JP3269305B2 - 硬質被覆層がすぐれた層間密着性を有する表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具 - Google Patents
硬質被覆層がすぐれた層間密着性を有する表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、硬質被覆層がすぐれ
た層間密着性を有し、したがって切削抵抗の大きい、例
えば軟鋼などの切削に用いた場合に長期に亘ってすぐれ
た切削性能を発揮する表面被覆炭化タングステン基超硬
合金製切削工具（以下、被覆超硬切削工具という）に関
するものである。
た層間密着性を有し、したがって切削抵抗の大きい、例
えば軟鋼などの切削に用いた場合に長期に亘ってすぐれ
た切削性能を発揮する表面被覆炭化タングステン基超硬
合金製切削工具（以下、被覆超硬切削工具という）に関
するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、例えば特公昭５７−１５８５号公
報や特公昭５９−５２７０３号公報に記載されるよう
に、全体的に均質な炭化タングステン基超硬合金基体
や、結合相形成成分としての例えばＣｏなどの含有量が
基体内部に比して相対的に高い表面部、すなわち表面部
に結合相富化帯域を有する炭化タングステン基超硬合金
基体（以下、これらを総称して超硬合金基体という）の
表面に、化学蒸着法や物理蒸着法を用いて、窒化チタン
（以下、ＴｉＮで示す）の第１層、炭窒化チタン（以
下、ＴｉＣＮで示す）の第２層、炭化チタン（以下、Ｔ
ｉＣで示す）の第３層、および酸化アルミニウム（以
下、Ａｌ2 Ｏ3 で示す）の第４層、さらに必要に応じて
ＴｉＮの第５層からなる硬質被覆層を３〜３０μｍの平
均層厚で形成してなる被覆超硬切削工具が、主に合金鋼
や鋳鉄の施削やフライス切削などに用いられていること
は、良く知られているところである。
報や特公昭５９−５２７０３号公報に記載されるよう
に、全体的に均質な炭化タングステン基超硬合金基体
や、結合相形成成分としての例えばＣｏなどの含有量が
基体内部に比して相対的に高い表面部、すなわち表面部
に結合相富化帯域を有する炭化タングステン基超硬合金
基体（以下、これらを総称して超硬合金基体という）の
表面に、化学蒸着法や物理蒸着法を用いて、窒化チタン
（以下、ＴｉＮで示す）の第１層、炭窒化チタン（以
下、ＴｉＣＮで示す）の第２層、炭化チタン（以下、Ｔ
ｉＣで示す）の第３層、および酸化アルミニウム（以
下、Ａｌ2 Ｏ3 で示す）の第４層、さらに必要に応じて
ＴｉＮの第５層からなる硬質被覆層を３〜３０μｍの平
均層厚で形成してなる被覆超硬切削工具が、主に合金鋼
や鋳鉄の施削やフライス切削などに用いられていること
は、良く知られているところである。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】一方、近年の切削機械
のＦＡ化はめざましく、かつ切削加工の省力化の要求と
相まって、切削工具には汎用性が求められる傾向にある
が、上記の従来被覆超硬切削工具においては、これを合
金鋼や鋳鉄などの切削に用いた場合には問題はないが、
特に切削抵抗の高い軟鋼などの切削に用いた場合、硬質
被覆層の層間密着性が十分でないために、硬質被覆層に
層間剥離やチッピングが発生し易く、これが原因で比較
的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
のＦＡ化はめざましく、かつ切削加工の省力化の要求と
相まって、切削工具には汎用性が求められる傾向にある
が、上記の従来被覆超硬切削工具においては、これを合
金鋼や鋳鉄などの切削に用いた場合には問題はないが、
特に切削抵抗の高い軟鋼などの切削に用いた場合、硬質
