金において、平均粒子径が１．３〜３μｍの全
炭化タングステン粒子中に粒子径が３μｍ以上の炭化タ
ングステンが４０〜６０体積％の割合で存在することを
特徴とするものである。
【０００９】以下、本発明を詳述する。本発明の被覆超
硬合金において用いられる母材は、組成的には、ＷＣを
主成分とし、周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭化
物、窒化物、炭窒化物から選ばれる少なくとも１種を含
み、さらに鉄族金属を含むものである。これらの成分
は、望ましくはＷＣが全量中７５〜９０重量％、周期律
表第４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化
物から選ばれる少なくとも１種が６〜１４重量％、コバ
ルトを主とする鉄族金属が５〜９重量％の割合で含有さ
れる。
硬合金において用いられる母材は、組成的には、ＷＣを
主成分とし、周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭化
物、窒化物、炭窒化物から選ばれる少なくとも１種を含
み、さらに鉄族金属を含むものである。これらの成分
は、望ましくはＷＣが全量中７５〜９０重量％、周期律
表第４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化
物から選ばれる少なくとも１種が６〜１４重量％、コバ
ルトを主とする鉄族金属が５〜９重量％の割合で含有さ
れる。
【００１０】また、組織として硬質粒子と結合相より構
成される。硬質粒子はＷＣと周期律表第４ａ、５ａ、６
ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物等より構成され
る。一方、結合相は、コバルトを主とする鉄族金属より
構成される。
成される。硬質粒子はＷＣと周期律表第４ａ、５ａ、６
ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物等より構成され
る。一方、結合相は、コバルトを主とする鉄族金属より
構成される。
【００１１】本発明によれば、上記組織において硬質相
を形成する炭化タングステン粒子を粗粒と微粒との混合
系により構成することが大きな特徴である。粗粒として
は、その結晶粒子径が３μｍ以上の粗粒子が全炭化タン
グステン粒子中、４０〜６０体積％の割合で存在するも
ので、残部は３μｍ未満の微粒子より構成される。粗粒
子の量を上記の範囲に設定したのは、４０体積％より少
ないと、母材としての亀裂の伸展を阻止することが不十
分となり、欠損が生じやすくなり、６０体積％を超える
と、超硬合金自体の硬度が低下し、耐摩耗性が劣化する
ためである。
を形成する炭化タングステン粒子を粗粒と微粒との混合
系により構成することが大きな特徴である。粗粒として
は、その結晶粒子径が３μｍ以上の粗粒子が全炭化タン
グステン粒子中、４０〜６０体積％の割合で存在するも
ので、残部は３μｍ未満の微粒子より構成される。粗粒
子の量を上記の範囲に設定したのは、４０体積％より少
ないと、母材としての亀裂の伸展を阻止することが不十
分となり、欠損が生じやすくなり、６０体積％を超える
と、超硬合金自体の硬度が低下し、耐摩耗性が劣化する
ためである。
【００１２】なお、本発明における炭化タングステン粒
子の平均粒子径は１．３〜３μｍであることが望まし
く、この平均粒子径が１．３μｍより小さいと亀裂が直
線的に進展し、その進展を阻止することが不十分とな
り、３μｍより大きいと粗粒が破壊源となり母材強度を
著しく劣化させてしまう。
子の平均粒子径は１．３〜３μｍであることが望まし
く、この平均粒子径が１．３μｍより小さいと亀裂が直
線的に進展し、その進展を阻止することが不十分とな
り、３μｍより大きいと粗粒が破壊源となり母材強度を
著しく劣化させてしまう。
【００１３】さらに上記の構成からなる超硬合金母材の
表面に被覆される硬質層としては、ＴｉＣ、ＴａＣ、Ｎ
ｂＶ、ＶＣ、ＴｉＣＮ、ＴｉＮ、ＺｒＮ、ＨｆＮなどの
周期律表第４ａ、５ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化
