JP3232778B2 - 被覆超硬合金部材及びその製造方法 - Google Patents
被覆超硬合金部材及びその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、主として切削加工に使
用する被覆超硬合金部材、さらに詳しくは切削温度が上
昇し易い高速、高能率の厳しい切削条件に耐える強度を
有する被覆超硬合金部材及びその製造方法に関するもの
である。
用する被覆超硬合金部材、さらに詳しくは切削温度が上
昇し易い高速、高能率の厳しい切削条件に耐える強度を
有する被覆超硬合金部材及びその製造方法に関するもの
である。
【０００２】
【従来の技術】切削工具において切削中の工具刃先温度
は約８００℃以上にもなることが知られている。さら
に、近年はＮＣ工作機の普及、生産コストの低減努力、
労働時間短縮の流れから、単位時間当たりの生産性を高
めるため、鋼を従来（２００〜３００ｍ／ｍｉｎ）より
も高速（５００ｍ／ｍｉｎ以上の超高速）、高送りの条
件で切削できる切削工具の開発が自動車メーカーを中心
として要求されている。そのような切削条件では、工具
刃先温度は１２００℃を越え、工具材質にとっては非常
に過酷な切削条件となる。刃先温度が高くなれば切削工
具の刃先は熱による変形及び被削材との化学反応が促進
され、逃げ面摩耗及びクレーター摩耗が促進される。こ
のような切削による損傷の改善のために化学的蒸着法
（ＣＶＤ）あるいは物理蒸着法（ＰＶＤ）により超硬合
金の表面に各種金属の炭化物、窒化物等の硬質被覆層を
皮膜した被覆超硬合金が使用されており、これにより耐
摩耗性を向上させている。ＣＶＤ法により被覆すると皮
膜と基体である超硬合金との間に拡散を伴うため相互の
密着強度は非常に強く、このため耐摩耗性は大幅に向上
するが、一方耐欠損性に対しては、基体の超硬合金に比
し刃先強度が低下し、工具が欠損し易くなるという欠点
があった。この理由は切削における欠損は被覆膜の表面
を起点として発生したき裂が基体である超硬合金へ伝播
して発生するが、ＣＶＤ法により被覆する場合、被覆温
度が通常１０００℃と高温であるため被覆後室温（約２
０℃）まで冷却すると基体の超硬合金と被覆膜との熱膨
張係数の差により被覆膜には引っ張りの残留応力が働く
ことになり、この残留応力がき裂の伝播を助長すること
になるからである。このため、切削工具として実用に耐
える被膜の厚さは３〜１０μｍ、好ましくは５〜８μｍ
とされている（鈴木寿著、超硬合金と焼結硬質材料、ｐ
２１１〜２１２、丸善）。
は約８００℃以上にもなることが知られている。さら
に、近年はＮＣ工作機の普及、生産コストの低減努力、
労働時間短縮の流れから、単位時間当たりの生産性を高
めるため、鋼を従来（２００〜３００ｍ／ｍｉｎ）より
も高速（５００ｍ／ｍｉｎ以上の超高速）、高送りの条
件で切削できる切削工具の開発が自動車メーカーを中心
として要求されている。そのような切削条件では、工具
刃先温度は１２００℃を越え、工具材質にとっては非常
に過酷な切削条件となる。刃先温度が高くなれば切削工
具の刃先は熱による変形及び被削材との化学反応が促進
され、逃げ面摩耗及びクレーター摩耗が促進される。こ
のような切削による損傷の改善のために化学的蒸着法
（ＣＶＤ）あるいは物理蒸着法（ＰＶＤ）により超硬合
金の表面に各種金属の炭化物、窒化物等の硬質被覆層を
皮膜した被覆超硬合金が使用されており、これにより耐
摩耗性を向上させている。ＣＶＤ法により被覆すると皮
膜と基体である超硬合金との間に拡散を伴うため相互の
密着強度は非常に強く、このため耐摩耗性は大幅に向上
するが、一方耐欠損性に対しては、基体の超硬合金に比
し刃先強度が低下し、工具が欠損し易くなるという欠点
があった。この理由は切削における欠損は被覆膜の表面
を起点として発生したき裂が基体である超硬合金へ伝播
して発生するが、ＣＶＤ法により被覆する場合、被覆温
度が通常１０００℃と高温であるため被覆後室温（約２
０℃）まで冷却すると基体の超硬合金と被覆膜との熱膨
張係数の差により被覆膜には引っ張りの残留応力が働く
ことになり、この残留応力がき裂の伝播を助長すること
になるからである。このため、切削工具として実用に耐
える被膜の厚さは３〜１０μｍ、好ましくは５〜８μｍ
とされている（鈴木寿著、超硬合金と焼結硬質材料、ｐ
２１１〜２１２、丸善）。
【０００３】この現象を定量的に説明すると、通常ＣＶ
Ｄ法により被覆膜を数μｍから１０μｍ程度被覆した場
合、被覆後室温まで冷却すると被覆膜の表面には基体で
ある超硬合金の熱膨張係数（約５．５×１０-6Ｋ-1）が
