JP3976285B2

JP3976285B2 - Cermet tool having a hard nitrided layer and method for producing the same

Info

Publication number: JP3976285B2
Application number: JP32456596A
Authority: JP
Inventors: 正樹小林; 伸夫北条; 聡木下
Original assignee: Tungaloy Corp
Current assignee: Tungaloy Corp
Priority date: 1996-11-20
Filing date: 1996-11-20
Publication date: 2007-09-12
Anticipated expiration: 2016-11-20
Also published as: JPH10147831A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、従来から用いられているＴｉ含有の炭化物，窒化物，炭窒化物の１種以上を主成分とする硬質相とＦｅ族金属を主成分とする結合相とからなるサーメット焼結合金を窒素処理して得られる表面部に窒化硬質層を有するサーメット工具およびその製造方法に関し、具体的には、ドリル，エンドミル，リーマ，旋削工具およびフライス工具などに代表される切削工具，裁断工具，スリッターなどの切断工具，ノズルに代表される耐摩耗工具として適用可能な窒化硬質層を有するサーメット工具およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
一般に、超硬合金に対比して、サーメット工具は、Ｆｅとの反応性が低いため、優れた耐摩耗性と美麗な仕上げ面粗さを示すという特徴を有し、各種の鋼，鋳物の旋削およびフライス工具などに代表される広範囲な切削工具に使用されている。しかし、切削加工の無人化と高速切削化に伴って、さらなる耐摩耗性の向上が求められている。通常、ＴｉＣ，ＴｉＣＮ，ＴｉＮを主成分とする硬質相とＮｉ，Ｃｏを主成分とする結合相とでなるサーメット工具の耐摩耗性を向上させるには、結合相量の減少または硬質相中に添加するＭｏ２Ｃ，ＷＣ，ＴａＣなどの添加量を減少すれば良いが、耐欠損性が低下するという問題がある。また、サーメット工具の表面にＴｉＮ，ＴｉＣＮ，ＴｉＣなどの硬質膜を被覆すれば耐摩耗性が向上するものの、耐欠損性は顕著に低下し、短寿命になるという問題がある。
【０００３】
そこで、耐欠損性を低下させることなく耐摩耗性を向上させる手段として、表面近傍の結合相量を漸次減少させた傾斜組成のサーメット工具や雰囲気加熱により表面硬質層を形成させたサーメット工具が数多く提案されている。これらのうち、傾斜組成のサーメット工具に関する代表的なものとして、特開平２ー１５１３９号公報，特開平２ー９３０３６号公報があり、また表面硬質層を形成させたサーメット工具に関する代表的なものとして、特公昭６１ー１２９８９号公報がある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
先行技術としての傾斜組成のサーメット工具のうち、特開平２ー１５１３９号公報には、表面から１０００μｍまでの表面部を内部より高靱性・高硬度にしたＴｉＣＮ基サーメットが開示されており、特開平２ー９３０３６号公報には、表面から５０μｍまでの表面部の間にビッカース硬さで２０００以上の部分を存在させたＴｉＣＮ基サーメットが開示されている。これら両公報に開示されているＴｉＣＮ基サーメットの表面部は、液相出現温度以上の焼結過程で窒素ガス雰囲気とし、かつ焼結終了前に真空雰囲気とすることにより、表面部での硬質相の粗大化を防止すると同時に表面近傍の結合相量を表面ほど減少させて高硬度としたものである。これら両公報のＴｉＣＮ基サーメットは、表面部の結合相が減少しているために耐摩耗性は改善されるものの、表面部の硬質相がそれほど微細化されなく、そのために耐欠損性が低下すると共に、耐塑性変形性が不十分であることから、短寿命になるという問題がある。
【０００５】
また、特公昭６１ー１２９８９号公報には、表面層がＴｉとＴｉを除く周期律表４ａ，５ａ，６ａ族金属のうちの１種または２種以上との複合金属炭窒化物からなり、かつ平均層厚：０．５〜１５μｍを有する反応層で構成した切削工具用サーメットチップおよびその製造方法が開示されている。同公報に開示されている反応層は、１０ー１ｔｏｒｒ以下の高真空中で焼結する工程において、脱窒現象を起こさせることにより非金属成分（主に窒素）の減少した表面層を生じさせた後、窒素含有雰囲気で１１００〜１３００℃の温度で加熱処理して反応層としたものである。同公報の切削工具用サーメットチップは、表面部に形成された反応層が高硬度な複合金属炭窒化物であるため、耐摩耗性は改善されるものの、脱窒現象により生じた粗大な複合金属炭窒化物を窒化した粗大な粒状であることから、耐摩耗性が不十分であること、および耐欠損性が低下することに伴って、短寿命になるという問題がある。
【０００６】
本発明は、上記のような問題点を解決したもので、具体的には、サーメットチップの表面に、結合相が殆ど無く、かつ硬質相粒子がサーメットチップの表面に対して垂直に配列した柱状組織を呈する窒化硬質層を形成させることにより、耐欠損性を低下させることなく、耐摩耗性および耐塑性変形性を大幅に改善し、長寿命化を達成させた窒化硬質層を有するサーメット工具及びその製造方法の提供を目的とするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、長年に亘り、表面に硬質層を有するサーメット工具について、耐欠損性を低下させることなく、耐摩耗性や耐塑性変形性を改善するために、主として組織，組成，厚みなどの硬質層の構成とその製造方法に関して検討を行っていたところ、サーメット組成成分の混合粉末を、組成成分の窒素含有量に応じた窒素分圧の雰囲気中において液相出現温度以上で焼結すると、表面部まで均一な組成・組織の焼結合金となること、その後、焼結時より窒素分圧の高い窒素含有雰囲気中で液相出現温度以下に加熱処理すると、表面部には結合相量を殆ど含有せず、かつ硬質相粒子が焼結合金の表面に対して垂直に配列した柱状組織を呈する窒化硬質層を形成させ得ること、その結果工具として用いた場合に耐欠損性を低下させることなく、耐摩耗性および耐塑性変形性が顕著に向上し、長寿命化が達成されるという知見を得て、本発明を完成するに至ったものである。
【０００８】
本発明の窒化硬質層を有するサーメット工具は、Ｃｏおよび／またはＮｉを主成分とする結合相を５〜３０重量％と、残りがＴｉの炭化物，窒化物，炭窒化物、およびＴｉとＴｉを除く周期律表の４ａ，５ａ，６ａ族元素の中の１種以上とを含む複合炭化物，複合窒化物，複合炭窒化物の中から選ばれた少なくとも１種のＴｉ含有化合物を主成分とする硬質相と不可避不純物からなる焼結合金の表面の一部または全面に窒化処理により形成された窒化硬質層を有するサーメット工具であって、該窒化硬質層は、２重量％以下の該結合相でなる層内結合相と、残部が該硬質相の平均窒素含有量よりも多くの窒素量を含有した層内硬質相とからなり、かつ該層内硬質相の結晶粒子が該窒化硬質層の表面に対して垂直に配列した柱状晶を呈しており、該窒化硬質層の層厚さが０．５〜１５μｍであることを特徴とするものである。
【０００９】
【発明の実施の形態】