被覆層の層間密着性が十分でないために、硬質被覆層に
層間剥離やチッピングが発生し易く、これが原因で比較
的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
【０００４】
【課題を解決するための手段】そこで、本発明者等は、
上述のような観点から、上記の従来被覆超硬切削工具に
着目し、これを構成する硬質被覆層の層間密着性の向上
をはかるべく研究を行なった結果、 （ａ） 上記の従来被覆超硬切削工具を構成する硬質被
覆層において、超硬合金基体に対する第１層のＴｉＮ層
の密着性は相対的に高いが、第２層のＴｉＣＮ層と第１
層のＴｉＮ層および第３層のＴｉＣ層、並びに第４層の
Ａｌ2 Ｏ3 層と第３層のＴｉＣ層および第５層のＴｉＮ
層の密着性が不十分であり、これが原因で層間剥離やチ
ッピングが発生し易くなること。 （ｂ） 上記の従来被覆超硬切削工具を構成する硬質被
覆層において、第１層のＴｉＮ層、第２層のＴｉＣＮ
層、第３層のＴｉＣ層、さらに必要に応じて形成される
第５層のＴｉＮ層はいずれも粒状結晶組織をもち、第４
層のＡｌ2 Ｏ3 層はアルファ型結晶組織をもつが、前記
第２層のＴｉＣＮ層を縦長成長結晶組織とすると共に、
前記第４層のＡｌ2 Ｏ3 層をカッパー型結晶を主体とす
る組織、望ましくは、カッパー型結晶が５０容量％以上
を占め、残りがアルファ型結晶からなる混合組織、さら
に望ましくは実質的にカッパー型結晶からなる組織とす
ると、前記第２層に対する第１層のＴｉＮ層および第３
層のＴｉＣ層、並びに前記第４層に対する第３層のＴｉ
Ｃ層、および第５層のＴｉＮ層の密着性が著しく向上す
ること。 （ｃ） 第３層のＴｉＣ層形成後に、１０〜１００torr
の水素雰囲気中、温度：８５０〜１１００℃に１〜５時
間保持の条件で加熱処理を施すと、超硬合金基体を構成
する成分のうち少なくともＷとＣｏ成分が毛細管現象に
より第１層、第２層、および第３層の粒界に拡散移動
し、これらの層の粒界に少なくともＷとＣｏが含有する
ようになり、この結果結晶粒間密着性の向上と相まって
層間密着性が一段と向上するようになること。以上
（ａ）〜（ｃ）に示される研究結果を得たのである。
上述のような観点から、上記の従来被覆超硬切削工具に
着目し、これを構成する硬質被覆層の層間密着性の向上
をはかるべく研究を行なった結果、 （ａ） 上記の従来被覆超硬切削工具を構成する硬質被
覆層において、超硬合金基体に対する第１層のＴｉＮ層
の密着性は相対的に高いが、第２層のＴｉＣＮ層と第１
層のＴｉＮ層および第３層のＴｉＣ層、並びに第４層の
Ａｌ2 Ｏ3 層と第３層のＴｉＣ層および第５層のＴｉＮ
層の密着性が不十分であり、これが原因で層間剥離やチ
ッピングが発生し易くなること。 （ｂ） 上記の従来被覆超硬切削工具を構成する硬質被
覆層において、第１層のＴｉＮ層、第２層のＴｉＣＮ
層、第３層のＴｉＣ層、さらに必要に応じて形成される
第５層のＴｉＮ層はいずれも粒状結晶組織をもち、第４
層のＡｌ2 Ｏ3 層はアルファ型結晶組織をもつが、前記
第２層のＴｉＣＮ層を縦長成長結晶組織とすると共に、
前記第４層のＡｌ2 Ｏ3 層をカッパー型結晶を主体とす
る組織、望ましくは、カッパー型結晶が５０容量％以上
を占め、残りがアルファ型結晶からなる混合組織、さら
に望ましくは実質的にカッパー型結晶からなる組織とす
ると、前記第２層に対する第１層のＴｉＮ層および第３
層のＴｉＣ層、並びに前記第４層に対する第３層のＴｉ
Ｃ層、および第５層のＴｉＮ層の密着性が著しく向上す
ること。 （ｃ） 第３層のＴｉＣ層形成後に、１０〜１００torr
の水素雰囲気中、温度：８５０〜１１００℃に１〜５時
間保持の条件で加熱処理を施すと、超硬合金基体を構成
する成分のうち少なくともＷとＣｏ成分が毛細管現象に