被覆膜の熱膨張係数（例えばＴｉＣでは約７．６×１０
-6Ｋ-1、Ａｌ2 Ｏ3 では７．９×１０-6Ｋ-1）より小さ
いため、この差により被覆膜に引っ張りの応力が発生
し、この応力が被覆層の破断強度を越えるために被覆層
には被膜厚みが２〜１５μｍ程度の場合、平均間隔が１
００〜４００μｍのき裂が発生し一部応力は開放されて
いる。しかし通常ＣＶＤ法により被覆したＴｉＣ，Ａｌ
2 Ｏ3 ，ＴｉＣＮ，ＴｉＮ，ＴｉＢＮ等の被覆膜には、
なお０．５〜１．０ＧＰａ程度の弾性歪が残留してお
り、これにより切削時のき裂の伝播が助長され工具の刃
先強度が低下しているのである。これに対して、ＣＶＤ
法により被覆した場合の工具の刃先強度の低下を防ぐた
めに、これまで被覆後、工具の刃先部分の被覆層の膜厚
のみ平坦部より薄くする方法や、被覆後ショットピーニ
ング等により被覆層に残留する応力を開放する方法（特
開平２ー２５４１４４号公報）などが試みられてきた。
これらの処理により工具の刃先強度はやや向上したが、
これらの方法では２０μｍ以上の厚膜被覆の工具を実用
化することは耐欠損性の観点から不可能である（特開平
３ー１５３８７５号公報）と考えられていた。
Ｄ法により被覆膜を数μｍから１０μｍ程度被覆した場
合、被覆後室温まで冷却すると被覆膜の表面には基体で
ある超硬合金の熱膨張係数（約５．５×１０-6Ｋ-1）が
被覆膜の熱膨張係数（例えばＴｉＣでは約７．６×１０
-6Ｋ-1、Ａｌ2 Ｏ3 では７．９×１０-6Ｋ-1）より小さ
いため、この差により被覆膜に引っ張りの応力が発生
し、この応力が被覆層の破断強度を越えるために被覆層
には被膜厚みが２〜１５μｍ程度の場合、平均間隔が１
００〜４００μｍのき裂が発生し一部応力は開放されて
いる。しかし通常ＣＶＤ法により被覆したＴｉＣ，Ａｌ
2 Ｏ3 ，ＴｉＣＮ，ＴｉＮ，ＴｉＢＮ等の被覆膜には、
なお０．５〜１．０ＧＰａ程度の弾性歪が残留してお
り、これにより切削時のき裂の伝播が助長され工具の刃
先強度が低下しているのである。これに対して、ＣＶＤ
法により被覆した場合の工具の刃先強度の低下を防ぐた
めに、これまで被覆後、工具の刃先部分の被覆層の膜厚
のみ平坦部より薄くする方法や、被覆後ショットピーニ
ング等により被覆層に残留する応力を開放する方法（特
開平２ー２５４１４４号公報）などが試みられてきた。
これらの処理により工具の刃先強度はやや向上したが、
これらの方法では２０μｍ以上の厚膜被覆の工具を実用
化することは耐欠損性の観点から不可能である（特開平
３ー１５３８７５号公報）と考えられていた。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、前記
従来技術における問題点を解決し、厚さ２０μｍ以上の
厚膜硬質被覆層を有しながら、従来のＣＶＤ法により被
覆した被覆膜や従来の被覆後の処理を施した被覆膜に比
べ耐欠損性、耐摩耗性に優れ高速かつ高能率の切削工具
や耐摩耗性の部品等に有用な被覆超硬合金部材及びその
製造方法を提供することにある。
従来技術における問題点を解決し、厚さ２０μｍ以上の
厚膜硬質被覆層を有しながら、従来のＣＶＤ法により被
覆した被覆膜や従来の被覆後の処理を施した被覆膜に比
べ耐欠損性、耐摩耗性に優れ高速かつ高能率の切削工具
や耐摩耗性の部品等に有用な被覆超硬合金部材及びその
製造方法を提供することにある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明は、超硬合金部材
の表面に、周期率表のＩＶａ族金属の炭化物、窒化物、
炭窒化物、炭酸化物、酸窒化物、ホウ化物、ホウ窒化
物、酸化物及びこれらの固溶体若しくは化合物並びにア
ルミニウム酸化物のうちの１種の単層あるいは２種以上
の複層からなる被覆膜が形成された被覆超硬合金部材に
おいて、総膜厚が２０〜１００μｍとなるように被覆膜
が形成され、その被覆膜中の引張り残留応力が０．２Ｇ
Ｐａ以下であることを特徴とする被覆超硬合金部材であ
る。この被覆超硬合金部材の好ましい態様として、切れ
刃稜線部の被覆膜と母材との界面に存在するη相の平均
厚みが１μｍ以下であるかη相が存在しないもの、被覆
層中のき裂間隔の平均値が１５〜３００μｍの範囲であ
るもの、あるいはこの二つの特徴を兼ね備えた被覆超硬
合金部材がある。
の表面に、周期率表のＩＶａ族金属の炭化物、窒化物、
炭窒化物、炭酸化物、酸窒化物、ホウ化物、ホウ窒化
物、酸化物及びこれらの固溶体若しくは化合物並びにア
ルミニウム酸化物のうちの１種の単層あるいは２種以上
の複層からなる被覆膜が形成された被覆超硬合金部材に
おいて、総膜厚が２０〜１００μｍとなるように被覆膜