本発明の窒化硬質層を有するサーメット工具における結合相は、具体的には、Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｏ−Ｎｉ合金またはＣｏおよび／またはＮｉを５０重量％以上と、残りが他の金属元素とからなる場合である。このうち、ＣｏおよびＮｉ以外の金属元素としては、例えばＭｏ，Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｖ，Ｚｒ，Ｆｅを挙げることができる。これらの結合相のうち、Ｍｏ，Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｃｒ，Ａｌの１種以上を２０重量％以下固溶したＣｏおよび／またはＮｉの合金でなる結合相は、耐摩耗性および耐塑性変形性を高めることから好ましいことである。この結合相の含有量は、工具全体に対して５重量％未満になると靱性の低下により耐欠損性が劣化し、逆に３０重量％を超えて多くなると硬さの低下により耐摩耗性および耐塑性変形性が劣化するために、５〜３０重量％と定めたものである。
【００１０】
この結合相は、後述する窒化硬質層の直下、別の表現をすると、窒化硬質層と窒化硬質層を除いた焼結合金との境界面から焼結合金の内部に向って５〜５０μｍまでの領域における結合相量が、さらに焼結合金のほぼ中心部における平均結合相量より多い構成にすると、窒化硬質層の厚みを増加させた場合に耐欠損性の低下が少ないことから好ましいことである。
【００１１】
本発明の窒化硬質層を有するサーメット工具における硬質相は、具体的には、例えばＴｉＣ，ＴｉＣＮ，ＴｉＮおよび（Ｔｉ，Ｍｏ）Ｃ，（Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗ）Ｃ，（Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗ，Ｔａ）ＣＮ，（Ｔｉ，Ｍｏ）ＣＮ，（Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗ）ＣＮ，（Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗ，Ｔａ）ＣＮ，（Ｔｉ，Ｚｒ）Ｎ，（Ｔｉ，Ｖ，Ｍｏ）ＣＮなどに代表されるＴｉとＴｉを除く周期律表４ａ，５ａ，６ａ族元素の中の１種以上とを含む複合炭化物，複合窒化物，複合炭窒化物の中から選ばれた少なくとも１種のＴｉ含有化合物からなる場合、またはこのＴｉ含有化合物を５０重量％以上と、残りが、Ｔｉを除いた周期律表４ａ，５ａ，６ａ族金属の炭化物、窒化物およびこれらの相互固溶体の中の１種以上からなる場合である。これらの硬質相のうち、Ｔｉを除いた周期律表４ａ，５ａ，６ａ族金属の炭化物、窒化物およびこれらの相互固溶体の中の１種以上からなる硬質相は、具体的には、例えばＭｏ₂Ｃ，ＷＣ，ＶＣ，ＮｂＮ，ＴａＣ，ＺｒＣ，Ｚｒ（ＣＮ），ＨｆＣ，（Ｔａ，Ｗ）Ｃ，（Ｗ，Ｍｏ）Ｃを挙げることができる。
【００１２】
これらの硬質相は、Ｔｉを除く周期律表４ａ，５ａ，６ａ族金属の炭化物，窒化物，炭窒化物とＴｉの炭化物，窒化物，炭窒化物とから形成される場合には、後述する窒化硬質層の構造および特性にすぐれること、および窒化硬質層を除いた工具内部の特性がすぐれることから好ましいことである。
【００１３】
この硬質相の構造は、具体的には、例えばＴｉＣ，ＴｉＮ，ＴｉＣＮ，ＷＣの単一粒子でなる場合、芯部がＴｉＣ，ＴｉＣＮであり、周辺部が（Ｔｉ，Ｍｏ）Ｃ，（Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗ）Ｃ，（Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗ，Ｔａ）ＣＮである２重構造粒子、さらに２重構造粒子の外周がＷＣ，（Ｗ，Ｔａ）Ｃである３重構造粒子に代表される有芯構造粒子でなる場合、（Ｔｉ，Ｍｏ）Ｃ，（Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗ）Ｃ，（Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗ，Ｔａ）ＣＮに代表される固溶体粒子でなる場合、およびこれらの２種以上が混在している場合を挙げることができる。
【００１４】
本発明の窒化硬質層を有するサーメット工具における不可避不純物は、この工具を作製するための出発物質に混在している場合、またはこの工具を作製する製造工程から混入してくる場合がある。これらの不可避不純物のうち、上述の結合相と硬質相を構成している金属元素からなる不可避不純物の場合には、ほとんど問題がないのであるが、例えば酸素，炭素，窒素，Ｓｉ，Ｓ，Ｃａ，Ｎａからなる不可避不純物の場合、特に酸素の場合には工具全体に対し０．５重量％以下、Ｓｉ，Ｓ，Ｃａ，Ｎａの場合には工具全体に対し０．０１重量％以下、工具全体に対して、不可避不純物の合計量を０．５重量％以下に抑制すると、強度，靭性および耐欠損性にすぐれることから好ましいことである。
【００１５】
上述の結合相と硬質相と不可避不純物とからなるサーメット焼結合金の表面部に形成される窒化硬質層は、層厚みが０．５μｍ未満になると耐摩耗性の改善が僅かであり、逆に１５μｍを超えて厚くなると耐欠損性の低下が著しく、また形成に長時間を要するために、５〜１５μｍと定めたものである。
【００１６】
この窒化硬質層の組織は、層内硬質相の結晶粒子が窒化硬質層の表面に対して垂直に配列し、断面組織において柱状を呈するものである。特に、窒化硬質層のＸ線回折における層内硬質相の結晶面のうち（１１１）面ピーク高さが（２００）面ピーク高さより高い場合には、硬さ向上による耐摩耗性と柱状晶の発達に伴う靱性向上による耐欠損性が共に改善されるので好ましい。また、窒化硬質層中における層内硬質相の平均粒度が、窒化硬質層を除く焼結合金内部の平均硬質相粒度より小さいと、硬さ向上により耐摩耗性が改善されることから好ましいことである。
【００１７】
この窒化硬質層中の層内結合相の含有量は、２重量％を超えて多くなると、硬さ低下により耐摩耗性の改善効果が減少するために、２重量％以下と定めたものである。窒化硬質層の硬さは、ＨＶで２，０００以上であると、耐摩耗性が顕著に改善されることから好ましいことである。
【００１８】
この窒化硬質層中の層内硬質相は、窒化硬質層を除く焼結合金内部の硬質相に対比して、Ｔｉを除く周期律表４ａ，５ａ，６ａ族元素の平均含有量が少なく、かつ窒素の平均含有量が多いと、相対的なＴｉ量増加による硬さ・耐摩耗の向上と窒素量増加による靱性・耐欠損性の改善が両立できることから好ましいことである。
【００１９】
本発明の窒化硬質層を有するサーメット工具は、全面もしくは最終研削加工で除去した残りの一部面における外観色が、黄金色，黄褐色，赤褐色，黒褐色などを呈すると美麗であること、かつ切削工具として使用した場合に、使用コーナを識別し易いことから好ましいことである。
【００２０】
以上のような構成でなるサーメット工具における窒化硬質層の表面に、さらにＴｉの炭化物，窒化物，炭窒化物，炭酸化物，窒酸化物，炭窒酸化物、ＴｉとＡｌの窒化物，炭窒化物，炭窒酸化物、Ａｌの酸化物の中の一種の単層もしくは２種以上の多層からなる硬質膜を被覆することは、より一層の耐摩耗性を向上させることができることから好ましいことである。硬質膜は、具体的には、例えばＴｉＣ，Ｔｉ（ＣＮ），ＴｉＮ，（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ，Ａｌ₂Ｏ₃の単層膜、ＴｉＮ−（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ，ＴｉＣＮ−ＴｉＣ−ＴｉＣＮ，ＴｉＮ−Ｔｉ（ＣＮ）−ＴｉＣ−Ａｌ₂Ｏ₃−ＴｉＮなどの積層からなる多層膜を挙げることができる。このときの硬質膜の厚さは、用途および形状により異なるが、２〜２０μｍの範囲であることが好ましいことである。
【００２１】