より第１層、第２層、および第３層の粒界に拡散移動
し、これらの層の粒界に少なくともＷとＣｏが含有する
ようになり、この結果結晶粒間密着性の向上と相まって
層間密着性が一段と向上するようになること。以上
（ａ）〜（ｃ）に示される研究結果を得たのである。
【０００５】この発明は、上記の研究結果にもとづいて
なされたものであって、超硬合金基体の表面に、第１層
のＴｉＮ層、第２層のＴｉＣＮ層、第３層のＴｉＣ層、
および第４層のＡｌ2 Ｏ3 層、さらに必要に応じて第５
層のＴｉＮ層からなる硬質被覆層を３〜３０μｍの平均
層厚で形成してなる被覆超硬切削工具において、 （ａ） 上記の第１層、第３層、および第５層を粒状結
晶組織、上記第２層を縦長成長結晶組織、上記第４層を
カッパー型結晶を主体とした組織とすると共に、 （ｂ） 上記の第１層、第２層、および第３層の結晶粒
界に、上記超硬合金基体を構成する成分のうちの少なく
ともＷとＣｏを含有させること、以上（ａ）および
（ｂ）により上記硬質被覆層にすぐれた層間密着性を具
備せしめた被覆超硬切削工具に特徴を有するものであ
る。
なされたものであって、超硬合金基体の表面に、第１層
のＴｉＮ層、第２層のＴｉＣＮ層、第３層のＴｉＣ層、
および第４層のＡｌ2 Ｏ3 層、さらに必要に応じて第５
層のＴｉＮ層からなる硬質被覆層を３〜３０μｍの平均
層厚で形成してなる被覆超硬切削工具において、 （ａ） 上記の第１層、第３層、および第５層を粒状結
晶組織、上記第２層を縦長成長結晶組織、上記第４層を
カッパー型結晶を主体とした組織とすると共に、 （ｂ） 上記の第１層、第２層、および第３層の結晶粒
界に、上記超硬合金基体を構成する成分のうちの少なく
ともＷとＣｏを含有させること、以上（ａ）および
（ｂ）により上記硬質被覆層にすぐれた層間密着性を具
備せしめた被覆超硬切削工具に特徴を有するものであ
る。
【０００６】なお、この発明の被覆超硬切削工具を構成
する硬質被覆層のうちの第２層の縦長結晶組織を有する
ＴｉＣＮ層は、例えば特開平６−８０１０号公報に記載
される通り、 （ア） 反応ガス組成、容量％で、 ＴｉＣｌ4 ：１〜４％、 ＣＨ3 ＣＮ：０．１〜５
％、 Ｎ2 ：０〜３５％、 Ｈ2 ：残り、 （イ） 反応温度：８５０〜９５０℃、 （ウ） 雰囲気圧力：３０〜２００torr、 の条件で形成するのが望ましい。 一方、粒状結晶組織を有するＴｉＣＮ層は、通常、 （ア） 反応ガス組成、容量％で、 ＴｉＣｌ4 ：１〜５％、 ＣＨ4 ：２〜７％、 Ｎ2 ：１５〜３０％、 Ｈ2 ：残り、 （イ） 反応温度：９５０〜１０５０℃、 （ウ） 雰囲気圧力：３０〜２００torr、 の条件で形成される。 また、カッパー型結晶を主体とする組織を有するＡｌ2
Ｏ3 層は、 （ア） 反応ガス組成、容量％で、 初期段階の１〜１２０分を、 ＡｌＣｌ3 ：１〜２０％、 Ｈ2 ：残り、 または、 ＡｌＣｌ3 ：１〜２０％、 ＨＣｌ：１〜２０％および／またはＨ2 Ｓ：０．０５〜
５％、 Ｈ2 ：残り、 とし、以後、 ＡｌＣｌ3 ：１〜２０％、 ＣＯ2 ：０．５〜３０
％、 Ｈ2 ：残り、 または、 ＡｌＣｌ3 ：１〜２０％、 ＣＯ2 ：０．５〜３０
％、 ＨＣｌ：１〜２０％および／またはＨ2 Ｓ：０．０５〜
５％、 Ｈ2 ：残り、 （イ） 反応温度：８５０〜１０００℃、 （ウ） 雰囲気圧力：３０〜２００torr、 の条件で形成される。
する硬質被覆層のうちの第２層の縦長結晶組織を有する
ＴｉＣＮ層は、例えば特開平６−８０１０号公報に記載
される通り、 （ア） 反応ガス組成、容量％で、 ＴｉＣｌ4 ：１〜４％、 ＣＨ3 ＣＮ：０．１〜５
