JP3371804B2 - 耐欠損性にすぐれた表面被覆超硬合金製切削工具 - Google Patents
耐欠損性にすぐれた表面被覆超硬合金製切削工具Info
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Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、硬質被覆層を構
成するＴｉ化合物層と酸化アルミニウム（以下、Ａｌ2
Ｏ3 で示す）層がすぐれた層間密着性を有し、したがっ
て例えば鋼や鋳鉄などの断続切削を高送りや高切り込み
などの重切削条件で行った場合にも硬質被覆層に剥離の
発生がなく、この結果前記剥離が原因の欠けやチッピン
グ（微小欠け）などの欠損の発生が著しく抑制されるよ
うになることから、使用寿命の長期に亘る延命化を可能
ならしめる表面被覆超硬合金製切削工具（以下、被覆超
硬工具という）に関するものである。 【０００２】 【従来の技術】従来、一般に、炭化タングステン基超硬
合金基体（以下、超硬基体という）の表面に、いずれも
粒状結晶組織を有する、炭化チタン（以下、ＴｉＣで示
す）層、窒化チタン（以下、同じくＴｉＮで示す）層、
炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）層、炭酸化チタ
ン（以下、ＴｉＣＯで示す）層、窒酸化チタン（以下、
ＴｉＮＯで示す）層、および炭窒酸化チタン（以下、Ｔ
ｉＣＮＯで示す）層のうちの１種または２種以上からな
るＴｉ化合物層と、同じく粒状結晶組織を有する、α型
酸化アルミニウム（以下、α−Ａｌ2 Ｏ3 で示す）層お
よび／またはκ型Ａｌ2 Ｏ3 層とで構成された硬質被覆
層を３〜２０μｍの平均層厚で化学蒸着および／または
物理蒸着してなる被覆超硬工具が知られており、またこ
の被覆超硬工具が、例えば鋼や鋳鉄などの連続切削や断
続切削に用いられていることも知られている。また、例
えば特開平３−８７３６９号公報および特開平６−８０
０８号公報などに記載されるように、上記被覆超硬工具
の硬質被覆層において、通常の化学蒸着装置を用い、１
０００℃以上の高温で形成していた上記ＴｉＣＮ層を、
反応ガスとして有機炭窒化物を含む混合ガスを使用して
７００〜９５０℃の中温温度域で化学蒸着を行うことに
より形成した縦長成長結晶組織を有するＴｉＣＮ層に代
えることにより硬質被覆層の靭性向上を図り、もって切
刃部に欠けやチッピング（微小欠け）などが発生するの
を著しく抑制した被覆超硬工具も知られている。 【０００３】 【発明が解決しようとする課題】一方、近年の切削加工
の省力化およびエネ化に対する要求は強く、これに伴
い、切削加工は高送りや高切り込みなど重切削化する傾
向にあるが、上記の従来被覆超硬工具においては、これ
を構成する硬質被覆層のうち、特にＡｌ2 Ｏ3 層は耐酸
化性と熱的安定性にすぐれ、さらに高硬度を有するが、
他の構成層であるＴｉ化合物層との層間密着性が不十分
なために、例えば衝撃のきわめて高い鋼や鋳鉄などの断
続切削を高送りや高切り込みなどの重切削条件で行った
場合には硬質被覆層に剥離が発生し易く、これ剥離が原
因で切刃部に欠けやチッピングが発生し、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、被覆超硬工具の硬質被覆層を構
成するＡｌ2 Ｏ3 層に着目し、これと他の構成層である
Ｔｉ化合物層との層間密着性の向上を図るべく研究を行
った結果、いずれも化学蒸着法を用いて、 （ａ） 反応ガス組成（容量％で、以下同じ）−ＴｉＣ
ｌ4 ：０．１〜５％、ＣＯ2 ：０．２〜１％、ＣＨ4 ：
０．１〜１％、ＣＯ：０．１〜１％、ＨＣｌ：０．１〜
１％、Ｈ2 またはＨ2 ＋Ａｒ：残り（ただしＡｒ含有の
場合は全体に占める割合で１０〜５０％）、 雰囲気温度：９００〜１１００℃、 雰囲気圧力：３０〜４００Ｔｏｒｒ、 （ｂ） 反応ガス組成−ＴｉＣｌ4 ：０．１〜５％、Ｃ
Ｏ2 ：０．２〜１％、Ｎ2 ：１０〜５０％、ＣＯ：０．
１〜１％、ＨＣｌ：０．１〜１％、Ｈ2 またはＨ2 ＋Ａ
ｒ：残り（ただしＡｒ含有の場合は全体に占める割合で
５〜２０％）、 雰囲気温度：９００〜１１００℃、 雰囲気圧力：３０〜４００Ｔｏｒｒ、 以上（ａ）および（ｂ）の条件で層形成を行うと、光学
顕微鏡組織観察で、実質的に三酸化二チタン（以下、Ｔ
