JP3999261B2 - 富バインダ相表面領域を有する超硬質合金炭化物 - Google Patents

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は富バインダ相表面領域を有するセメンデットカーバイドを被覆したインサート（植刃）に関する。具体的には本発明は、インサートを被覆したセメンテッドカーバイド（ここでは以下に超硬質合金炭化物と称す）が以下のように改良されている斯かる被覆インサートに関する。即ち、この改良超硬質合金炭化物では、非常に良好なタフネスと塑性変形に対する高い抵抗とを備えるバランスのとれたユニークな技術的特性が所定の組成とグレンサイズにおいて得られる。
【０００２】
【従来の技術】
富バインダ相表面領域を有する超硬質合金炭化物を被覆したインサートは、今日スチールやステンレス材の工作に大いに使用されている。富バインダ相表面領域のお蔭で、切削工具材の用途は拡張されている。
【０００３】
ＷＣ、立方晶相（ガンマ相）及びバインダ相を含有している超硬質合金炭化物が富バインダ相表面領域を具備するように製造する方法は傾斜焼結（gradient sintering）と称される技法の範囲内のものであって、多くの特許並びに特許出願を通じて公知になっている。例えば、米国特許第４，２７７，２８３号と第４，６１０，９３１号によれば、窒素含有添加物を用い、真空で焼結を行うのに対し、米国特許第４，５４８，７８６号によれば窒素はガス相に添加される。いずれの場合も、立方晶相が実質的に欠乏した富バインダ相表面領域が得られる。米国特許第４，８３０，９３０号は焼結後の脱炭処理によってバインダ相を富化せしめる方法を記述しており、これによって立方晶相をも含有するバインダ相の富化領域が得られる。
【０００４】
米国特許第４，６４９，０８４号においては、窒素ガスを焼結に関連して使用し、これによって工程を減じると共に以後の沈積酸化物被覆の接着性を向上させている。
【０００５】
破損機構（fracture mechanics）の観点からいえば、表面領域でのバインダ相が富化することは超硬質合金炭化物の変形吸収とクラック成長停止の能力が高まることを意味する。このようにして、概して同じ組成ではあるが均質なミクロ組織の材料と比較し、相対的に大きな変形を許容することにより、或いはクラック成長を阻止することにより破損（フラクチア）に耐える斯かる改良能力を備えた材料が得られる。
【０００６】
窒素含有超硬質合金炭化物の真空焼結の公知技術により傾斜焼結するときは、この窒素は少量の窒素含有原料の添加によって含有させられる。焼結時の炉雰囲気中の窒素活性が立方晶相中の平均窒素活性より低いという事実により、窒素含有立方晶相はバインダ液相を通じて窒素を炉雰囲気に放出する。この溶解工程の動力学に関してはある種の相違が生じる。窒素が放出されると、これにより材料の表面領域中の立方晶相が完全に溶解する条件が生み出されるという見解がある。この工程は窒素の拡散と立方晶相の金属成分の拡散によって抑制されると考えられる。その結果は、溶解後に立方晶相によって占められていた容積をバインダ液相が占めることになる。この工程によって、富バインダ相表面領域がバインダ相の固化後に生成される溶解立方晶相中の金属成分は内方へ拡散し、材料中に残存する未溶解立方晶相上に折出する。従って、これらの元素の含有量は富バインダ相表面領域の内側の領域で増大すると同時に、その分だけバインダ相含有量が低減する。
【０００７】
上述の方法により得られた富バインダ相の硬質合金炭化物表面からの距離の関数で表されるＣｏ、Ｔｉ及びＷの特性分布は、例えば米国特許第４，８３０，９３０号の図１から明らかになる材料の最外位にはバインダ相に富み、且つ立方晶相が完全或いは部分的に欠乏している表面領域がある。この表面領域の内側には、立方晶相中に存在する金属元素に富み、具体的にはＴｉ、Ｔａ及びＮｂに富み、バインダ相含有量が材料本体（超硬質合金炭化物本体）の内部のバインダ相の平均含有量より著しく低い、斯かる領域が存在する。約６ｗｔ％のコバルトと９ｗｔ％の立方晶相を有する超硬質合金炭化物では、バインダ相含有量の低減は約２ｗｔ％まで可能、即ち３０％のオーダの相対的低減となり得る。クラックはこの領域で容易に成長するので、この領域は工作中の破損頻度に決定的な影響力を有している。
【０００８】
富バインダ相表面領域を有する、本質的に真空において焼結された窒素含有超硬質合金炭化物をバインダ相が液化する温度で窒素ガス処理を施こすると、タフネス（靭性）が増大され得る。このタフネス改良は塑性変形抵抗が本質的に変らない状態で得られる。このようにして得られたインサートは同じ用途範囲をカバーする均質組織のインサートの２種以上のグレードを今日一般的に要求する斯かる用途で使用することが出来る。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、傾斜焼結方法の後に実施される方法に関するもので、この後に実施する本発明の方法は、窒素を含有する超硬質合金炭化物を真空焼結或いは不活性ガス雰囲気中で焼結する方法であり、前述の傾斜焼結方法とは独立して実施するか、或いは傾斜焼結方法と組み合わせて実施する。