％、 Ｎ2 ：０〜３５％、 Ｈ2 ：残り、 （イ） 反応温度：８５０〜９５０℃、 （ウ） 雰囲気圧力：３０〜２００torr、 の条件で形成するのが望ましい。 一方、粒状結晶組織を有するＴｉＣＮ層は、通常、 （ア） 反応ガス組成、容量％で、 ＴｉＣｌ4 ：１〜５％、 ＣＨ4 ：２〜７％、 Ｎ2 ：１５〜３０％、 Ｈ2 ：残り、 （イ） 反応温度：９５０〜１０５０℃、 （ウ） 雰囲気圧力：３０〜２００torr、 の条件で形成される。 また、カッパー型結晶を主体とする組織を有するＡｌ2
Ｏ3 層は、 （ア） 反応ガス組成、容量％で、 初期段階の１〜１２０分を、 ＡｌＣｌ3 ：１〜２０％、 Ｈ2 ：残り、 または、 ＡｌＣｌ3 ：１〜２０％、 ＨＣｌ：１〜２０％および／またはＨ2 Ｓ：０．０５〜
５％、 Ｈ2 ：残り、 とし、以後、 ＡｌＣｌ3 ：１〜２０％、 ＣＯ2 ：０．５〜３０
％、 Ｈ2 ：残り、 または、 ＡｌＣｌ3 ：１〜２０％、 ＣＯ2 ：０．５〜３０
％、 ＨＣｌ：１〜２０％および／またはＨ2 Ｓ：０．０５〜
５％、 Ｈ2 ：残り、 （イ） 反応温度：８５０〜１０００℃、 （ウ） 雰囲気圧力：３０〜２００torr、 の条件で形成される。
【０００７】また、この発明の被覆超硬切削工具を構成
する硬質被覆層は、化学蒸着法および／または物理蒸着
法にて、上記の条件および通常の条件で、超硬合金基体
の表面に、まず第１層のＴｉＮ層を蒸着し、ついで第２
層のＴｉＣＮ層から第４層のＡｌ2 Ｏ3 層まで、さらに
必要に応じて第５層のＴｉＮ層を順次蒸着することによ
って形成されるが、前記第２層以降の形成に際して、前
記第１層のＴｉＮ層中に前記超硬合金基体中のＣ成分が
拡散固溶する場合があるが、この場合は前記第１層の一
部あるいは全体がＴｉＣＮとなる。
する硬質被覆層は、化学蒸着法および／または物理蒸着
法にて、上記の条件および通常の条件で、超硬合金基体
の表面に、まず第１層のＴｉＮ層を蒸着し、ついで第２
層のＴｉＣＮ層から第４層のＡｌ2 Ｏ3 層まで、さらに
必要に応じて第５層のＴｉＮ層を順次蒸着することによ
って形成されるが、前記第２層以降の形成に際して、前
記第１層のＴｉＮ層中に前記超硬合金基体中のＣ成分が
拡散固溶する場合があるが、この場合は前記第１層の一
部あるいは全体がＴｉＣＮとなる。
【０００８】さらに、上記硬質被覆層の平均層厚を３〜
３０μｍと定めたのは、その平均層厚が３μｍ未満では
所望のすぐれた耐摩耗性を確保することができず、一方
その平均層厚が３０μｍを越えると耐欠損性が急激に低
下するようになるという理由によるものであり、また第
１層のＴｉＮ層の平均層厚は０．１〜５μｍ、第２層の
ＴｉＣＮ層のそれは３〜２０μｍ、第３層のＴｉＣ層は
１〜１０μｍ、第４層のＡｌ2 Ｏ3 層は０．１〜１５μ
ｍ、さらに第５層のＴｉＮ層は０．１〜５μｍの平均層
厚とするのが望ましい。
３０μｍと定めたのは、その平均層厚が３μｍ未満では
所望のすぐれた耐摩耗性を確保することができず、一方
その平均層厚が３０μｍを越えると耐欠損性が急激に低
下するようになるという理由によるものであり、また第
１層のＴｉＮ層の平均層厚は０．１〜５μｍ、第２層の
ＴｉＣＮ層のそれは３〜２０μｍ、第３層のＴｉＣ層は
１〜１０μｍ、第４層のＡｌ2 Ｏ3 層は０．１〜１５μ
ｍ、さらに第５層のＴｉＮ層は０．１〜５μｍの平均層
厚とするのが望ましい。
【０００９】
【実施例】つぎに、この発明の被覆超硬切削工具を実施
例により具体的に説明する。原料粉末として、平均粒
径：３μｍを有する中粒ＷＣ粉末、同５μｍの粗粒ＷＣ
粉末、同１．５μｍの（Ｔｉ，Ｗ）Ｃ［重量比（質量
比）で、以下同じ、ＴｉＣ／ＷＣ＝３０／７０］粉末、
同１．２μｍの（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮ（ＴｉＣ／ＴｉＮ／Ｗ
Ｃ＝２４／２０／５６）粉末、および同１．２μｍのＣ
ｏ粉末を用意し、これら原料粉末を表１に示される配合