が形成され、その被覆膜中の引張り残留応力が０．２Ｇ
Ｐａ以下であることを特徴とする被覆超硬合金部材であ
る。この被覆超硬合金部材の好ましい態様として、切れ
刃稜線部の被覆膜と母材との界面に存在するη相の平均
厚みが１μｍ以下であるかη相が存在しないもの、被覆
層中のき裂間隔の平均値が１５〜３００μｍの範囲であ
るもの、あるいはこの二つの特徴を兼ね備えた被覆超硬
合金部材がある。
【０００６】本発明の被覆超硬合金部材は好ましくは、
最内層の被覆膜を、有機ＣＮ化合物を反応ガスとするＣ
ＶＤ法（ＭＴ−ＣＶＤ）によるＴｉＣＮ膜で形成する
か、プラズマＣＶＤ法（Ｐ−ＣＶＤ）により形成する
か、あるいはＰＶＤ法により形成したのち、通常のＣＶ
Ｄ法（ＨＴ−ＣＶＤ）によって２０〜１００μｍの厚み
となるまで被覆を形成させる方法で製造することができ
る。さらに被覆膜形成後、被覆超硬合金部材の表面を機
械的衝撃、熱的衝撃又は超音波による衝撃により処理す
ることによって、被覆膜中に残存する応力を減少させる
ことによって耐欠損性を高めることができる。
最内層の被覆膜を、有機ＣＮ化合物を反応ガスとするＣ
ＶＤ法（ＭＴ−ＣＶＤ）によるＴｉＣＮ膜で形成する
か、プラズマＣＶＤ法（Ｐ−ＣＶＤ）により形成する
か、あるいはＰＶＤ法により形成したのち、通常のＣＶ
Ｄ法（ＨＴ−ＣＶＤ）によって２０〜１００μｍの厚み
となるまで被覆を形成させる方法で製造することができ
る。さらに被覆膜形成後、被覆超硬合金部材の表面を機
械的衝撃、熱的衝撃又は超音波による衝撃により処理す
ることによって、被覆膜中に残存する応力を減少させる
ことによって耐欠損性を高めることができる。
【０００７】本発明の被覆超硬合金部材の母材となる超
硬合金は、周期律表のＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族に属する
金属の炭化物を鉄族金属で焼結結合した合金である。ま
た、η相とは三元系複炭化物Ｃｏ3 Ｗ3 ＣやＣｏ6 Ｗ6
Ｃを含む相のことで非常に脆弱な相である。
硬合金は、周期律表のＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族に属する
金属の炭化物を鉄族金属で焼結結合した合金である。ま
た、η相とは三元系複炭化物Ｃｏ3 Ｗ3 ＣやＣｏ6 Ｗ6
Ｃを含む相のことで非常に脆弱な相である。
【０００８】
【作用】本発明者らが耐欠損性、耐摩耗性に優れた被覆
超硬合金部材の開発について種々の研究を行い、本発明
の完成に至った経緯は次のとおりである。従来ＨＴ−Ｃ
ＶＤ法により形成された被覆膜中の引張残留応力を開放
する方法として、ショットピーニングによる方法（特開
平２ー２５４１４４号公報）が知られている。しかしな
がら、被覆膜及び母材を破損させない条件でショットピ
ーニングを行った被覆超硬合金を用いて、切削試験を行
ったところ被覆膜の厚みが２０μｍ以上の被覆超硬合金
では耐欠損性が不十分で実用に耐えなかった。その合金
部材の被覆膜中の引張残留応力を測定したところ、０．
２ＧＰａ以上あり、引張残留応力が十分開放されていな
いと考えられた。被覆膜中の引張残留応力を開放するの
に必要なエネルギーは、膜厚が厚くなればなるほど大き
くなる。これは、被覆膜中に残留している引張残留応力
は超硬母材との界面で最大となるため、膜厚が厚くなる
ほど被覆膜自身が残留応力開放のための障害となるから
である。したがって、２０μｍ以上の膜厚の被覆超硬合
金部材でも、たとえば、ショットピーニング法の場合、
ショット粒径、投射速度を大きくすれば超硬母材との界
面に最も大きく存在する引張残留応力を開放することは
ある程度可能である。しかしながら、投射エネルギーを
大きくすると、被覆膜や母材が破損し、工具として使用
不能となることから、投射できるエネルギーには自ずか
ら限界があった。
超硬合金部材の開発について種々の研究を行い、本発明
の完成に至った経緯は次のとおりである。従来ＨＴ−Ｃ
ＶＤ法により形成された被覆膜中の引張残留応力を開放
する方法として、ショットピーニングによる方法（特開
平２ー２５４１４４号公報）が知られている。しかしな
がら、被覆膜及び母材を破損させない条件でショットピ
ーニングを行った被覆超硬合金を用いて、切削試験を行
ったところ被覆膜の厚みが２０μｍ以上の被覆超硬合金
では耐欠損性が不十分で実用に耐えなかった。その合金
部材の被覆膜中の引張残留応力を測定したところ、０．
２ＧＰａ以上あり、引張残留応力が十分開放されていな
いと考えられた。被覆膜中の引張残留応力を開放するの
に必要なエネルギーは、膜厚が厚くなればなるほど大き