ｉ2 Ｏ3 で示す）相とＴｉＣＯ相の２相、またはＴｉ2
Ｏ3 相とＴｉＣＮＯ相の２相からなり、かつ前記ＴｉＣ
Ｏ相またはＴｉＣＮＯ相の割合が前記Ｔｉ2 Ｏ3 相との
合量に占める割合で、光学顕微鏡組織測定で２〜５０面
積％であるＴｉ2 Ｏ3 系２相構成層が形成されるように
なり、このＴｉ2 Ｏ3 系２相構成層を、化学蒸着法およ
び／または物理蒸着法を用いて形成された上記の従来硬
質被覆層を構成するＴｉ化合物層とＡｌ2 Ｏ3 層の間に
介在させると、前記Ｔｉ2 Ｏ3 層系２相構成層は前記Ｔ
ｉ化合物層およびＡｌ2 Ｏ3層のいずれとも、特にこれ
を構成するＴｉ2 Ｏ3 相の作用で著しく強固に密着する
ことから、この結果として前記Ｔｉ化合物層とＡｌ2 Ｏ
3 層は高い層間密着性をもつようになり、したがって、
例えば鋼や鋳鉄などの断続切削を高送りや高切り込みな
どの重切削条件で行っても、前記Ｔｉ2 Ｏ3 層系２相構
成層を構成するＴｉＣＯ相またはＴｉＣＮＯ相が層自体
の強度向上に寄与することと相まって、硬質被覆層に剥
離の発生なく、したがって前記剥離が原因の欠けやチッ
ピングなどの発生もなく、長期に亘ってすぐれた切削性
能を発揮するようになるという研究結果を得たのであ
る。 【０００５】この発明は、上記の研究結果に基づいてな
されたものであって、超硬基体の表面に、ＴｉＣ層、Ｔ
ｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、ＴｉＮＯ層、および
ＴｉＣＮＯ層のうちの１種または２種以上からなるＴｉ
化合物層と、Ａｌ2 Ｏ3 層とで構成された硬質被覆層を
３〜２０μｍの平均層厚で化学蒸着および／または物理
蒸着してなる被覆超硬工具において、前記Ｔｉ化合物層
と前記Ａｌ2 Ｏ3 層の間に介在させて、Ｔｉ2 Ｏ3 相と
ＴｉＣＯ相の２相、またはＴｉ2 Ｏ3 相とＴｉＣＮＯ相
の２相からなり、かつ前記ＴｉＣＯ相またはＴｉＣＮＯ
相の割合が前記Ｔｉ2 Ｏ3 相との合量に占める割合で、
光学顕微鏡組織測定で２〜５０面積％であるＴｉ2 Ｏ3
系２相構成層を、０．１〜５μｍの平均層厚で化学蒸着
形成してなる、耐欠損性にすぐれた被覆超硬工具に特徴
を有するものである。 【０００６】なお、この発明の被覆超硬工具において、
硬質被覆層を構成するＴｉ2 Ｏ3 系２相構成層は、上記
の通りこれを構成するＴｉ2 Ｏ3 相によってＡｌ2 Ｏ3
層とＴｉ化合物層との層間密着性を向上させるが、この
場合他の構成相であるＴｉＣＯ相またはＴｉＣＮＯ相は
層自体の強度を向上させる作用をもつものであり、した
がって前記ＴｉＣＯ相またはＴｉＣＮＯ相の割合が前記
Ｔｉ2 Ｏ3 相との合量に占める割合で（以下同じ）、２
面積％未満では層自体に所定の強度を確保することがで
きず、一方その割合が５０面積％を越えると、相対的に
Ｔｉ2 Ｏ3 相の割合が５０面積％未満になってしまい、
層間密着性が急激に低下するするようになることから、
その割合を２〜５０面積％、望ましくは５〜３０面積％
と定めたのである。また、上記Ｔｉ2 Ｏ3 系２相構成層
の平均層厚を０．１〜５μｍとしたのは、その厚さが
０．１μｍ未満ではＡｌ2 Ｏ3 層とＴｉ化合物層との間
に所望の優れた層間密着性を確保することができず、一
方その厚さが５μｍを越えると、切刃に欠けやチッピン
グ（微小欠け）が発生し易くなるという理由によるもの
であり、望ましくは０．２〜０．７μｍとするのがよ
い。また、硬質被覆層の平均層厚を３〜２０μｍとした
のは、その層厚が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、一方その層厚が２０μｍを
越えると、切刃に欠けやチッピングが発生し易くなると
いう理由からであり、望ましくは７〜１４μｍとするの
がよい。 【０００７】 【発明の実施の形態】つぎに、この発明の被覆超硬工具
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：２．８μｍを有する中粒ＷＣ粉末、同４．９μ
ｍの粗粒ＷＣ粉末、同１．５μｍの（Ｔｉ，Ｗ）Ｃ（重
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、同１．２μｍの（Ｔａ，
Ｎｂ）Ｃ（ＴａＣ／ＮｂＣ＝９０／１０）粉末、および