組成に配合し、ボールミルで７２時間湿式混合し、乾燥
した後、ＩＳＯ・ＣＮＭＧ１２０４０８（超硬合金基体
Ａ〜Ｄ用）および同ＳＥＥＮ４２ＡＦＴＮ１（超硬合金
基体Ｅ用）に定める形状の圧粉体にプレス成形し、この
圧粉体を同じく表１に示される条件で真空焼結すること
により超硬合金基体Ａ〜Ｅをそれぞれ製造した。さら
に、上記超硬合金基体Ｂに対して、１００torrのＣＨ4
ガス雰囲気中、温度：１４００℃に１時間保持後、徐冷
の浸炭処理を施し、処理後、基体表面に付着するカーボ
ンとＣｏを酸およびバレル研磨で除去することにより、
表面から１０μｍの位置で最大Ｃｏ含有量：１５重量
％、深さ：４０μｍのＣｏ富化帯域を基体表面部に形成
した。また、上記超硬合金基体ＡおよびＤには、焼結し
たままで、表面部に表面から１５μｍの位置で最大Ｃｏ
含有量：９重量％、深さ：２０μｍのＣｏ富化帯域が形
成されており、残りの超硬合金基体ＣおよびＥには、前
記Ｃｏ富化帯域の形成がなく、全体的に均質な組織をも
つものであった。さらに、表１には上記超硬合金基体Ａ
〜Ｅの内部硬さ（ロックウェル硬さＡスケール）をそれ
ぞれ示した。
例により具体的に説明する。原料粉末として、平均粒
径：３μｍを有する中粒ＷＣ粉末、同５μｍの粗粒ＷＣ
粉末、同１．５μｍの（Ｔｉ，Ｗ）Ｃ［重量比（質量
比）で、以下同じ、ＴｉＣ／ＷＣ＝３０／７０］粉末、
同１．２μｍの（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮ（ＴｉＣ／ＴｉＮ／Ｗ
Ｃ＝２４／２０／５６）粉末、および同１．２μｍのＣ
ｏ粉末を用意し、これら原料粉末を表１に示される配合
組成に配合し、ボールミルで７２時間湿式混合し、乾燥
した後、ＩＳＯ・ＣＮＭＧ１２０４０８（超硬合金基体
Ａ〜Ｄ用）および同ＳＥＥＮ４２ＡＦＴＮ１（超硬合金
基体Ｅ用）に定める形状の圧粉体にプレス成形し、この
圧粉体を同じく表１に示される条件で真空焼結すること
により超硬合金基体Ａ〜Ｅをそれぞれ製造した。さら
に、上記超硬合金基体Ｂに対して、１００torrのＣＨ4
ガス雰囲気中、温度：１４００℃に１時間保持後、徐冷
の浸炭処理を施し、処理後、基体表面に付着するカーボ
ンとＣｏを酸およびバレル研磨で除去することにより、
表面から１０μｍの位置で最大Ｃｏ含有量：１５重量
％、深さ：４０μｍのＣｏ富化帯域を基体表面部に形成
した。また、上記超硬合金基体ＡおよびＤには、焼結し
たままで、表面部に表面から１５μｍの位置で最大Ｃｏ
含有量：９重量％、深さ：２０μｍのＣｏ富化帯域が形
成されており、残りの超硬合金基体ＣおよびＥには、前
記Ｃｏ富化帯域の形成がなく、全体的に均質な組織をも
つものであった。さらに、表１には上記超硬合金基体Ａ
〜Ｅの内部硬さ（ロックウェル硬さＡスケール）をそれ
ぞれ示した。
【００１０】ついで、これらの超硬合金基体Ａ〜Ｅの表
面に、ホーニングを施した状態で、通常の化学蒸着装置
を用い、表２に示される条件で、表３〜６に示される組
成および結晶組織、並びに平均層厚の硬質被覆層を形成
し、この間第２層形成後に３５torrの水素雰囲気中、温
度：１０５０℃に１〜５時間の範囲内の所定時間保持の
条件で加熱処理を施すことにより本発明被覆超硬切削工
具１〜７を製造すると共に、前記加熱処理を行なわずに
従来被覆超硬切削工具１〜７をそれぞれ製造した。この
結果得られた各種の被覆超硬切削工具を構成する硬質被
覆層の第１層、第２層、および第３層について、それぞ
れの層を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察して各層毎適
宜５ヶ所の粒界を特定し、この特定粒界のＷおよびＣｏ
含有量をエネルギー分散型Ｘ線測定装置で定量分析し
た。これらの結果を表３〜６に平均値で示した。
面に、ホーニングを施した状態で、通常の化学蒸着装置