くなる。これは、被覆膜中に残留している引張残留応力
は超硬母材との界面で最大となるため、膜厚が厚くなる
ほど被覆膜自身が残留応力開放のための障害となるから
である。したがって、２０μｍ以上の膜厚の被覆超硬合
金部材でも、たとえば、ショットピーニング法の場合、
ショット粒径、投射速度を大きくすれば超硬母材との界
面に最も大きく存在する引張残留応力を開放することは
ある程度可能である。しかしながら、投射エネルギーを
大きくすると、被覆膜や母材が破損し、工具として使用
不能となることから、投射できるエネルギーには自ずか
ら限界があった。
【０００９】本発明者らは、ショットピーニングにより
破損した工具を詳細に調査した結果、強力なショットピ
ーニングによって工具に発生した欠損は、被覆膜自身の
破損は少なく、すべて母材を含んだ形で破損しているこ
とを見出した。つまり、ショットピーニング条件を強く
した時に発生した欠損は、被覆膜が投射エネルギーに耐
えられずに破損したためではなく、母材強度が弱いため
に発生したと考えられた。本発明者らはこの理由を鋭意
検討した結果、被覆時に超硬母材界面に生じた非常に微
細なη相（三元系複炭化物Ｃｏ3 Ｗ3 ＣやＣｏ6 Ｗ6 Ｃ
を含む相のことで非常に脆弱）がショットブラスト時に
損傷を受け、切削加工時の耐欠損性低下の原因となって
いることを見出した。つまり、２０μｍ以下の被覆膜で
は小さな投射エネルギーで引張残留応力を開放できたた
め、母材中に存在しているη相がブラスト処理で傷つく
ことは無かったが、２０μｍ以上の厚膜では大きなエネ
ルギーが必要となったためブラスト処理時にη相を傷つ
け、耐欠損性が低下したり、ひどい場合にはη相がブラ
スト処理に耐えられずに破壊し、被覆膜が剥離したりし
ていたのである。
破損した工具を詳細に調査した結果、強力なショットピ
ーニングによって工具に発生した欠損は、被覆膜自身の
破損は少なく、すべて母材を含んだ形で破損しているこ
とを見出した。つまり、ショットピーニング条件を強く
した時に発生した欠損は、被覆膜が投射エネルギーに耐
えられずに破損したためではなく、母材強度が弱いため
に発生したと考えられた。本発明者らはこの理由を鋭意
検討した結果、被覆時に超硬母材界面に生じた非常に微
細なη相（三元系複炭化物Ｃｏ3 Ｗ3 ＣやＣｏ6 Ｗ6 Ｃ
を含む相のことで非常に脆弱）がショットブラスト時に
損傷を受け、切削加工時の耐欠損性低下の原因となって
いることを見出した。つまり、２０μｍ以下の被覆膜で
は小さな投射エネルギーで引張残留応力を開放できたた
め、母材中に存在しているη相がブラスト処理で傷つく
ことは無かったが、２０μｍ以上の厚膜では大きなエネ
ルギーが必要となったためブラスト処理時にη相を傷つ
け、耐欠損性が低下したり、ひどい場合にはη相がブラ
スト処理に耐えられずに破壊し、被覆膜が剥離したりし
ていたのである。
【００１０】従って母材である超硬合金にη相を発生さ
せずに厚膜被覆を行うことにより、母材を損傷させずに
被覆膜中の引張残留応力を開放し、耐欠損性及び耐摩耗
性に優れた被覆超硬合金部材を製造できると考えた。炭
化タングステン（ＷＣ）を主成分とした超硬合金にセラ
ミックを被覆した工具において、超硬母材中に遊離炭素
を析出させ、膜直下のη相を少なくする技術が提案され
ているが（特公昭５９ー７３４９号公報）、最もη相の
発生しやすい切れ刃稜線部に注目した技術ではなく、母
材に遊離炭素を析出させることを必須としているため、
工具としての全体の強度が低くなるといった問題があっ
た。そこで、η相を発生させずに被覆できる方法とし
て、約１０００℃前後で被覆を行う通常のＨＴ−ＣＶＤ
法よりも低温で被覆できる有機ＣＮ化合物を反応ガスと
するＭＴ−ＣＶＤ法を選び、最下層としてＴｉＣＮを１
０μｍ被覆したのち、通常のＨＴ−ＣＶＤ法でＡｌ2 Ｏ
3 を４０μｍ被覆した工具を作製し、η層の有無のチェ
ックと耐欠損性、耐摩耗性のテストを行った。その結
果、超硬母材と膜の界面にはη相は発生しておらず、厚
膜被覆品で期待どおり、耐欠損性、耐摩耗性ともに優れ
た被覆超硬合金部材を得ることができた。さらにη相を
発生させない被覆方法としてＰ−ＣＶＤ法、ＰＶＤ法も
有効であり、単独又は従来のＨＴ−ＣＶＤと組み合わせ
て用いることができ、耐欠損性、耐摩耗性に優れる被覆
超硬合金部材を作製できることも見出した。また、ＭＴ
−ＣＶＤ法、Ｐ−ＣＶＤ、ＰＶＤ法で作製した膜はＨＴ
−ＣＶＤで作製した膜よりも硬度が高く、耐摩耗性が向
上する。
せずに厚膜被覆を行うことにより、母材を損傷させずに
被覆膜中の引張残留応力を開放し、耐欠損性及び耐摩耗