物あるいはＡｌ2 Ｏ3 から選ばれ、これらは単層まはた
複数層設けても差し支えない。なお、この硬質層は母材
表面に３〜２０μｍの厚みで形成され、この厚みが３μ
ｍより薄いと耐摩耗性が劣化し、２０μｍより厚いと靱
性が劣化する傾向にある。
表面に被覆される硬質層としては、ＴｉＣ、ＴａＣ、Ｎ
ｂＶ、ＶＣ、ＴｉＣＮ、ＴｉＮ、ＺｒＮ、ＨｆＮなどの
周期律表第４ａ、５ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化
物あるいはＡｌ2 Ｏ3 から選ばれ、これらは単層まはた
複数層設けても差し支えない。なお、この硬質層は母材
表面に３〜２０μｍの厚みで形成され、この厚みが３μ
ｍより薄いと耐摩耗性が劣化し、２０μｍより厚いと靱
性が劣化する傾向にある。
【００１４】次に、本発明の被覆超硬合金を作製する方
法について説明する。超硬合金母材としては、まずＷＣ
粉末、周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭化物、窒
化物、炭窒化物の粉末および鉄族金属の粉末を準備す
る。この時、ＷＣ粉末としては、平均粒径が異なる２種
の粉末を準備し、これらを組織が前述したようになるよ
うに所定量秤量し、これに前記各種粉末を添加混合す
る。
法について説明する。超硬合金母材としては、まずＷＣ
粉末、周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭化物、窒
化物、炭窒化物の粉末および鉄族金属の粉末を準備す
る。この時、ＷＣ粉末としては、平均粒径が異なる２種
の粉末を準備し、これらを組織が前述したようになるよ
うに所定量秤量し、これに前記各種粉末を添加混合す
る。
【００１５】また、上記混合粉末中に適宜炭素粉末を加
えることにより系中の炭素量を制御し、η相の生成を抑
制することも必要であり、この炭素量によってＷＣの粒
成長を制御することができる。
えることにより系中の炭素量を制御し、η相の生成を抑
制することも必要であり、この炭素量によってＷＣの粒
成長を制御することができる。
【００１６】その後、混合粉末を公知の成形方法、例え
ばプレス成形、射出成形、押し出し成形等により所定の
形状に成形した後、焼成する。焼成は、１４４０〜１５
５０℃の真空雰囲気中で焼成すればよい。
ばプレス成形、射出成形、押し出し成形等により所定の
形状に成形した後、焼成する。焼成は、１４４０〜１５
５０℃の真空雰囲気中で焼成すればよい。
【００１７】一方、被覆層は、公知の化学気相成長法等
により形成することができ、例えばＴｉＣを設ける場合
には反応ガスとしてＴｉＣｌ4 とＣＨ4 およびキャリア
ガスとして水素等を用い、これらをを炉内に導入すると
ともに炉内を４０〜８０ｔｏｒｒの圧力に維持しつつ、
９５０〜１０５０℃に加熱することにより母材表面にＴ
ｉＣ膜が形成される。また、複数層形成する場合には、
反応ガスを変えて上記膜形成工程を繰り返すことにより
容易に形成することができる。
により形成することができ、例えばＴｉＣを設ける場合
には反応ガスとしてＴｉＣｌ4 とＣＨ4 およびキャリア
ガスとして水素等を用い、これらをを炉内に導入すると
ともに炉内を４０〜８０ｔｏｒｒの圧力に維持しつつ、
９５０〜１０５０℃に加熱することにより母材表面にＴ
ｉＣ膜が形成される。また、複数層形成する場合には、
反応ガスを変えて上記膜形成工程を繰り返すことにより
容易に形成することができる。
【００１８】
【作用】切削加工時に被覆層に亀裂が発生すると、その
亀裂は被覆膜内を進行し、母材に到達すると、母材を構
成する硬質相の粒界に存在する結合相を進行し、最終的
に欠損を生じる。この母材内での亀裂は硬質相の粒径が
小さいほど、直線的に進行しやすいと考えられる。
亀裂は被覆膜内を進行し、母材に到達すると、母材を構
成する硬質相の粒界に存在する結合相を進行し、最終的
に欠損を生じる。この母材内での亀裂は硬質相の粒径が
小さいほど、直線的に進行しやすいと考えられる。
【００１９】本発明によれば、母材を構成する硬質相中
に３μｍ以上のＷＣの粗粒子を存在させることにより、
亀裂の先端が粗粒に到達すると同時に亀裂の直線的進行
を阻止し、欠損を防止する。しかし、硬質相粒子のすべ