同１．１μｍのＣｏ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・ＣＮＭＧ１２０４０
８（超硬基体Ａ〜Ｄ用）および同ＳＥＥＮ４２ＡＦＴＮ
１（超硬基体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基体Ａ〜Ｅをそれぞれ製造した。さ
らに、上記超硬基体Ｂに対して、１００ＴｏｒｒのＣＨ
4 ガス雰囲気中、温度：１４００℃に１時間保持後、徐
冷の滲炭処理を施し、処理後、超硬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１１μｍの位置で最大Ｃｏ含有量：１
５．９重量％、深さ：４２μｍのＣｏ富化帯域を基体表
面部に形成した。また、上記超硬基体ＡおよびＤには、
焼結したままで、表面部に表面から１７μｍの位置で最
大Ｃｏ含有量：９．１重量％、深さ：２３μｍのＣｏ富
化帯域が形成されており、残りの超硬基体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。なお、表１には、上記超硬基体
Ａ〜Ｅの内部硬さ（ロックウエル硬さＡスケール）をそ
れぞれ示した。 【０００８】ついで、これらの超硬基体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、３（表中の※印ＴｉＣＮは特開平６−８０
１０号公報に記載される縦長成長結晶組織をもつもので
ある）に示される条件にて、表４、５に示される組成お
よび平均層厚の硬質被覆層を形成することにより本発明
被覆超硬工具１〜１０、およびＴｉ2 Ｏ3 系２相構成層
の形成がない従来被覆超硬工具１〜１０をそれぞれ製造
した。なお、本発明被覆超硬工具１〜１０の硬質被覆層
を構成するＴｉ2 Ｏ3 系２相構成層（表４では、表３の
記号ア〜コの条件で形成されたＴｉ2 Ｏ3 系２相構成層
をそれぞれ「記号ア〜記号コ」で示す）について、層形
成後の表面を光学顕微鏡にて組織観察し、かつ画像解析
装置を用いてＴｉＣＯ相およびＴｉＣＮＯ相の割合を測
定したところ、いずれも目標含有割合と同じ値を示し
た。 【０００９】つぎに、上記本発明被覆超硬工具１〜１０
および従来被覆超硬工具１〜１０について、 被削材：ＪＩＳ・ＳＮＣＭ４４０（硬さ：ＨB ２３０）
の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、 切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ．、 切り込み：３ｍｍ、 送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：５分、 の条件での合金鋼の乾式断続高切り込み切削試験、並び
に、 被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０（硬さ：ＨB ２２０）の
長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、 切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ．、 切り込み：２ｍｍ、 送り：０．４５ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：５分、 の条件での合金鋼の乾式断続高送り切削試験を行い、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６に示した。 【００１０】 【表１】【００１１】 【表２】 【００１２】 【表３】【００１３】 【表４】【００１４】 【表５】【００１５】 【表６】【００１６】 【発明の効果】表４〜６に示される結果から、硬質被覆
層中のＴｉ化合物層とＡｌ2 Ｏ3 層の間にＴｉ2 Ｏ3 系
２相構成層を介在させた本発明被覆超硬工具１〜１０
は、これの介在がない従来被覆超硬工具１〜１０に比し
て、Ｔｉ化合物層とＡｌ2 Ｏ3 層とがすぐれた層間密着
性を有することから、苛酷な切削条件となる鋼の断続高
送りおよび高切り込みの重切削にも硬質被覆層の剥離が
原因の欠けやチッピングの発生がなく、すぐれた切削性
能を長期に亘って発揮するのに対して、従来被覆超硬工
具１〜１０においては、Ｔｉ化合物層とＡｌ2 Ｏ3 層と