性に優れた被覆超硬合金部材を製造できると考えた。炭
化タングステン（ＷＣ）を主成分とした超硬合金にセラ
ミックを被覆した工具において、超硬母材中に遊離炭素
を析出させ、膜直下のη相を少なくする技術が提案され
ているが（特公昭５９ー７３４９号公報）、最もη相の
発生しやすい切れ刃稜線部に注目した技術ではなく、母
材に遊離炭素を析出させることを必須としているため、
工具としての全体の強度が低くなるといった問題があっ
た。そこで、η相を発生させずに被覆できる方法とし
て、約１０００℃前後で被覆を行う通常のＨＴ−ＣＶＤ
法よりも低温で被覆できる有機ＣＮ化合物を反応ガスと
するＭＴ−ＣＶＤ法を選び、最下層としてＴｉＣＮを１
０μｍ被覆したのち、通常のＨＴ−ＣＶＤ法でＡｌ2 Ｏ
3 を４０μｍ被覆した工具を作製し、η層の有無のチェ
ックと耐欠損性、耐摩耗性のテストを行った。その結
果、超硬母材と膜の界面にはη相は発生しておらず、厚
膜被覆品で期待どおり、耐欠損性、耐摩耗性ともに優れ
た被覆超硬合金部材を得ることができた。さらにη相を
発生させない被覆方法としてＰ−ＣＶＤ法、ＰＶＤ法も
有効であり、単独又は従来のＨＴ−ＣＶＤと組み合わせ
て用いることができ、耐欠損性、耐摩耗性に優れる被覆
超硬合金部材を作製できることも見出した。また、ＭＴ
−ＣＶＤ法、Ｐ−ＣＶＤ、ＰＶＤ法で作製した膜はＨＴ
−ＣＶＤで作製した膜よりも硬度が高く、耐摩耗性が向
上する。
【００１１】本発明の被覆超硬合金部材においては、η
相は存在しないことが望ましいが、最もη相の発生しや
すい切れ刃稜線部で被覆膜と母材との界面に存在するη
相の平均厚みが１μｍ以下、望ましくは０．５μｍ以下
であれば、切削工具等の部材として優れた特性を発揮す
ることができる。このようなη相の少ない被覆膜を形成
させるためには、前記ＭＴ−ＣＶＤ法、Ｐ−ＣＶＤ法あ
るいはＰＶＤ法で形成させる最内層の厚みを０．５μｍ
以上とすることが必要である。
相は存在しないことが望ましいが、最もη相の発生しや
すい切れ刃稜線部で被覆膜と母材との界面に存在するη
相の平均厚みが１μｍ以下、望ましくは０．５μｍ以下
であれば、切削工具等の部材として優れた特性を発揮す
ることができる。このようなη相の少ない被覆膜を形成
させるためには、前記ＭＴ−ＣＶＤ法、Ｐ−ＣＶＤ法あ
るいはＰＶＤ法で形成させる最内層の厚みを０．５μｍ
以上とすることが必要である。
【００１２】また、本発明の被覆超硬合金部材は膜厚を
厚くしても耐欠損性の低下がないので、従来品に比べ膜
厚を非常に厚くでき、母材の超硬合金が切削による摩耗
のため露出することがなく、従来品に比べて切削寿命を
大幅に延ばすことができる。ただし、被覆膜厚は耐摩耗
性の観点で２０〜１００μｍが好ましい。これは２０μ
ｍ未満では従来品に比べて厚膜の効果が十分ではなく、
１００μｍを超えると耐欠損性の低下が著しくなるため
である。また、被覆膜中の引張残留応力は０．２ＧＰａ
以下であることが望ましい。これは、０．２ＧＰａより
大きくなると耐欠損性の面で好ましくないためである。
厚くしても耐欠損性の低下がないので、従来品に比べ膜
厚を非常に厚くでき、母材の超硬合金が切削による摩耗
のため露出することがなく、従来品に比べて切削寿命を
大幅に延ばすことができる。ただし、被覆膜厚は耐摩耗
性の観点で２０〜１００μｍが好ましい。これは２０μ
ｍ未満では従来品に比べて厚膜の効果が十分ではなく、
１００μｍを超えると耐欠損性の低下が著しくなるため
である。また、被覆膜中の引張残留応力は０．２ＧＰａ
以下であることが望ましい。これは、０．２ＧＰａより
大きくなると耐欠損性の面で好ましくないためである。
【００１３】次に、被覆膜中の引張り残留応力を開放す
る方法としてはショットブラスト、ショットピーニング
などの機械的衝撃を与える方法の他に熱的衝撃を与える
方法、音波による衝撃を与える方法などがある。例えば
ショットブラストによる方法では、粒径１０〜１０００
μｍの金属製、ガラス製又はセラミック製ショットを１
４０〜５００ｍ／ｓｅｃ、好ましくは１４０〜２５０ｍ
／ｓｅｃの投射速度で投射するのが好適である。１０μ
ｍ未満の粒径あるいは１４０ｍ／ｓｅｃ未満の投射速度
では十分な残留応力解放エネルギーを与えることができ
ず、１０００μｍを超える粒径あるいは５００ｍ／ｓｅ
ｃを超える投射速度では工具の刃先部をチッピングさせ
る恐れがあるためである。さらに、被覆相中のき裂間隔
の平均値は１５〜３００μｍの範囲であることが好まし
い。これは１５μｍ未満では膜の微小剥離が発生しやす
く耐摩耗性が低下し、また３００μｍを超えると耐欠損
性の低下が著しくなるためである。なお、ここでいうき