を用い、表２に示される条件で、表３〜６に示される組
成および結晶組織、並びに平均層厚の硬質被覆層を形成
し、この間第２層形成後に３５torrの水素雰囲気中、温
度：１０５０℃に１〜５時間の範囲内の所定時間保持の
条件で加熱処理を施すことにより本発明被覆超硬切削工
具１〜７を製造すると共に、前記加熱処理を行なわずに
従来被覆超硬切削工具１〜７をそれぞれ製造した。この
結果得られた各種の被覆超硬切削工具を構成する硬質被
覆層の第１層、第２層、および第３層について、それぞ
れの層を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察して各層毎適
宜５ヶ所の粒界を特定し、この特定粒界のＷおよびＣｏ
含有量をエネルギー分散型Ｘ線測定装置で定量分析し
た。これらの結果を表３〜６に平均値で示した。
【００１１】また、上記本発明被覆超硬切削工具１〜５
および従来被覆超硬切削工具１〜５について、 被削材：軟鋼の丸棒、 切削速度：３３５ｍ／min.、 送り：０．２６mm／rev.、 切込み：２mm、 切削時間：２０分、 の条件での軟鋼の連続切削試験、および、 被削材：軟鋼の角材、 切削速度：３０５ｍ／min.、 送り：０．２６mm／rev.、 切込み：１．５mm、 切削時間：２５分、 の条件での軟鋼の断続切削試験を行ない、いずれの切削
試験でも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。これらの測定
結果を表４，６に示した。さらに、上記本発明被覆超硬
切削工具６，７および従来被覆超硬切削工具６，７につ
いて、 被削材：軟鋼の角材、 切削速度：３０５ｍ／min.、 送り：０．３６mm／刃、 切込み：２．５m m、 切削時間：３０分、 の条件で軟鋼のフライス切削を行ない、切刃の逃げ面摩
耗幅を測定した。この測定結果も表４，６に示した。
および従来被覆超硬切削工具１〜５について、 被削材：軟鋼の丸棒、 切削速度：３３５ｍ／min.、 送り：０．２６mm／rev.、 切込み：２mm、 切削時間：２０分、 の条件での軟鋼の連続切削試験、および、 被削材：軟鋼の角材、 切削速度：３０５ｍ／min.、 送り：０．２６mm／rev.、 切込み：１．５mm、 切削時間：２５分、 の条件での軟鋼の断続切削試験を行ない、いずれの切削
試験でも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。これらの測定
結果を表４，６に示した。さらに、上記本発明被覆超硬
切削工具６，７および従来被覆超硬切削工具６，７につ
いて、 被削材：軟鋼の角材、 切削速度：３０５ｍ／min.、 送り：０．３６mm／刃、 切込み：２．５m m、 切削時間：３０分、 の条件で軟鋼のフライス切削を行ない、切刃の逃げ面摩
耗幅を測定した。この測定結果も表４，６に示した。
【００１２】
【表１】
【００１３】
【表２】
【００１４】
【表３】
【００１５】
【表４】
【００１６】
【表５】
【００１７】
【表６】
【００１８】
【発明の効果】表３〜６に示される結果から、本発明被
覆超硬切削工具１〜７は、いずれも切削抵抗の高い軟鋼
の切削にもかかわらず、硬質被覆層に層間剥離やチッピ
ングの発生なく、すぐれた耐摩耗性を示すのに対して、
従来被覆超硬切削工具１〜７は、硬質被覆層における層
間密着性が不十分なために、軟鋼の切削では層間剥離や
チッピングが発生し、比較的短時間で使用寿命に至るこ
とが明らかである。上述のように、この発明の被覆超硬
切削工具は、これを構成する硬質被覆層がすぐれた層間
密着性を有するので、合金鋼や鋳鉄などの切削は勿論の
こと、切削抵抗の高い軟鋼などの切削に用いた場合にも
長期に亘ってすぐれた切削性能を発揮するのである。