本発明の窒化硬質層を有するサーメット工具を作製するには、第１に、出発物質としてＴｉを除く周期律表４ａ，５ａ，６ａ族金属の炭化物，窒化物，炭窒化物の中の少なくとも１種を適量存在させること、第２に、焼結条件、特に雰囲気の調整をすること、第３に、窒化処理条件、特に窒素分圧の調整をすることが窒化硬質層を形成するために重要となることである。このための具体的な製造方法は、以下の通りである。
【００２２】
本発明の窒化硬質層を有するサーメット工具の製造方法は、Ｃｏおよび／またはＮｉを主成分とする結合相形成粉末を５〜３０重量％と、Ｔｉを除く周期律表４ａ，５ａ，６ａ族金属の炭化物，窒化物，炭窒化物の中の少なくとも１種の第１硬質粉末を３〜５０重量％と、残りがＴｉの炭化物，窒化物，炭窒化物、およびＴｉと、Ｔｉを除く周期律表４ａ，５ａ，６ａ族元素の中の１種以上との複合炭化物，複合窒化物，複合炭窒化物の中から選ばれた少なくとも１種の第２硬質粉末とでなる混合粉末を成形して粉末成形体とする第１工程と、該粉末成形体を２０Ｐａ以上の真空または一酸化炭素，窒素を主成分とするガス雰囲気中で１３００〜１６００℃にて焼結し、サーメット焼結合金とする第２工程と、該サーメット焼結合金を、該第２工程における雰囲気中の窒素ガス圧力よりも高い窒素ガス圧力の雰囲気中で１０００〜１４００℃にて加熱処理して、該サーメット焼結合金の表面を窒化硬質層とする第３工程とを含むことを特徴とするものである。
【００２３】
本発明の製造方法における第１硬質粉末は、具体的には、例えば、ＺｒＣ，ＷＣ，Ｍｏ₂Ｃ，ＮｂＮ，ＴａＣなどの単体粉末と（Ｚｒ，Ｍｏ）Ｃ，（Ｚｒ，Ｍｏ，Ｗ）Ｃ，（Ｚｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｔａ）（ＣＮ）などの固溶体粉末を挙げることができる。また、第２硬質粉末は、具体的には、例えば、ＴｉＣ，ＴｉＮ，ＴｉＣＮ，（Ｔｉ，Ｍｏ）Ｃ，（Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗ）Ｃ，（Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗ，Ｔａ）ＣＮを挙げることができる。
【００２４】
本発明の製造方法における焼結温度は、１３００℃未満では焼結不足により巣孔が残留し、逆に１６００℃を超えると硬質相の粗粒化，結合相の蒸発・飛散，窒化物の分解が顕著なために１３００〜１６００℃と定めたものである。また、焼結時の雰囲気圧力とは、固液共存温度領域から焼結温度に達した温度領域のことであり、常温から固液共存温度領域における雰囲気は、高真空または非酸化性ガス雰囲気であれば問題がない。この焼結時の雰囲気圧力は、２０Ｐａ未満では表面部まで均一な組織・組成の焼結体となり難いことから、２０Ｐａ以上と定めた。ここで、焼結時の雰囲気圧力が２０Ｐａ未満の高真空になると、結合相の蒸発・飛散あるいは窒化物や微量の残留酸化物の分解により、表面部の結合相量が少なくなると同時に、窒素や炭素含有量の少ない粗大硬質相を生じて脆弱な表面層が形成されるからである。窒素含有量の少ない混合粉末を用いる場合は、一酸化炭素を主成分とした非酸化性ガス雰囲気にすることが好ましく、窒素含有量の多い混合粉末を用いる場合は、窒素を主成分とした非酸化性ガス雰囲気とすることが好ましいことである。
【００２５】
本発明の製造方法における窒化処理は、焼結時よりは低温で、かつ窒素圧力の高い条件で行う。処理温度は、１０００℃未満では窒化硬質層の成長速度が非常に遅く、逆に１４５０℃を超えると異常成長を起こし、微細で緻密な柱状の窒化硬質層が得られ難いことから、１０００〜１４５０℃と定めた。窒化処理の条件は、サーメット焼結合金中の含有窒素量と結合相量により異なるが、切削工具用とする窒素含有サーメットでは、具体的には、温度：１２５０〜１４００℃，窒素分圧：０．０１〜０．１ＭＰａ，保持時間：１〜５Ｈｒとすることが好ましいことである。
【００２６】
本発明の製造方法における窒化処理は、焼結後に全面もしくは部分的に研削加工した後でも良いが、焼結直後に連続して行うと生産性に優れる上に、後工程での研削加工により部分的に窒化硬質層を除去すれば、美麗でかつ性能を向上させ得ることから好ましいことである。
【００２７】
このようにして作製した窒化硬質層を有するサーメット工具を用いて、窒化硬質層の表面に、従来から行われている化学蒸着法（ＣＶＤ法）または／および物理蒸着法（ＰＶＤ法）により、さらにＴｉの炭化物，窒化物，炭窒化物，炭酸化物，窒酸化物，炭窒酸化物、ＴｉとＡｌの窒化物，炭窒化物，炭窒酸化物、Ａｌの酸化物の中の一種の単層もしくは２種以上の多層からなる硬質膜を被覆し、硬質膜被覆サーメット工具を作製することもできる。
【００２８】
【作用】
本発明の窒化硬質層を有するサーメット工具は、焼結合金内部に対し結合相量を減少させて、かつ窒化硬質層の表面に対して垂直に配列した柱状組織を呈する窒化硬質層が、表面部の硬さと靱性を向上させる作用となり、その結果耐摩耗性と耐欠損性を同時に改善する作用効果を発現しているものである。また、本発明の窒化硬質層を有するサーメット工具の製造方法は、主として低真空の雰囲気、または一酸化炭素，窒素のガス分圧が割合に高い減圧からなる非酸化性ガス雰囲気による第２工程の条件と、一酸化炭素または窒素のガス分圧が第２工程の焼結時に対比して、さらに高いガス分圧の雰囲気中での液相出現温度以下の加熱処理という窒化硬質層の形成である第３工程の条件とにより、窒化硬質層の表面に対して垂直に配列した柱状組織を呈する窒化硬質層を発現させる作用となっているものである。
【００２９】
【実施例１】
市販されている平均粒子径が１〜２μｍのＴｉＣ，ＴｉＮ，ＴｉＣＮ（重量比でＴｉＣ／ＴｉＮ＝５０／５０），ＷＣ，（Ｗ，Ｔｉ）Ｃの複合炭化物（重量比でＷＣ／ＴｉＣ＝７０／３０），ＴａＣ，Ｍｏ₂Ｃ，ＺｒＣ，Ｃｏ，Ｎｉの各粉末を用いて、表１に示した配合組成に秤量し、ステンレス製ポットにアセトン溶媒と超硬合金製ボールと共に挿入し、４８時間混合粉砕後、乾燥して混合粉末Ａ〜Ｄを得た。これらの混合粉末Ａ〜Ｄを用いて、ＪＩＳ−Ｂ４１２０に記載のＳＰＭＮ１２０３０８の形状用金型でもって、２ｔｏｎ／ｃｍ²の圧力でプレス成形し、得られた粉末成形体を雰囲気圧力１０Ｐａの真空中でそれぞれの所定焼結温度まで加熱した後、表２に示した雰囲気と温度で１時間の加熱焼結を行った。その後、連続して所定温度まで冷却した後、表２に併記した雰囲気と温度・時間により窒化処理して、本発明品１〜４および比較品１〜４を得た。
【００３０】
こうして得た本発明品１〜４および比較品１〜４のサーメットチップを切断し、逃げ面側の断面を研削した後、１μｍのダイヤモンドペーストによりラップ加工し、走査型分析電子顕微鏡により組織観察，組成分析（表面から内部へ向ってのライン分析）を行って、表面に形成された窒化硬質層の厚み，組織形態、および窒化硬質層内と表面から０．１ｍｍ内部付近の平均組成，硬質相粒度を測定した。また、同条件で作製した別のチップの上面を軽くラップ加工（０．５μｍ程度）した後、表面に形成された窒化硬質層をＣｕターゲットとＮｉフィルターを用いたＸ線回折法により、ＴｉＣの（１１１）結晶面と（２００）結晶面の回折ピーク付近に現われる窒化硬質層の（１１１）結晶面と（２００）結晶面の回折ピーク強度を測定し、そのピーク強度比であるｈ（１１１）／ｈ（２００）を求めた。また、これらのチップを用いて窒化硬質層のビッカース硬さを測定すると共に、上記の断面チップを用いて表面から０．１ｍｍ内部付近のビッカース硬さも測定した。以上の測定結果の内、組成以外の項目を表３に、窒化硬質層の組成を表４に示した。（但し、比較品１および３は、窒化硬質層が形成されていないことから、表３および表４には焼結合金の表面直下の特性を示した。）
【００３１】
【表１】