裂とは膜の表面から母材まで到達しているき裂を指す。
る方法としてはショットブラスト、ショットピーニング
などの機械的衝撃を与える方法の他に熱的衝撃を与える
方法、音波による衝撃を与える方法などがある。例えば
ショットブラストによる方法では、粒径１０〜１０００
μｍの金属製、ガラス製又はセラミック製ショットを１
４０〜５００ｍ／ｓｅｃ、好ましくは１４０〜２５０ｍ
／ｓｅｃの投射速度で投射するのが好適である。１０μ
ｍ未満の粒径あるいは１４０ｍ／ｓｅｃ未満の投射速度
では十分な残留応力解放エネルギーを与えることができ
ず、１０００μｍを超える粒径あるいは５００ｍ／ｓｅ
ｃを超える投射速度では工具の刃先部をチッピングさせ
る恐れがあるためである。さらに、被覆相中のき裂間隔
の平均値は１５〜３００μｍの範囲であることが好まし
い。これは１５μｍ未満では膜の微小剥離が発生しやす
く耐摩耗性が低下し、また３００μｍを超えると耐欠損
性の低下が著しくなるためである。なお、ここでいうき
裂とは膜の表面から母材まで到達しているき裂を指す。
【００１４】
【実施例】以下実施例により本発明をさらに具体的に説
明する。 （試料の調製）次のＩ、ＩＩ及びＩＩＩの３種類の超硬
合金母材（Ｔａ：３．１ｗｔ％、Ｎｂ：１．５ｗｔ％、
Ｔｉ：２．４ｗｔ％、Ｃｏ：５．３ｗｔ％、残部ＷＣの
組成を有しトータルカーボン量のそれぞれ異なるもの）
を使用し、下記に示すコーティング方法により被覆膜を
形成して、表１に示す１３種類の被覆超硬合金部材を作
製した。 超硬合金母材 Ｉ：η相域合金、トータルカーボン量６．１５ｗｔ％ ＩＩ：健全相域合金、トータルカーボン量６．２３ｗｔ
％ ＩＩＩ：遊離炭素出現合金、トータルカーボン量６．４
２ｗｔ％
明する。 （試料の調製）次のＩ、ＩＩ及びＩＩＩの３種類の超硬
合金母材（Ｔａ：３．１ｗｔ％、Ｎｂ：１．５ｗｔ％、
Ｔｉ：２．４ｗｔ％、Ｃｏ：５．３ｗｔ％、残部ＷＣの
組成を有しトータルカーボン量のそれぞれ異なるもの）
を使用し、下記に示すコーティング方法により被覆膜を
形成して、表１に示す１３種類の被覆超硬合金部材を作
製した。 超硬合金母材 Ｉ：η相域合金、トータルカーボン量６．１５ｗｔ％ ＩＩ：健全相域合金、トータルカーボン量６．２３ｗｔ
％ ＩＩＩ：遊離炭素出現合金、トータルカーボン量６．４
２ｗｔ％
【００１５】コーティング方法 (１)有機ＣＮ化合物を用いる方法（ＭＴ−ＣＶＤ法、原
料としてＴｉＣｌ4、Ｈ2 、ＣＨ3 ＣＮ使用、被覆温度
９００℃） (２) プラズマＣＶＤ法（Ｐ−ＣＶＤ法、原料としてＨ
2 、ＣＨ4 、ＴｉＣｌ4 を用い、高周波出力３００〜３
５０Ｗでプラズマ化、被覆温度９００℃） (３) 通常のＣＶＤ法（ＨＴ−ＣＶＤ法、１０００℃） (４) ＰＶＤによる方法（ＰＶＤ法、５００℃）
料としてＴｉＣｌ4、Ｈ2 、ＣＨ3 ＣＮ使用、被覆温度
９００℃） (２) プラズマＣＶＤ法（Ｐ−ＣＶＤ法、原料としてＨ
2 、ＣＨ4 、ＴｉＣｌ4 を用い、高周波出力３００〜３
５０Ｗでプラズマ化、被覆温度９００℃） (３) 通常のＣＶＤ法（ＨＴ−ＣＶＤ法、１０００℃） (４) ＰＶＤによる方法（ＰＶＤ法、５００℃）
【００１６】（実施例１）前記のようにして作製した１
３種の試料について、平均粒径３００μｍの鋳鋼球を投
射速度１５０ｍ／ｓｅｃの条件でショットブラスト処理
して引張残留応力の解放処理を行ない、最内層の膜が有
する残留応力値をＣｕ−Ｋα、Ｆｅ−Ｋα、Ｃｒ−Ｋ
α、Ｖ−Ｋαなどの特性Ｘ線を用いて、Ｓｉｎ2 ψ法
（並傾法）により測定した。さらに、任意の断面におけ
る被覆後の切れ刃稜線部での膜と超硬母材との界面の組
織観察を光学顕微鏡を用いて倍率１５００倍で行いη相
の厚みを測定した（赤血塩を用いたエッチング、η相は
黒く腐食される）。また、被覆層中のき裂の平均間隔
は、膜の断面を埋め込み後エッチングを行い、倍率５０
０倍の光学顕微鏡で観察し、き裂２０本の平均間隔より
求めた。これらの測定結果を表１に示す。表１から最内
層膜をＭＴ−ＣＶＤ法、Ｐ−ＣＶＤ法、ＰＶＤ法で作製
した試料は、膜と母材との界面でのη相厚みがＨＴ−Ｃ
ＶＤ法によるものよりも薄いことがわかる。
３種の試料について、平均粒径３００μｍの鋳鋼球を投
射速度１５０ｍ／ｓｅｃの条件でショットブラスト処理
して引張残留応力の解放処理を行ない、最内層の膜が有
する残留応力値をＣｕ−Ｋα、Ｆｅ−Ｋα、Ｃｒ−Ｋ
α、Ｖ−Ｋαなどの特性Ｘ線を用いて、Ｓｉｎ2 ψ法
（並傾法）により測定した。さらに、任意の断面におけ
る被覆後の切れ刃稜線部での膜と超硬母材との界面の組
織観察を光学顕微鏡を用いて倍率１５００倍で行いη相