覆超硬切削工具１〜７は、いずれも切削抵抗の高い軟鋼
の切削にもかかわらず、硬質被覆層に層間剥離やチッピ
ングの発生なく、すぐれた耐摩耗性を示すのに対して、
従来被覆超硬切削工具１〜７は、硬質被覆層における層
間密着性が不十分なために、軟鋼の切削では層間剥離や
チッピングが発生し、比較的短時間で使用寿命に至るこ
とが明らかである。上述のように、この発明の被覆超硬
切削工具は、これを構成する硬質被覆層がすぐれた層間
密着性を有するので、合金鋼や鋳鉄などの切削は勿論の
こと、切削抵抗の高い軟鋼などの切削に用いた場合にも
長期に亘ってすぐれた切削性能を発揮するのである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ Ｃ２３Ｃ 16/36 Ｃ２３Ｃ 16/36 16/40 16/40 (56)参考文献 特開 平６−8010（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−252306（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−195268（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) B23B 27/14 B23P 15/28 C23C 14/14 C23C 16/30 - 16/40
Claims (2)
- 【請求項１】 全体的に均質な炭化タングステン基超硬
合金基体、または表面部に結合相富化帯域を有する炭化
タングステン基超硬合金基体の表面に、窒化チタンの第
１層、炭窒化チタンの第２層、炭化チタンの第３層、お
よび酸化アルミニウムの第４層からなる硬質被覆層を３
〜３０μｍの平均層厚で形成してなる表面被覆炭化タン
グステン基超硬合金製切削工具において、 （ａ） 上記の第１層および第３層を粒状結晶組織、上
記第２層を縦長成長結晶組織、上記第４層をカッパー型
結晶を主体とした組織とすると共に、 （ｂ） 上記の第１層、第２層、および第３層の結晶粒
界に、上記基体を構成する成分のうちの少なくともＷと
Ｃｏが拡散含有すること、 を特徴とする硬質被覆層がすぐれた層間密着性を有する
表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具。 - 【請求項２】 全体的に均質な炭化タングステン基超硬
合金基体、または表面部に結合相富化帯域を有する炭化
タングステン基超硬合金基体の表面に、窒化チタンの第
１層、炭窒化チタンの第２層、炭化チタンの第３層、お
よび酸化アルミニウムの第４層、さらに窒化チタンの第
５層からなる硬質被覆層を３〜３０μｍの平均層厚で形
成してなる表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削
工具において、 （ａ） 上記の第１層、第３層、および第５層を粒状結
晶組織、上記第２層を縦長成長結晶組織、上記第４層を
カッパー型結晶を主体とした組織とすると共に、 （ｂ） 上記の第１層、第２層、および第３層の結晶粒
界に、上記基体を構成する成分のうちの少なくともＷと
Ｃｏが拡散含有すること、 を特徴とする硬質被覆層がすぐれた層間密着性を有する
表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具。
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-
1994
- 1994-12-28 JP JP34005894A patent/JP3269305B2/ja not_active Expired - Fee Related
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