てが粗粒子より構成されると、母材の硬度が低下するた
めに耐摩耗性が低下する。よって、３μｍ以上の粒子を
４０〜６０体積％の割合で存在させ、残りを３μｍ未満
の微粒子により構成することにより硬度を高め耐摩耗性
の劣化を防ぐことができる。
に３μｍ以上のＷＣの粗粒子を存在させることにより、
亀裂の先端が粗粒に到達すると同時に亀裂の直線的進行
を阻止し、欠損を防止する。しかし、硬質相粒子のすべ
てが粗粒子より構成されると、母材の硬度が低下するた
めに耐摩耗性が低下する。よって、３μｍ以上の粒子を
４０〜６０体積％の割合で存在させ、残りを３μｍ未満
の微粒子により構成することにより硬度を高め耐摩耗性
の劣化を防ぐことができる。
【００２０】
【実施例】原料粉末として、いずれも市販の平均粒径が
６μｍと１μｍの２種のＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、ＴｉＣ粉
末、ＴｉＮ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＶＣ粉末を
用意し、これらの粉末をＷＣ粉末７９重量％、ＴｉＣ粉
末４重量％、ＴｉＮ粉末１重量％、ＴａＣ粉末７重量
％、ＮｂＣ粉末０．５重量％、ＶＣ粉末０．５重量％、
Ｃｏ粉末８重量％からなる組成に配合し、振動ミルにて
６時間湿式混合、粉砕し、乾燥後、ＳＮＭＧ４３型に成
形した。この成形体を真空中、１４５０℃で１時間保持
して焼結し加工をして超硬合金母材を作製した。なお、
２種のＷＣ粉末についてはの配合比を表１に示すような
割合で混合した。
６μｍと１μｍの２種のＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、ＴｉＣ粉
末、ＴｉＮ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＶＣ粉末を
用意し、これらの粉末をＷＣ粉末７９重量％、ＴｉＣ粉
末４重量％、ＴｉＮ粉末１重量％、ＴａＣ粉末７重量
％、ＮｂＣ粉末０．５重量％、ＶＣ粉末０．５重量％、
Ｃｏ粉末８重量％からなる組成に配合し、振動ミルにて
６時間湿式混合、粉砕し、乾燥後、ＳＮＭＧ４３型に成
形した。この成形体を真空中、１４５０℃で１時間保持
して焼結し加工をして超硬合金母材を作製した。なお、
２種のＷＣ粉末についてはの配合比を表１に示すような
割合で混合した。
【００２１】得られた超硬合金について、電子顕微鏡写
真により組織を観察し、Ｆｕｌｍａｎｎの式によりＷＣ
粒子の平均粒径と体積比率および３μｍ以上のＷＣ粒子
の体積比率を計算し、さらに、３μｍ以上のＷＣ粒子の
全ＷＣ粒子に対する体積比率を求めた。
真により組織を観察し、Ｆｕｌｍａｎｎの式によりＷＣ
粒子の平均粒径と体積比率および３μｍ以上のＷＣ粒子
の体積比率を計算し、さらに、３μｍ以上のＷＣ粒子の
全ＷＣ粒子に対する体積比率を求めた。
【００２２】これらの超硬合金母材の表面に化学気相成
長法（ＣＶＤ法）によりＴｉＣ膜を６μｍと、ＴｉＣＮ
膜を１μｍおよびＡｌ2 Ｏ3 膜を１．５μｍの厚みで形
成した。
長法（ＣＶＤ法）によりＴｉＣ膜を６μｍと、ＴｉＣＮ
膜を１μｍおよびＡｌ2 Ｏ3 膜を１．５μｍの厚みで形
成した。
【００２３】得られた切削工具について、４本溝付ＳＣ
Ｍ４４０を周速６０ｍ／ｍｉｎ、切り込み３ｍｍ、送り
０．１〜０．８ｍｍ／ｒｅｖの条件で乾式で各送り１０
秒間切削し、０．１ｍｍ／ｒｅｖから０．１ｍｍ／ｒｅ
ｖづつ増加し工具に欠損が生じるまで切削を行った。結
果は表１に示した。
Ｍ４４０を周速６０ｍ／ｍｉｎ、切り込み３ｍｍ、送り
０．１〜０．８ｍｍ／ｒｅｖの条件で乾式で各送り１０
秒間切削し、０．１ｍｍ／ｒｅｖから０．１ｍｍ／ｒｅ
ｖづつ増加し工具に欠損が生じるまで切削を行った。結
果は表１に示した。
【００２４】さらに、切削テストとして耐摩耗性試験を
下記の要領で行い、切削後の刃先のフランク摩耗量を測
定した。結果は表１に示した。
下記の要領で行い、切削後の刃先のフランク摩耗量を測
定した。結果は表１に示した。
【００２５】被削材 ＳＣＭ４３５ 切り込み ２ｍｍ 送り ０．３ｍｍ／ｒｅｖ 周速 ２３０ｍ／ｍｉｎ
【００２６】
【表１】
【００２７】表１によれば、３μｍ以上のＷＣ粗粒の割