の厚みを測定した（赤血塩を用いたエッチング、η相は
黒く腐食される）。また、被覆層中のき裂の平均間隔
は、膜の断面を埋め込み後エッチングを行い、倍率５０
０倍の光学顕微鏡で観察し、き裂２０本の平均間隔より
求めた。これらの測定結果を表１に示す。表１から最内
層膜をＭＴ−ＣＶＤ法、Ｐ−ＣＶＤ法、ＰＶＤ法で作製
した試料は、膜と母材との界面でのη相厚みがＨＴ−Ｃ
ＶＤ法によるものよりも薄いことがわかる。
【００１７】
【表１】
【００１８】（実施例２）実施例１で使用したのと同じ
試料のチップを用いて、下記の条件で切削時の耐欠損性
テスト及び耐摩耗性テストを行った（切削工具型番：SN
MG433EMU）。これらのテスト結果を表２に示す。 耐欠損性テスト 切削速度 １００ｍ／ｍｉｎ 被削材 ＳＣＭ４３５ ４溝材（図１に示す形
状のもの） 送り ０．１〜０．３ｍｍ／ｒｅｖ 切込み ２．０ｍｍ 切削時間 ３０ｓｅｃ ８回繰り返し 耐摩耗性テスト 切削速度 ５００ｍ／ｍｉｎ 被削材 ＳＣＭ４１５ 送り １．０ｍｍ／ｒｅｖ 切込み ２．０ｍｍ 切削時間 ５ ｍｉｎ 表２の結果から、膜厚及び引張り残留応力を好ましい範
囲に調製した試料（試料Ｎｏ．１、２、７〜１０）はそ
の他の試料（試料Ｎｏ．３〜６、１１〜１３）に比較し
て高速切削時の耐摩耗性、耐欠損性がともに優れている
ことが分かる。
試料のチップを用いて、下記の条件で切削時の耐欠損性
テスト及び耐摩耗性テストを行った（切削工具型番：SN
MG433EMU）。これらのテスト結果を表２に示す。 耐欠損性テスト 切削速度 １００ｍ／ｍｉｎ 被削材 ＳＣＭ４３５ ４溝材（図１に示す形
状のもの） 送り ０．１〜０．３ｍｍ／ｒｅｖ 切込み ２．０ｍｍ 切削時間 ３０ｓｅｃ ８回繰り返し 耐摩耗性テスト 切削速度 ５００ｍ／ｍｉｎ 被削材 ＳＣＭ４１５ 送り １．０ｍｍ／ｒｅｖ 切込み ２．０ｍｍ 切削時間 ５ ｍｉｎ 表２の結果から、膜厚及び引張り残留応力を好ましい範
囲に調製した試料（試料Ｎｏ．１、２、７〜１０）はそ
の他の試料（試料Ｎｏ．３〜６、１１〜１３）に比較し
て高速切削時の耐摩耗性、耐欠損性がともに優れている
ことが分かる。
【００１９】
【表２】
【００２０】
【発明の効果】本発明は従来の厚膜被覆超硬合金部材に
おける欠点である耐欠損性を改善するとともに、耐摩耗
性に優れた被覆超硬合金部材を提供するものである。本
発明の被覆超硬合金部材は、特に切削工具として使用す
る場合に優れた性能を発揮し高速高能率加工が可能であ
る。また、ダイスなどの塑性加工用工具や耐摩耗部品で
も優れた特性を発揮し、産業上の効果は極めて顕著なも
のがある。
おける欠点である耐欠損性を改善するとともに、耐摩耗
性に優れた被覆超硬合金部材を提供するものである。本
発明の被覆超硬合金部材は、特に切削工具として使用す
る場合に優れた性能を発揮し高速高能率加工が可能であ
る。また、ダイスなどの塑性加工用工具や耐摩耗部品で
も優れた特性を発揮し、産業上の効果は極めて顕著なも
のがある。
【図１】実施例２の耐欠損性試験に用いた４溝材の形状
を示す概略断面図である。
を示す概略断面図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平２−254144（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−177411（ＪＰ，Ａ) 特表 平６−501888（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C23C 28/04,30/00 C23C 16/30 C22C 29/08
Claims (6)
- 【請求項１】 超硬合金部材の表面に、周期率表のＩＶ
ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物、酸窒
化物、ホウ化物、ホウ窒化物、酸化物及びこれらの固溶
体若しくは化合物並びにアルミニウム酸化物のうちの１
種の単層あるいは２種以上の複層からなる被覆膜が形成
された被覆超硬合金部材において、総膜厚が２０〜１０
０μｍとなるように被覆膜が形成されており、かつその
被覆膜中の引張り残留応力が０．２ＧＰａ以下であり、
被覆層中のき裂間隔の平均値が１５〜３００μｍの範囲
であり、切れ刃稜線部の被覆膜と母材との界面に存在す
るη相の平均厚みが１μｍ以下であることを特徴とする
被覆超硬合金部材。 - 【請求項２】 最内層の被覆膜を有機ＣＮ化合物を反応
ガスとするＣＶＤ法によるＴｉＣＮ膜としたことを特徴
とする請求項１に記載の被覆超硬合金部材。 - 【請求項３】 最内層の被覆膜をプラズマＣＶＤ法によ