の層間密着性が不十分なために硬質被覆層にいずれも剥
離が発生し、これが欠けやチッピングの原因となり、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工具は、これの硬質被覆
層を構成するＴｉ化合物層とＡｌ2 Ｏ3 層とがすぐれた
層間密着性を有するので、例えば鋼や鋳鉄などの通常の
条件での連続切削や断続切削は勿論のこと、特にこれら
の切削をきわめて苛酷な条件となる断続重切削条件で行
っても、長期に亘ってすぐれた切削性能を発揮し、した
がって切削加工の省力化および省エネ化に十分満足に寄
与するものである。
成するＴｉ化合物層と酸化アルミニウム（以下、Ａｌ2
Ｏ3 で示す）層がすぐれた層間密着性を有し、したがっ
て例えば鋼や鋳鉄などの断続切削を高送りや高切り込み
などの重切削条件で行った場合にも硬質被覆層に剥離の
発生がなく、この結果前記剥離が原因の欠けやチッピン
グ（微小欠け）などの欠損の発生が著しく抑制されるよ
うになることから、使用寿命の長期に亘る延命化を可能
ならしめる表面被覆超硬合金製切削工具（以下、被覆超
硬工具という）に関するものである。 【０００２】 【従来の技術】従来、一般に、炭化タングステン基超硬
合金基体（以下、超硬基体という）の表面に、いずれも
粒状結晶組織を有する、炭化チタン（以下、ＴｉＣで示
す）層、窒化チタン（以下、同じくＴｉＮで示す）層、
炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）層、炭酸化チタ
ン（以下、ＴｉＣＯで示す）層、窒酸化チタン（以下、
ＴｉＮＯで示す）層、および炭窒酸化チタン（以下、Ｔ
ｉＣＮＯで示す）層のうちの１種または２種以上からな
るＴｉ化合物層と、同じく粒状結晶組織を有する、α型
酸化アルミニウム（以下、α−Ａｌ2 Ｏ3 で示す）層お
よび／またはκ型Ａｌ2 Ｏ3 層とで構成された硬質被覆
層を３〜２０μｍの平均層厚で化学蒸着および／または
物理蒸着してなる被覆超硬工具が知られており、またこ
の被覆超硬工具が、例えば鋼や鋳鉄などの連続切削や断
続切削に用いられていることも知られている。また、例
えば特開平３−８７３６９号公報および特開平６−８０
０８号公報などに記載されるように、上記被覆超硬工具
の硬質被覆層において、通常の化学蒸着装置を用い、１
０００℃以上の高温で形成していた上記ＴｉＣＮ層を、
反応ガスとして有機炭窒化物を含む混合ガスを使用して
７００〜９５０℃の中温温度域で化学蒸着を行うことに
より形成した縦長成長結晶組織を有するＴｉＣＮ層に代
えることにより硬質被覆層の靭性向上を図り、もって切
刃部に欠けやチッピング（微小欠け）などが発生するの
を著しく抑制した被覆超硬工具も知られている。 【０００３】 【発明が解決しようとする課題】一方、近年の切削加工
の省力化およびエネ化に対する要求は強く、これに伴
い、切削加工は高送りや高切り込みなど重切削化する傾
向にあるが、上記の従来被覆超硬工具においては、これ
を構成する硬質被覆層のうち、特にＡｌ2 Ｏ3 層は耐酸
化性と熱的安定性にすぐれ、さらに高硬度を有するが、
他の構成層であるＴｉ化合物層との層間密着性が不十分
なために、例えば衝撃のきわめて高い鋼や鋳鉄などの断
続切削を高送りや高切り込みなどの重切削条件で行った
場合には硬質被覆層に剥離が発生し易く、これ剥離が原
因で切刃部に欠けやチッピングが発生し、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、被覆超硬工具の硬質被覆層を構
成するＡｌ2 Ｏ3 層に着目し、これと他の構成層である
Ｔｉ化合物層との層間密着性の向上を図るべく研究を行
った結果、いずれも化学蒸着法を用いて、 （ａ） 反応ガス組成（容量％で、以下同じ）−ＴｉＣ
ｌ4 ：０．１〜５％、ＣＯ2 ：０．２〜１％、ＣＨ4 ：
０．１〜１％、ＣＯ：０．１〜１％、ＨＣｌ：０．１〜
１％、Ｈ2 またはＨ2 ＋Ａｒ：残り（ただしＡｒ含有の
場合は全体に占める割合で１０〜５０％）、 雰囲気温度：９００〜１１００℃、 雰囲気圧力：３０〜４００Ｔｏｒｒ、 （ｂ） 反応ガス組成−ＴｉＣｌ4 ：０．１〜５％、Ｃ
Ｏ2 ：０．２〜１％、Ｎ2 ：１０〜５０％、ＣＯ：０．
１〜１％、ＨＣｌ：０．１〜１％、Ｈ2 またはＨ2 ＋Ａ
ｒ：残り（ただしＡｒ含有の場合は全体に占める割合で