【００３２】
【表２】

【００３３】
【表３】

【００３４】
【表４】

【００３５】
【実施例２】
実施例１で得た表１の混合粉末の中のＤと、実施例１と同様にして作製した表５に示したＥ，Ｆの混合粉末を用いて、実施例１と同様に、ＪＩＳ−Ｂ４１２０に記載のＳＰＧＮ１２０３０８の形状用金型でもって、２ｔｏｎ／ｃｍ２の圧力でプレス成形し、得られた粉末成形体を雰囲気圧力１０Ｐａの真空中で１３００℃まで加熱した後、表６に示した雰囲気と温度で１時間の加熱焼結を行って、比較品５〜７とした。次いで、比較品５〜７と同条件で作製した別のサーメットチップを＃２３０のダイヤモンド砥石にて研削加工した後、この研削チップを再び炉に挿入し、雰囲気圧力１０Ｐａの真空中で１３００℃まで加熱し、さらに表５に併記した雰囲気と温度・時間で窒化処理し、本発明品５〜７を得た。こうして得た本発明品５〜７および比較品５〜７について、実施例１と同様な方法・項目を測定し、その結果を表７および表８に示した。（但し、比較品５〜７は、窒化硬質層が形成されていないことから、表７および表８には焼結合金の表面直下の特性を示した。）
【００３６】
【表５】

【００３７】
【表６】

【００３８】
【表７】

【００３９】
【表８】

【００４０】
【実施例３】
実施例１で得た本発明品２，４と比較品２，４、および実施例２で得た本発明品７と比較品７のＳＰＭＮ１２０３０８チップを＃２３０のダイヤモンド砥石にて上下面を研削加工した後、切刃部に０．１５ｍｍ×−３０°のホーニング処理を施したチップを用いて、ＰＶＤ法のコーテイング装置により、サーメットチップの基材側から順に０．５μｍ厚さのＴｉＮ膜および２．５μｍ厚さのＴｉＣＮ膜の計３μｍの硬質膜を被覆し、それぞれ本発明８，９と比較品８，９および本発明品１０と比較品１０を得た。さらに、実施例１で得た本発明品１〜４と比較品１〜４、および実施例２で得た本発明５〜７と比較品５〜７のＳＰＭＮ１２０３０８チップを＃２３０のダイヤモンド砥石にて上下面を研削加工した後、切刃部に０．１５ｍｍ×−３０°のホーニング処理を施した。
【００４１】
これらの硬質膜付チップおよびホーニング付チップのうち、本発明品１，２，５，８，９および比較品１，２，５，８，９の切削用チップについて、被削材：Ｓ４８Ｃ，切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ，切込み：１．５ｍｍ，送り：０．３０ｍｍ／ｒｅｖ，切削油：乾式の条件で旋削試験を行い、寿命に至るまでの時間を求めて、その結果を表９に示した。但し、寿命の評価は、逃げ面の最大摩耗量が０．３０ｍｍに達した場合、または切刃のチッピング・破損が生じた場合を寿命と判定した。
【００４２】
また、硬質膜付チップおよびホーニング付チップのうち、本発明品３，４，６，７，１０および比較品３，４，６，７，１０の切削用チップについて、被削材：４本溝入りのＳ４８Ｃ，切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ，切込み：１．５ｍｍ，送り：０．２０ｍｍ／ｒｅｖ，切削油：乾式の条件で断続旋削試験を行い、寿命に至るまでの時間を求めて、その結果を表１０に示した。但し、寿命の評価は、逃げ面の最大摩耗量が０．３０ｍｍに達した場合、または切刃のチッピング・破損が生じた場合を寿命と判定した。
【００４３】
【表９】