合が４０体積％より少ない試料Ｎo,１、２ではいずれも
欠損時の送り量は、０．３ｍｍ／ｒｅｖ以下であった。
また、ＷＣ粗粒の割合が６０体積％を超える試料Ｎo,７
では、フランク摩耗量が０．２５ｍｍを超え、いずれも
満足した結果が得られなかった。
合が４０体積％より少ない試料Ｎo,１、２ではいずれも
欠損時の送り量は、０．３ｍｍ／ｒｅｖ以下であった。
また、ＷＣ粗粒の割合が６０体積％を超える試料Ｎo,７
では、フランク摩耗量が０．２５ｍｍを超え、いずれも
満足した結果が得られなかった。
【００２８】これに対して、本発明品については、いず
れも欠損時の送りは０．５ｍｍ／ｒｅｖ以上であり、し
かもフランク摩耗量も０．２２ｍｍ以下と小さいもので
優れた切削特性を示した。
れも欠損時の送りは０．５ｍｍ／ｒｅｖ以上であり、し
かもフランク摩耗量も０．２２ｍｍ以下と小さいもので
優れた切削特性を示した。
【００２９】
【発明の効果】以上詳述した通り、本発明の被覆超硬合
金は、母材の硬質相としてＷＣ粗粒を含有させることに
より亀裂の進行を阻止し、母材の靱性を高めることによ
り優れた耐欠損性を有し、またＷＣ微粒と混合すること
により、高硬度を維持し耐摩耗性を発揮することができ
る。
金は、母材の硬質相としてＷＣ粗粒を含有させることに
より亀裂の進行を阻止し、母材の靱性を高めることによ
り優れた耐欠損性を有し、またＷＣ微粒と混合すること
により、高硬度を維持し耐摩耗性を発揮することができ
る。
Claims (1)
- 【請求項１】炭化タングステンを主とし、さらに周期率
表第４ａ、５ａおよび６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭
窒化物より選ばれる少なくとも１種からなる硬質粒子
と、コバルトの結合相とからなる超硬合金の表面に、周
期律表第４ａ、５ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物
およびＡｌ2Ｏ3から選ばれる少なくとも１種からなる硬
質層を被覆してなる被覆超硬合金において、平均粒子径
が１．３〜３μｍの全炭化タングステン粒子中に粒子径
が３μｍ以上の炭化タングステンが４０〜６０体積％の
割合で存在することを特徴とする切削工具用被覆超硬合
金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19188591A JP3199400B2 (ja) | 1991-07-31 | 1991-07-31 | 切削工具用被覆超硬合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19188591A JP3199400B2 (ja) | 1991-07-31 | 1991-07-31 | 切削工具用被覆超硬合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0533097A JPH0533097A (ja) | 1993-02-09 |
| JP3199400B2 true JP3199400B2 (ja) | 2001-08-20 |
Family
ID=16282079
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19188591A Expired - Lifetime JP3199400B2 (ja) | 1991-07-31 | 1991-07-31 | 切削工具用被覆超硬合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3199400B2 (ja) |
-
1991
- 1991-07-31 JP JP19188591A patent/JP3199400B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0533097A (ja) | 1993-02-09 |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
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