５〜２０％）、 雰囲気温度：９００〜１１００℃、 雰囲気圧力：３０〜４００Ｔｏｒｒ、 以上（ａ）および（ｂ）の条件で層形成を行うと、光学
顕微鏡組織観察で、実質的に三酸化二チタン（以下、Ｔ
ｉ2 Ｏ3 で示す）相とＴｉＣＯ相の２相、またはＴｉ2
Ｏ3 相とＴｉＣＮＯ相の２相からなり、かつ前記ＴｉＣ
Ｏ相またはＴｉＣＮＯ相の割合が前記Ｔｉ2 Ｏ3 相との
合量に占める割合で、光学顕微鏡組織測定で２〜５０面
積％であるＴｉ2 Ｏ3 系２相構成層が形成されるように
なり、このＴｉ2 Ｏ3 系２相構成層を、化学蒸着法およ
び／または物理蒸着法を用いて形成された上記の従来硬
質被覆層を構成するＴｉ化合物層とＡｌ2 Ｏ3 層の間に
介在させると、前記Ｔｉ2 Ｏ3 層系２相構成層は前記Ｔ
ｉ化合物層およびＡｌ2 Ｏ3層のいずれとも、特にこれ
を構成するＴｉ2 Ｏ3 相の作用で著しく強固に密着する
ことから、この結果として前記Ｔｉ化合物層とＡｌ2 Ｏ
3 層は高い層間密着性をもつようになり、したがって、
例えば鋼や鋳鉄などの断続切削を高送りや高切り込みな
どの重切削条件で行っても、前記Ｔｉ2 Ｏ3 層系２相構
成層を構成するＴｉＣＯ相またはＴｉＣＮＯ相が層自体
の強度向上に寄与することと相まって、硬質被覆層に剥
離の発生なく、したがって前記剥離が原因の欠けやチッ
ピングなどの発生もなく、長期に亘ってすぐれた切削性
能を発揮するようになるという研究結果を得たのであ
る。 【０００５】この発明は、上記の研究結果に基づいてな
されたものであって、超硬基体の表面に、ＴｉＣ層、Ｔ
ｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、ＴｉＮＯ層、および
ＴｉＣＮＯ層のうちの１種または２種以上からなるＴｉ
化合物層と、Ａｌ2 Ｏ3 層とで構成された硬質被覆層を
３〜２０μｍの平均層厚で化学蒸着および／または物理
蒸着してなる被覆超硬工具において、前記Ｔｉ化合物層
と前記Ａｌ2 Ｏ3 層の間に介在させて、Ｔｉ2 Ｏ3 相と
ＴｉＣＯ相の２相、またはＴｉ2 Ｏ3 相とＴｉＣＮＯ相
の２相からなり、かつ前記ＴｉＣＯ相またはＴｉＣＮＯ
相の割合が前記Ｔｉ2 Ｏ3 相との合量に占める割合で、
光学顕微鏡組織測定で２〜５０面積％であるＴｉ2 Ｏ3
系２相構成層を、０．１〜５μｍの平均層厚で化学蒸着
形成してなる、耐欠損性にすぐれた被覆超硬工具に特徴
を有するものである。 【０００６】なお、この発明の被覆超硬工具において、
硬質被覆層を構成するＴｉ2 Ｏ3 系２相構成層は、上記
の通りこれを構成するＴｉ2 Ｏ3 相によってＡｌ2 Ｏ3
層とＴｉ化合物層との層間密着性を向上させるが、この
場合他の構成相であるＴｉＣＯ相またはＴｉＣＮＯ相は
層自体の強度を向上させる作用をもつものであり、した
がって前記ＴｉＣＯ相またはＴｉＣＮＯ相の割合が前記
Ｔｉ2 Ｏ3 相との合量に占める割合で（以下同じ）、２
面積％未満では層自体に所定の強度を確保することがで
きず、一方その割合が５０面積％を越えると、相対的に
Ｔｉ2 Ｏ3 相の割合が５０面積％未満になってしまい、
層間密着性が急激に低下するするようになることから、
その割合を２〜５０面積％、望ましくは５〜３０面積％
と定めたのである。また、上記Ｔｉ2 Ｏ3 系２相構成層
の平均層厚を０．１〜５μｍとしたのは、その厚さが
０．１μｍ未満ではＡｌ2 Ｏ3 層とＴｉ化合物層との間
に所望の優れた層間密着性を確保することができず、一
方その厚さが５μｍを越えると、切刃に欠けやチッピン
グ（微小欠け）が発生し易くなるという理由によるもの
であり、望ましくは０．２〜０．７μｍとするのがよ
い。また、硬質被覆層の平均層厚を３〜２０μｍとした
のは、その層厚が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、一方その層厚が２０μｍを
越えると、切刃に欠けやチッピングが発生し易くなると
いう理由からであり、望ましくは７〜１４μｍとするの
がよい。 【０００７】 【発明の実施の形態】つぎに、この発明の被覆超硬工具
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：２．８μｍを有する中粒ＷＣ粉末、同４．９μ
ｍの粗粒ＷＣ粉末、同１．５μｍの（Ｔｉ，Ｗ）Ｃ（重