【００４４】
【表１０】

【００４５】
【発明の効果】
本発明の窒化硬質層を有するサーメット工具は、従来の窒化層を有するサーメット合金および窒化層の形成されていないサーメット合金に対比し、表面部の硬さが高く、特に切削工具として用いた場合には、耐摩耗性，耐チッピング性および耐塑性変形性にすぐれており、その結果、非常に長寿命になるという顕著な効果がある。また、本発明の窒化硬質層を有するサーメット工具の製造方法は、従来の物理蒸着法や化学蒸着法に対比して、層の剥離が生じ難くなること、耐摩耗性と耐チッピング性の両方が向上すること、製造工程が簡易であり、トータルコストが低くなるという産業上すぐれた効果がある。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a sintered cermet alloy comprising a hard phase mainly composed of one or more of Ti-containing carbides, nitrides, and carbonitrides, which has been used conventionally, and a binder phase mainly composed of an Fe group metal. Cermet tool having a nitrided hard layer on the surface obtained by nitrogen treatment and a manufacturing method thereof, specifically, cutting tools, cutting tools represented by drills, end mills, reamers, turning tools and milling tools, The present invention relates to a cutting tool such as a slitter, a cermet tool having a nitrided hard layer applicable as a wear-resistant tool represented by a nozzle, and a method for manufacturing the same.
[0002]
[Prior art]
In general, cermet tools have a low reactivity with Fe compared to cemented carbide, so they have excellent wear resistance and beautiful finish surface roughness. Turning various steels and castings And a wide range of cutting tools represented by milling tools. However, with the unmanned cutting and high-speed cutting, further improvement in wear resistance is required. Usually, in order to improve the wear resistance of a cermet tool composed of a hard phase mainly composed of TiC, TiCN and TiN and a binder phase mainly composed of Ni and Co, the amount of the binder phase is reduced or the hard phase is incorporated into the hard phase. Although the addition amount of Mo2C, WC, TaC, etc. to be added may be reduced, there is a problem that the fracture resistance is lowered. Further, if the surface of the cermet tool is coated with a hard film such as TiN, TiCN, or TiC, the wear resistance is improved, but there is a problem that the fracture resistance is remarkably lowered and the life is shortened.
[0003]
Therefore, as a means to improve wear resistance without reducing fracture resistance, there are many cermet tools with a gradient composition in which the amount of binder phase near the surface is gradually reduced and cermet tools with a hard surface formed by atmospheric heating. Proposed. Among these, as representative examples of cermet tools having a gradient composition, there are JP-A-2-15139 and JP-A-2-93036, and representative examples of cermet tools having a hard surface layer formed thereon. Japanese Patent Publication No. 61-12989.
[0004]
[Problems to be solved by the invention]
Among the cermet tools having a gradient composition as the prior art, Japanese Patent Laid-Open No. 2-15139 discloses a TiCN-based cermet in which the surface portion from the surface to 1000 μm has higher toughness and high hardness than the inside. Japanese Patent Laid-Open No. 2-93036 discloses a TiCN-based cermet in which a portion having a Vickers hardness of 2000 or more exists between the surface portions from the surface to 50 μm. The surface portion of the TiCN-based cermet disclosed in these two publications has a nitrogen gas atmosphere in the sintering process at a temperature higher than the liquid phase appearance temperature, and a vacuum atmosphere before the end of the sintering, whereby a hard phase on the surface portion is obtained. The amount of the binder phase in the vicinity of the surface is reduced as the surface is made to have a high hardness. The TiCN-based cermets of these two publications have improved wear resistance due to a decrease in the surface binder phase, but the hard phase in the surface portion is not so refined, and therefore the fracture resistance is reduced. At the same time, there is a problem in that the plastic deformation resistance is insufficient, resulting in a short life.
[0005]
Japanese Examined Patent Publication No. 61-12989 discloses that the surface layer is composed of a composite metal carbonitride of one or more of the group 4a, 5a and 6a metals of the periodic table excluding Ti and Ti, and The cermet chip | tip for cutting tools comprised with the reaction layer which has average layer thickness: 0.5-15micrometer, and its manufacturing method are disclosed. The reaction layer disclosed in the publication generates a surface layer in which nonmetallic components (mainly nitrogen) are reduced by causing a denitrification phenomenon in a process of sintering in a high vacuum of 10-1 torr or less. Then, heat treatment is performed at a temperature of 1100 to 1300 ° C. in a nitrogen-containing atmosphere to form a reaction layer. The cermet tip for a cutting tool disclosed in the same publication is a composite metal carbonitride having a high hardness in the reaction layer formed on the surface portion. Therefore, although the wear resistance is improved, the coarse composite metal produced by the denitrification phenomenon Since it is a coarse grain formed by nitriding carbonitride, there is a problem that the wear resistance is insufficient, and that the lifetime is shortened as the fracture resistance is lowered.
[0006]
The present invention solves the above-mentioned problems. Specifically, the surface of the cermet chip has almost no binder phase, and the hard phase particles are arranged in a columnar shape perpendicular to the surface of the cermet chip. By forming a nitrided hard layer exhibiting a structure, the cermet tool having a nitrided hard layer that has significantly improved wear resistance and plastic deformation resistance and has achieved a long life without lowering fracture resistance, and The purpose is to provide the manufacturing method.
[0007]
[Means for Solving the Problems]
In order to improve the wear resistance and plastic deformation resistance without reducing the fracture resistance, the inventors have mainly used the structure, composition, thickness, etc. for cermet tools having a hard layer on the surface for many years. When the mixed powder of the cermet composition component was sintered at a temperature higher than the liquid phase appearance temperature in an atmosphere of nitrogen partial pressure corresponding to the nitrogen content of the composition component. , A sintered alloy with a uniform composition and structure up to the surface part, and then heat treatment below the liquid phase appearance temperature in a nitrogen-containing atmosphere with a higher nitrogen partial pressure than during sintering, the amount of the binder phase on the surface part It is possible to form a nitrided hard layer that has a columnar structure in which hard phase particles are arranged perpendicularly to the surface of the sintered alloy, and as a result, when used as a tool, the fracture resistance is reduced. Without Wear resistance and plastic deformation resistance is significantly improved, with the finding that a long life is achieved, in which the present invention has been completed.
[0008]
The cermet tool having a hard nitrided layer according to the present invention comprises 5 to 30% by weight of a binder phase mainly composed of Co and / or Ni, the balance being Ti carbide, nitride, carbonitride, and Ti and Ti. The main component is at least one Ti-containing compound selected from complex carbides, complex nitrides, and complex carbonitrides including at least one of elements 4a, 5a, and 6a in the periodic table. A cermet tool having a nitrided hard layer formed by nitriding on a part of or the entire surface of a sintered alloy composed of a hard phase and inevitable impurities, wherein the nitrided hard layer is 2% by weight or less of the binder phase. And an inner layer hard phase containing a larger amount of nitrogen than the average nitrogen content of the hard phase, and crystal grains of the inner hard phase are formed on the surface of the hard nitride layer. Columnar crystals arranged perpendicular to The layer thickness of the nitride hard layer is characterized in that it is 0.5 to 15 m.
[0009]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Specifically, the binder phase in the cermet tool having the nitrided hard layer of the present invention is made of Co, Ni, Co—Ni alloy or Co and / or Ni at 50% by weight or more, and the rest is composed of other metal elements. Is the case. Among these, examples of metal elements other than Co and Ni include Mo, Ti, W, Ta, Cr, Al, V, Zr, and Fe. Among these binder phases, a binder phase made of an alloy of Co and / or Ni in which at least 20% by weight of one or more of Mo, Ti, W, Ta, Cr, and Al is solid-solubilized is resistant to wear and plastic deformation. It is preferable because it increases the properties. When the content of the binder phase is less than 5% by weight based on the entire tool, the fracture resistance deteriorates due to a decrease in toughness, and conversely, when the content exceeds 30% by weight, the hardness and the resistance to wear are reduced. Since plastic deformability deteriorates, it is determined as 5 to 30% by weight.
[0010]
This binder phase is directly under the nitrided hard layer, which will be described later. In other words, the binder phase is 5 to 50 μm from the boundary surface between the nitrided hard layer and the sintered alloy excluding the nitrided hard layer toward the inside of the sintered alloy. It is preferable that the amount of the binder phase in the region is larger than the average amount of the binder phase in the substantially central portion of the sintered alloy because the decrease in fracture resistance is small when the thickness of the hard nitrided layer is increased. .
[0011]
Specifically, the hard phase in the cermet tool having the nitrided hard layer of the present invention includes, for example, TiC, TiCN, TiN and (Ti, Mo) C, (Ti, Mo, W) C, (Ti, Mo, W, Ta) CN, (Ti, Mo) CN, (Ti, Mo, W) CN, (Ti, Mo, W, Ta) CN, (Ti, Zr) N, (Ti, V, Mo) CN From at least one Ti-containing compound selected from composite carbides, composite nitrides, and composite carbonitrides containing Ti and one or more of periodic group elements 4a, 5a, and 6a excluding Ti Or when the Ti-containing compound is 50% by weight or more, and the remainder is composed of one or more of carbides, nitrides, and mutual solid solutions of the periodic table 4a, 5a, and 6a metals excluding Ti. Is the case. Among these hard phases, the hard phase composed of one or more of the carbides, nitrides, and mutual solid solutions of the periodic table 4a, 5a, and 6a metals excluding Ti is specifically, for example, Mo ₂ C, WC, VC, NbN, TaC, ZrC, Zr (CN), HfC, (Ta, W) C, (W, Mo) C.
[0012]
When these hard phases are formed from carbides, nitrides, carbonitrides and Ti carbides, nitrides, carbonitrides of the periodic table 4a, 5a, 6a metals excluding Ti, they will be described later. This is preferable because the structure and characteristics of the nitrided hard layer are excellent and the characteristics inside the tool excluding the nitrided hard layer are excellent.
[0013]
Specifically, the structure of the hard phase is, for example, in the case of TiC, TiN, TiCN, WC, and the core is TiC, TiCN, and the peripheral part is (Ti, Mo) C, (Ti, Double structure particles such as Mo, W) C, (Ti, Mo, W, Ta) CN, and triple structure particles whose outer periphery of the double structure particles is WC, (W, Ta) C are present. When it consists of core structure particles, when it consists of solid solution particles represented by (Ti, Mo) C, (Ti, Mo, W) C, (Ti, Mo, W, Ta) CN, and when these two or more types The case where it mixes can be mentioned.
[0014]
Inevitable impurities in the cermet tool having the nitrided hard layer of the present invention may be mixed in a starting material for manufacturing the tool, or may be mixed from a manufacturing process for manufacturing the tool. Among these inevitable impurities, in the case of the inevitable impurities composed of the metal elements constituting the above-mentioned binder phase and hard phase, there is almost no problem. For example, oxygen, carbon, nitrogen, Si, S, Ca In the case of inevitable impurities composed of Na, especially in the case of oxygen, 0.5% by weight or less with respect to the entire tool, and in the case of Si, S, Ca, Na, 0.01% by weight or less with respect to the entire tool. On the other hand, when the total amount of inevitable impurities is suppressed to 0.5% by weight or less, it is preferable because the strength, toughness and fracture resistance are excellent.
[0015]