り形成したことを特徴とする請求項１に記載の被覆超硬
合金部材。 - 【請求項４】 最内層の被覆膜をＰＶＤ法により形成し
たことを特徴とする請求項１に記載の被覆超硬合金部
材。 - 【請求項５】 請求項１乃至４のいずれかに記載の被覆
超硬合金部材を製造するに際し、被覆膜形成後、被覆超
硬合金部材の表面を機械的衝撃、熱的衝撃又は超音波に
よる衝撃により処理することを特徴とする被覆超硬合金
部材の製造方法。 - 【請求項６】 請求項１乃至４のいずれかに記載の被覆
超硬合金部材を製造するに際し、被覆膜形成後、被覆超
硬合金部材の表面に粒径１０〜１０００μｍの金属製、
ガラス製又はセラミック製のショットを、投射速度１４
０〜５００ｍ／ｓｅｃの条件で投射しショットブラスト
することを特徴とする被覆超硬合金部材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12582293A JP3232778B2 (ja) | 1993-05-27 | 1993-05-27 | 被覆超硬合金部材及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12582293A JP3232778B2 (ja) | 1993-05-27 | 1993-05-27 | 被覆超硬合金部材及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06330352A JPH06330352A (ja) | 1994-11-29 |
| JP3232778B2 true JP3232778B2 (ja) | 2001-11-26 |
Family
ID=14919802
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12582293A Expired - Lifetime JP3232778B2 (ja) | 1993-05-27 | 1993-05-27 | 被覆超硬合金部材及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3232778B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7033643B2 (en) | 2003-06-13 | 2006-04-25 | Osg Corporation | Process of manufacturing a coated body |
| US20190076907A1 (en) * | 2016-03-31 | 2019-03-14 | Fuji Manufacturing Co., Ltd. | Structure of cutting edge of machining tool, and surface treatment method for same |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3919867B2 (ja) * | 1996-11-01 | 2007-05-30 | ブリヂストンスポーツ株式会社 | アイアンゴルフクラブヘッド及びアイアンゴルフクラブセット |
| JP5013261B2 (ja) * | 2007-09-25 | 2012-08-29 | 三菱マテリアル株式会社 | 表面被覆切削工具 |
-
1993
- 1993-05-27 JP JP12582293A patent/JP3232778B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7033643B2 (en) | 2003-06-13 | 2006-04-25 | Osg Corporation | Process of manufacturing a coated body |
| US20190076907A1 (en) * | 2016-03-31 | 2019-03-14 | Fuji Manufacturing Co., Ltd. | Structure of cutting edge of machining tool, and surface treatment method for same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH06330352A (ja) | 1994-11-29 |
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