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、同１．２μｍの（Ｔａ，
Ｎｂ）Ｃ（ＴａＣ／ＮｂＣ＝９０／１０）粉末、および
同１．１μｍのＣｏ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・ＣＮＭＧ１２０４０
８（超硬基体Ａ〜Ｄ用）および同ＳＥＥＮ４２ＡＦＴＮ
１（超硬基体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基体Ａ〜Ｅをそれぞれ製造した。さ
らに、上記超硬基体Ｂに対して、１００ＴｏｒｒのＣＨ
4 ガス雰囲気中、温度：１４００℃に１時間保持後、徐
冷の滲炭処理を施し、処理後、超硬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１１μｍの位置で最大Ｃｏ含有量：１
５．９重量％、深さ：４２μｍのＣｏ富化帯域を基体表
面部に形成した。また、上記超硬基体ＡおよびＤには、
焼結したままで、表面部に表面から１７μｍの位置で最
大Ｃｏ含有量：９．１重量％、深さ：２３μｍのＣｏ富
化帯域が形成されており、残りの超硬基体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。なお、表１には、上記超硬基体
Ａ〜Ｅの内部硬さ（ロックウエル硬さＡスケール）をそ
れぞれ示した。 【０００８】ついで、これらの超硬基体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、３（表中の※印ＴｉＣＮは特開平６−８０
１０号公報に記載される縦長成長結晶組織をもつもので
ある）に示される条件にて、表４、５に示される組成お
よび平均層厚の硬質被覆層を形成することにより本発明
被覆超硬工具１〜１０、およびＴｉ2 Ｏ3 系２相構成層
の形成がない従来被覆超硬工具１〜１０をそれぞれ製造
した。なお、本発明被覆超硬工具１〜１０の硬質被覆層
を構成するＴｉ2 Ｏ3 系２相構成層（表４では、表３の
記号ア〜コの条件で形成されたＴｉ2 Ｏ3 系２相構成層
をそれぞれ「記号ア〜記号コ」で示す）について、層形
成後の表面を光学顕微鏡にて組織観察し、かつ画像解析
装置を用いてＴｉＣＯ相およびＴｉＣＮＯ相の割合を測
定したところ、いずれも目標含有割合と同じ値を示し
た。 【０００９】つぎに、上記本発明被覆超硬工具１〜１０
および従来被覆超硬工具１〜１０について、 被削材：ＪＩＳ・ＳＮＣＭ４４０（硬さ：ＨB ２３０）
の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、 切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ．、 切り込み：３ｍｍ、 送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：５分、 の条件での合金鋼の乾式断続高切り込み切削試験、並び
に、 被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０（硬さ：ＨB ２２０）の
長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、 切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ．、 切り込み：２ｍｍ、 送り：０．４５ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：５分、 の条件での合金鋼の乾式断続高送り切削試験を行い、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６に示した。 【００１０】 【表１】【００１１】 【表２】 【００１２】 【表３】【００１３】 【表４】【００１４】 【表５】【００１５】 【表６】【００１６】 【発明の効果】表４〜６に示される結果から、硬質被覆
層中のＴｉ化合物層とＡｌ2 Ｏ3 層の間にＴｉ2 Ｏ3 系
２相構成層を介在させた本発明被覆超硬工具１〜１０
は、これの介在がない従来被覆超硬工具１〜１０に比し
て、Ｔｉ化合物層とＡｌ2 Ｏ3 層とがすぐれた層間密着
性を有することから、苛酷な切削条件となる鋼の断続高
送りおよび高切り込みの重切削にも硬質被覆層の剥離が