The nitrided hard layer formed on the surface portion of the sintered cermet alloy composed of the binder phase, the hard phase and the inevitable impurities described above has a slight improvement in wear resistance when the layer thickness is less than 0.5 μm. When the thickness exceeds 15 μm, the chipping resistance deteriorates remarkably, and since it takes a long time to form, the thickness is set to 5 to 15 μm.
[0016]
The structure of the nitrided hard layer is such that crystal grains of the in-layer hard phase are arranged perpendicularly to the surface of the nitrided hard layer and have a columnar shape in the cross-sectional structure. In particular, when the (111) plane peak height is higher than the (200) plane peak height in the crystal plane of the in-layer hard phase in the X-ray diffraction of the nitrided hard layer, the wear resistance due to the hardness improvement and the columnar crystal It is preferable because fracture resistance due to improved toughness accompanying development is improved. Also, if the average particle size of the hard phase in the nitrided hard layer is smaller than the average hard phase particle size inside the sintered alloy excluding the nitrided hard layer, it is preferable because the wear resistance is improved by improving the hardness. is there.
[0017]
If the content of the in-layer binder phase in the nitrided hard layer exceeds 2% by weight, the effect of improving wear resistance is reduced due to the decrease in hardness, so that it is determined to be 2% by weight or less. . When the hardness of the nitrided hard layer is 2,000 or more in HV, it is preferable because the wear resistance is remarkably improved.
[0018]
The in-layer hard phase in the hard nitrided layer has a smaller average content of Group 4a, 5a, and 6a elements in the periodic table excluding Ti as compared to the hard phase in the sintered alloy excluding the hard nitride layer, and When the average content of nitrogen is large, it is preferable because improvement in hardness and wear resistance due to a relative increase in Ti content and improvement in toughness and fracture resistance due to an increase in nitrogen content can be achieved.
[0019]
The cermet tool having a hard nitrided layer of the present invention is beautiful when the appearance color on the entire surface or the remaining partial surface removed by the final grinding process is golden, yellowish brown, reddish brown, blackish brown, etc. When used as a tool, it is preferable because the used corner can be easily identified.
[0020]
Further, Ti carbide, nitride, carbonitride, carbonate, nitride oxide, carbonitride, Ti and Al nitride, carbonitride on the surface of the nitrided hard layer in the cermet tool configured as described above It is preferable to coat a hard film composed of one single layer or two or more multilayers among the oxides, carbonitrides, and oxides of Al because it can further improve the wear resistance. is there. Specifically, the hard film is, for example, a single layer film of TiC, Ti (CN), TiN, (Ti, Al) N, Al ₂ O ₃ , TiN— (Ti, Al) N, TiCN—TiC—TiCN, mention may be made of a multilayer film comprising a stack of such TiN-Ti (CN) -TiC- Al 2 O 3 -TiN. The thickness of the hard film at this time varies depending on the application and shape, but is preferably in the range of 2 to 20 μm.
[0021]
In order to manufacture the cermet tool having the nitrided hard layer of the present invention, first, at least one of the carbides, nitrides, and carbonitrides of the periodic table 4a, 5a, and 6a metals excluding Ti as a starting material. In order to form a hard nitrided layer, it is important to have an appropriate amount of seeds, second, to adjust the sintering conditions, particularly the atmosphere, and third, to adjust the nitriding conditions, particularly the nitrogen partial pressure. It is to become. A specific manufacturing method for this is as follows.
[0022]
The method for producing a cermet tool having a nitrided hard layer according to the present invention comprises 5 to 30% by weight of a binder phase-forming powder mainly composed of Co and / or Ni, and a periodic table 4a, 5a, 6a group metal excluding Ti. 3 to 50% by weight of at least one first hard powder among carbides, nitrides, and carbonitrides of the above, carbides, nitrides, carbonitrides, and Ti of the remaining Ti, and a periodic rule excluding Ti Molding a mixed powder comprising at least one second hard powder selected from a composite carbide, composite nitride, and composite carbonitride with at least one of the elements in Tables 4a, 5a, and 6a The first step of forming a powder compact and the powder compact is sintered at 1300 to 1600 ° C. in a vacuum of 20 Pa or higher or in a gas atmosphere mainly composed of carbon monoxide and nitrogen to obtain a cermet sintered alloy. A second step and the sintered cermet alloy; And a third step of heat-treating at 1000 to 1400 ° C. in an atmosphere of nitrogen gas pressure higher than the nitrogen gas pressure in the atmosphere in the step to make the surface of the sintered cermet alloy a hard nitrided layer. It is a feature.
[0023]
Specifically, the first hard powder in the production method of the present invention is, for example, a single powder such as ZrC, WC, Mo ₂ C, NbN, TaC, and (Zr, Mo) C, (Zr, Mo, W) C. , (Zr, Mo, W, Ta) (CN). The second hard powder specifically includes, for example, TiC, TiN, TiCN, (Ti, Mo) C, (Ti, Mo, W) C, (Ti, Mo, W, Ta) CN. Can do.
[0024]
If the sintering temperature in the production method of the present invention is less than 1300 ° C., voids remain due to insufficient sintering, and conversely if it exceeds 1600 ° C., coarsening of the hard phase, evaporation / scattering of the binder phase, decomposition of nitride Is determined to be 1300 to 1600 ° C. The atmosphere pressure during sintering is the temperature range from the solid-liquid coexistence temperature region to the sintering temperature, and the atmosphere from the normal temperature to the solid-liquid coexistence temperature region is a high vacuum or non-oxidizing gas atmosphere. If there is no problem. The atmosphere pressure at the time of sintering was set to 20 Pa or more because it is difficult to obtain a sintered body having a uniform structure and composition up to the surface portion if it is less than 20 Pa. Here, when the atmosphere pressure during sintering becomes a high vacuum of less than 20 Pa, the amount of the binder phase on the surface portion decreases due to evaporation / scattering of the binder phase or decomposition of nitrides and trace amounts of residual oxides, and at the same time, nitrogen and This is because a fragile surface layer is formed by producing a coarse hard phase having a low carbon content. When using a mixed powder with a low nitrogen content, it is preferable to use a non-oxidizing gas atmosphere mainly composed of carbon monoxide, and when using a mixed powder with a high nitrogen content, It is preferable to use an oxidizing gas atmosphere.
[0025]
The nitriding treatment in the production method of the present invention is performed under conditions of lower temperature and higher nitrogen pressure than during sintering. If the treatment temperature is less than 1000 ° C., the growth rate of the nitrided hard layer is very slow. Conversely, if it exceeds 1450 ° C., abnormal growth occurs and it is difficult to obtain a fine and dense columnar nitrided hard layer. It was defined as ° C. The nitriding conditions vary depending on the amount of nitrogen contained in the sintered cermet alloy and the amount of the binder phase. Specifically, in the case of a nitrogen-containing cermet used for a cutting tool, temperature: 1250 to 1400 ° C., nitrogen partial pressure: 0 .01 to 0.1 MPa, holding time: 1 to 5 Hr.
[0026]
The nitriding treatment in the production method of the present invention may be performed after the entire surface or partially after the sintering. In particular, it is preferable to remove the hard nitride layer because it is beautiful and can improve performance.
[0027]
Using the cermet tool having the hard nitride layer thus produced, the chemical vapor deposition method (CVD method) or / and the physical vapor deposition method (PVD method) conventionally performed on the surface of the hard nitride layer are further performed. Ti carbide, nitride, carbonitride, carbon oxide, nitrogen oxide, carbonitride oxide, Ti and Al nitride, carbonitride, carbonitride oxide, a kind of monolayer in Al oxide Or the hard film which consists of 2 or more types of multilayers can be coat | covered, and a hard film coating cermet tool can also be produced.
[0028]
[Action]
The cermet tool having a hard nitrided layer according to the present invention includes a hard nitrided layer having a columnar structure arranged in a direction perpendicular to the surface of the hardened nitride layer with a reduced amount of binder phase relative to the inside of the sintered alloy. This improves the hardness and toughness of the steel and, as a result, exhibits the effect of improving the wear resistance and fracture resistance at the same time. The method for producing a cermet tool having a nitrided hard layer according to the present invention includes a second step mainly in a low-vacuum atmosphere or a non-oxidizing gas atmosphere in which the gas partial pressure of carbon monoxide and nitrogen is relatively high. This is the formation of a hard nitrided layer by heat treatment in which the gas partial pressure of carbon monoxide or nitrogen is lower than the liquid phase appearance temperature in an atmosphere with a higher gas partial pressure compared to the sintering in the second step. According to the conditions of the third step, the nitrided hard layer exhibiting a columnar structure arranged perpendicular to the surface of the nitrided hard layer is exhibited.
[0029]
[Example 1]
Commercially available composite carbides of TiC, TiN, TiCN (weight ratio TiC / TiN = 50/50), WC, (W, Ti) C having an average particle diameter of 1 to 2 μm (weight ratio WC / TiC = 70) / 30), TaC, Mo ₂ C, ZrC, Co, and Ni powders, weighed to the composition shown in Table 1, and inserted into a stainless steel pot with acetone solvent and cemented carbide balls. After mixing and pulverizing for a time, dried to obtain mixed powders A to D. Using these mixed powders A to D, press molding was performed at a pressure of ² ton / cm ² using the shape mold for SPMN120308 described in JIS-B4120, and the obtained powder compact was vacuumed at an atmospheric pressure of 10 Pa. After heating up to the respective predetermined sintering temperatures, heating sintering was performed for 1 hour at the atmosphere and temperature shown in Table 2. Then, after cooling to predetermined temperature continuously, it nitrided with the atmosphere and temperature and time which were written together in Table 2, and obtained this invention goods 1-4 and comparative goods 1-4.
[0030]
The cermet chips of the present invention products 1 to 4 and comparative products 1 to 4 thus obtained were cut, the flank side cross section was ground, lapped with a 1 μm diamond paste, and the structure was observed with a scanning analytical electron microscope. Perform composition analysis (line analysis from the surface to the inside) to determine the thickness and structure of the nitrided hard layer formed on the surface, and the average composition in the nitrided hard layer and within 0.1 mm from the surface, the hard phase The particle size was measured. In addition, after lightly lapping (about 0.5 μm) the upper surface of another chip manufactured under the same conditions, the nitrided hard layer formed on the surface was subjected to an X-ray diffraction method using a Cu target and a Ni filter to form TiC. The diffraction peak intensities of the (111) crystal plane and (200) crystal plane of the hard nitride layer appearing near the diffraction peak of the (111) crystal plane and the (200) crystal plane are measured, and h (111) is the peak intensity ratio. / H (200) was determined. In addition, the Vickers hardness of the nitrided hard layer was measured using these chips, and the Vickers hardness near the inside of 0.1 mm from the surface was also measured using the above-mentioned cross-sectional chip. Of the above measurement results, items other than the composition are shown in Table 3, and the composition of the nitrided hard layer is shown in Table 4. (However, since the comparative products 1 and 3 do not have a hard nitrided layer, Tables 3 and 4 show the characteristics immediately below the surface of the sintered alloy.)
[0031]
[Table 1]

[0032]
[Table 2]

[0033]
[Table 3]

[0034]
[Table 4]

[0035]
[Example 2]
Using D in the mixed powder of Table 1 obtained in Example 1 and the mixed powder of E and F shown in Table 5 produced in the same manner as in Example 1, as in Example 1, JIS- After press-molding with the shape mold of SPGN120308 described in B4120 at a pressure of 2 ton / cm 2, the obtained powder compact was heated to 1300 ° C. in a vacuum with an atmospheric pressure of 10 Pa, and then the atmosphere shown in Table 6 Comparative products 5 to 7 were obtained by heating and sintering at 1 and temperature for 1 hour. Next, after grinding another cermet chip produced under the same conditions as Comparative products 5 to 7 with a # 230 diamond grindstone, this grinding chip was again inserted into the furnace, and the pressure was reduced to 1300 ° C. in a vacuum with an atmospheric pressure of 10 Pa. Heating was performed, and further, nitriding was performed in the atmosphere, temperature, and time listed in Table 5 to obtain products 5 to 7 of the present invention. For the inventive products 5 to 7 and comparative products 5 to 7 thus obtained, the same methods and items as in Example 1 were measured, and the results are shown in Table 7 and Table 8. (However, since Comparative Products 5 to 7 do not have a hard nitrided layer, Tables 7 and 8 show the characteristics immediately below the surface of the sintered alloy.)
[0036]
[Table 5]

[0037]
[Table 6]

[0038]
[Table 7]