原因の欠けやチッピングの発生がなく、すぐれた切削性
能を長期に亘って発揮するのに対して、従来被覆超硬工
具１〜１０においては、Ｔｉ化合物層とＡｌ2 Ｏ3 層と
の層間密着性が不十分なために硬質被覆層にいずれも剥
離が発生し、これが欠けやチッピングの原因となり、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工具は、これの硬質被覆
層を構成するＴｉ化合物層とＡｌ2 Ｏ3 層とがすぐれた
層間密着性を有するので、例えば鋼や鋳鉄などの通常の
条件での連続切削や断続切削は勿論のこと、特にこれら
の切削をきわめて苛酷な条件となる断続重切削条件で行
っても、長期に亘ってすぐれた切削性能を発揮し、した
がって切削加工の省力化および省エネ化に十分満足に寄
与するものである。
フロントページの続き
(72)発明者 柳田 一也
埼玉県大宮市北袋町１−297 三菱マテ
リアル株式会社 総合研究所内
(56)参考文献 特開 平11−77405（ＪＰ，Ａ)
特開 平８−1411（ＪＰ，Ａ)
特開 昭59−219477（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
B23B 27/00 - 29/34
B23P 15/28
C23C 14/00 - 16/56
Claims (1)
- (57)【特許請求の範囲】 【請求項１】 炭化タングステン基超硬合金基体の表面
に、炭化チタン層、窒化チタン層、炭窒化チタン層、炭
酸化チタン層、窒酸化チタン層、および炭窒酸化チタン
層のうちの１種または２種以上からなるＴｉ化合物層
と、酸化アルミニウム層とで構成された硬質被覆層を３
〜２０μｍの平均層厚で化学蒸着および／または物理蒸
着してなる表面被覆超硬合金製切削工具において、 上記硬質被覆層を構成するＴｉ化合物層と酸化アルミニ
ウム層の間に介在させて、実質的に三酸化二チタン相と
炭酸化チタン相の２相、または三酸化二チタン相と炭窒
酸化チタン相の２相からなり、かつ前記炭酸化チタン相
または炭窒酸化チタン相の割合が前記三酸化二チタン相
との合量に占める割合で、光学顕微鏡組織測定で２〜５
０面積％である三酸化二チタン系２相層を、０．１〜５
μｍの平均層厚で化学蒸着形成してなる、耐欠損性にす
ぐれた表面被覆超硬合金製切削工具。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11849298A JP3371804B2 (ja) | 1998-04-28 | 1998-04-28 | 耐欠損性にすぐれた表面被覆超硬合金製切削工具 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11849298A JP3371804B2 (ja) | 1998-04-28 | 1998-04-28 | 耐欠損性にすぐれた表面被覆超硬合金製切削工具 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11310878A JPH11310878A (ja) | 1999-11-09 |
| JP3371804B2 true JP3371804B2 (ja) | 2003-01-27 |
Family
ID=14738019
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
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| JP11849298A Expired - Fee Related JP3371804B2 (ja) | 1998-04-28 | 1998-04-28 | 耐欠損性にすぐれた表面被覆超硬合金製切削工具 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3371804B2 (ja) |
-
1998
- 1998-04-28 JP JP11849298A patent/JP3371804B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH11310878A (ja) | 1999-11-09 |
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