[0039]
[Table 8]

[0040]
[Example 3]
The upper and lower surfaces of the inventive products 2 and 4 and the comparative products 2 and 4 obtained in Example 1 and the SPMN120308 chip of the inventive product 7 and the comparative product 7 obtained in Example 2 are ground with a # 230 diamond grindstone. After that, using a chip having a cutting edge portion subjected to a honing treatment of 0.15 mm × −30 °, a TiN film having a thickness of 0.5 μm and 2 in order from the substrate side of the cermet chip by a PVD coating apparatus. A hard film having a total thickness of 3 μm of a TiCN film having a thickness of 5 μm was coated to obtain Inventions 8 and 9, Comparative Products 8 and 9, Invention Product 10 and Comparative Product 10, respectively. Further, the SPMN120308 chip of the present invention products 1 to 4 and comparative products 1 to 4 obtained in Example 1 and the present invention 5 to 7 and comparative products 5 to 7 obtained in Example 2 were used with a # 230 diamond grindstone. After grinding the upper and lower surfaces, a honing treatment of 0.15 mm × −30 ° was performed on the cutting edge portion.
[0041]
Of these hard film-equipped tips and honing-equipped tips, the cutting materials of the present invention products 1, 2, 5, 8, 9 and the comparative products 1, 2, 5, 8, 9 are described as work material: S48C, cutting. Speed: 200 m / min, depth of cut: 1.5 mm, feed: 0.30 mm / rev, cutting oil: a turning test was performed under dry conditions, and the time until the end of life was obtained. The results are shown in Table 9. . However, in the evaluation of the life, when the maximum wear amount of the flank reached 0.30 mm, or when the chipping / breakage of the cutting edge occurred, it was determined as the life.
[0042]
Of the chips with hard film and the chips with honing, the cutting materials of the present invention products 3, 4, 6, 7, 10 and the comparison products 3, 4, 6, 7, 10 have a work material: 4 grooves. S48C, cutting speed: 150 m / min, cutting depth: 1.5 mm, feed rate: 0.20 mm / rev, cutting oil: intermittent turning test under dry conditions, and determining the time until the end of life Is shown in Table 10. However, in the evaluation of the life, when the maximum wear amount of the flank reached 0.30 mm, or when the chipping / breakage of the cutting edge occurred, it was determined as the life.
[0043]
[Table 9]

[0044]
[Table 10]

[0045]
【The invention's effect】
The cermet tool having a nitrided hard layer according to the present invention has a higher surface hardness than a cermet alloy having a conventional nitrided layer and a cermet alloy having no nitrided layer formed, especially when used as a cutting tool. Has excellent wear resistance, chipping resistance, and plastic deformation resistance, and as a result, has a remarkable effect of having a very long life. Further, the method for producing a cermet tool having a nitrided hard layer according to the present invention is less likely to cause delamination, both wear resistance and chipping resistance, as compared with conventional physical vapor deposition and chemical vapor deposition. There is an industrially superior effect of improvement, a simple manufacturing process, and a lower total cost.

Claims

Group 4a, 5a, 6a elements of the periodic table excluding Ti and Ti carbides, nitrides, carbonitrides, and Ti and Ti with a binder phase mainly composed of Co and / or Ni and 5 to 30% by weight The surface of a sintered alloy comprising a hard phase mainly composed of at least one Ti-containing compound selected from composite carbides, composite nitrides, and composite carbonitrides containing at least one of the above and inevitable impurities A cermet tool having a hard nitrided layer formed by nitriding on a part or the entire surface of the hardened nitride layer, wherein the hard hard layer comprises an in-layer binder phase composed of 2% by weight or less of the binder phase, and the remainder being the hard phase. A hard crystal in the layer containing a nitrogen content greater than the average nitrogen content of the crystal, and the crystal grains of the hard phase in the layer exhibit columnar crystals arranged perpendicular to the surface of the hard nitride layer. And the thickness of the hard nitrided layer is 0.5 to 15 μm Cermet tool having a hard nitride layer, characterized in that.

The hard phase is composed of 3 to 50% by weight of at least one of the carbides, nitrides, and carbonitrides of the group 4a, 5a, and 6a metals except Ti, and the balance is Ti carbides and nitrides of Ti. 2. The cermet tool having a hard nitrided layer according to claim 1, wherein the cermet tool is formed of at least one kind of carbonitride.

The binder phase has an average content of the binder phase from 5 to 50 μm from the interface between the nitrided hard layer and the sintered alloy excluding the nitrided hard layer toward the inside of the sintered alloy. The cermet tool having a hard nitrided nitride layer according to claim 1 or 2, wherein the content is larger than the average content of the binder phase in the center of the sintered alloy.

4. The cermet tool having a hard nitrided layer according to claim 1, wherein the hard nitrided layer has a hardness of 2000 HV or more.

5. The cermet tool having a nitrided hard layer according to claim 1, wherein the nitrided hard layer has an appearance color of golden, yellowish brown, reddish brown or blackish brown.

The nitride hard layer has a (111) plane peak height higher than a (200) plane peak height among crystal planes of the in-layer hard phase obtained by X-ray diffraction. A cermet tool having the nitrided hard layer according to 4 or 5.

The in-layer hard phase in the nitrided hard layer has an average content of Group 4a, 5a, and 6a elements in the periodic table excluding Ti as compared with the hard phase in the cermet sintered alloy excluding the nitrided hard layer. The cermet tool having a hard nitrided layer according to claim 1, 2, 3, 4, 5 or 6, wherein the amount is small and the average content of nitrogen is large.

The inner hard phase in the nitrided hard layer has a smaller average particle size than the hard phase in the cermet sintered alloy excluding the nitrided hard layer. A cermet tool having a nitrided hard layer according to claim 1, 4, 5, 6 or 7.

A carbide, nitride, carbonitride, carbonic acid of Ti is further formed on the surface of the nitrided hard layer of the cermet tool having the nitrided hard layer according to claim 1, 2, 3, 4, 5, 6, 7, or 8. Consists of one single layer or two or more multi-layers selected from nitrides, nitrides, carbonitrides, nitrides of Ti and Al, carbonitrides, carbonitrides, and oxides of Al A cermet tool having a nitrided hard layer, characterized by coating a hard film.

5 to 30% by weight of Co and / or Ni powder, and 3 of at least one first hard powder among carbides, nitrides and carbonitrides of Group 4a, 5a and 6a elements of the periodic table excluding Ti A composite carbide, composite nitride of carbide, nitride, carbonitride, and Ti with balance of Ti, and 50% by weight and one or more elements in the periodic table 4a, 5a, and 6a elements excluding Ti, A first step in which a mixed powder composed of at least one second hard powder selected from composite carbonitrides is formed into a powder molded body, and the powder molded body is vacuumed or carbon monoxide of 20 Pa or more. , A second step of sintering in a gas atmosphere containing nitrogen as a main component at 1300 to 1600 ° C. to form a cermet sintered alloy, and a nitrogen gas pressure in the atmosphere of the cermet sintered alloy in the second step In an atmosphere of higher nitrogen gas pressure than 1000 Subjected to heat treatment at 1400 ° C., the manufacturing method of the cermet tool, characterized in that it comprises a third step of the surface of the cermet sintered alloy and hard nitride layer.

The method for manufacturing a cermet tool according to claim 10, wherein a step of polishing the entire surface or a part of the sintered cermet alloy is added after the second step.