本発明の方法は窒素ガスを焼結炉に４０−４００ミリバール、好ましくは１５０−３５０ミリバールの圧力で、１２８０と１４３０℃の間の温度、好ましくは１３２０と１４００℃の間の温度で供給する。窒素ガス処理の適切な時間は５−１００分、好ましくは１０−５０分である。窒素ガスはバインダ相が固化する温度になるまで、約１２７５−１３００℃に維持される。しかし、その効果の主要部は、バインダ相が真空で或いは不活性雰囲気で固化するとしても達成される。１３５０−１３８０℃の温度で且つ２００−３５０ミリバールの圧力で５−５０分の窒素ガス処理の保持時間（holding time）を、８−１５ｗｔ％の立方晶相の含有量において５０−１５０ミリバールの圧力で１２８０−１３２０℃で、或いはそれより低い６−１０ｗｔ％の立方晶相の含有量を有する超硬質合金炭化物に対して導入するのが特に適切である。
【００１０】
本発明に係る方法は、窒素含有材料を真空下で焼結或いは窒素が非常に低圧力である不活性雰囲気の下で焼結することにより製造された富バインダ相硬質合金炭化物に適用することを具体的に企図している。本発明はチタン、タンタル、ニオブ、タングステン、バナジウム及び／或いはモリブデンと、Ｃｏ及び／或いはＮｉ基のバインダ相とを含有する超硬質合金炭化物にとって有効である。タフネスと塑性変形抵抗の最適の組合せは、立方晶炭化物を形成する金属元素、即ちＴｉ、Ｔａ、Ｎｂ等々の総含有量が、０．４−１０ｗｔ％のチタン含有量の場合６−１５ｗｔ％好ましくは７−１０ｗｔ％の範囲にあり、好ましくは旋削のためには１−４ｗｔ％であって、フライス加工のためには２−１０ｗｔ％であり、且つバインダ相含有量が、３．５−１２ｗｔ％の範囲にあり、好ましくは旋削のためには５−７．５ｗｔ％、フライス加工のためには６−１２ｗｔ％であるときに、実現される。
【００１１】
炭素含有量は、最大Ｃ０８まで、好ましくはＣ０２−Ｃ０８に相当する範囲の量までの飽和炭素以下であり得る。なお、記号Ｃ０２及びＣ０８は、国際標準ＩＳＯ４５０５資料の「硬質金属−多孔率及び遊離炭素の金相判定（発行：International Organization for Standardization (ISO)、発行国：スイス、発行日：１９７８年８月１日）」によって規定されている。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明の方法によれば、超硬質合金炭化物、即ちセメンテッドカーバイドとして、Ｃｏ及び／或いはＮｉ基のバインダ相中にＷＣと好ましくはＴｉを含有する炭窒化物及び／或いは炭化物の立方晶相を含有し、好ましくは＜５０μｍ厚の富バインダ相表面領域を有する、タフネスと塑性変形抵抗の改良された超硬質合金炭化物が得られる。富バインダ相表面領域の最内側には、超硬質合金炭化物内部におけるバインダ相含有量の０．８１−１倍、好ましくは０．９１−１倍のバインダ相含有量を有する＜３００μｍ、好ましくは＜２００μｍ厚の領域が存在する。この領域における立方晶相の含有量は前記内部における含有量と本質的に同一である。富バインダ相表面領域は本質的に立方晶相が皆無であり、即ちこの領域はＷＣとバインダ相を含有する。但しその表面では立方晶相が≦５０Ｖｏｌ％占めている。この富バインダ相領域のバインダ相含有量は、表面から１０−３０μｍの距離内においては前記内部（セメンテッドカーバイド内部）における含有量の最大値が＞１．１倍、好ましくは１．２５−２倍である。
【００１３】
本発明に係る超硬質合金炭化物にはそれ自体公知の薄層の耐摩耗性被覆物がＣＶＤ或いはＰＶＤ法によって被覆されている。好ましくは、その最内層として、好ましくはチタンの炭化物、窒化物或いは炭窒化物の層が施こされる。超硬質合金炭化物の被覆の前には、例えばブラスト法によってクリーニングして、グラファイトと立方晶相を本質的に除去する。
【００１４】
本発明は超硬質合金炭化物の物性を改良する。この材料を使用した時に、クラックの伝播しやすい領域は材料中に形成されない。その結果、公知の方法によって製造されたものよりタフネスが著しく高められた超硬質合金炭化物が得られる。塑性変形抵抗の大きな超硬質合金炭化物を選択することにより、超硬質合金炭化物にそのユニークな特性となる非常に良好なタフネス強度と良好な可塑変形抵抗を併せて発揮させることが本発明によって可能になる。
【００１５】
【発明を実施するための最良の形態】
例１
１．９ｗｔ％のＴｉＣ、１．４ｗｔ％のＴｉＣＮ、３．３ｗｔ％のＴａＣ、２．２ｗｔ％のＮｂＣ、６．５ｗｔ％のＣｏ及び化学量論量を超える０．１５ｗｔ％の炭素含有量と残部ＷＣを含む粉末混合物から、旋削インサートＣＮＭＧ１２０４０８を加圧成形した。このインサートを脱ローのためにＨ₂と共に４５０℃に加熱して焼結し、更に真空下で１３５０℃に加熱して焼結し、その後にＡｒの保護ガスと共に１４５０℃において１時間焼結した。この工程部分は完全に標準の焼結過程である。これを冷却している間に、本発明に係る処理を、３００ミリバールのＮ₂の雰囲気で１３７５℃において３０分間実施し、その後にＮ₂中で冷却を続行して１２００℃に温度を下げ、そこで雰囲気のガスをＮ₂からＡｒに変えた。
【００１６】
得られた切削インサートの表面の組織は、本質的に立方晶相を含まない２５μｍ厚の富バインダ相領域を含み、且つ該バインダ相領域の下側では、インサート内部におけるバインダ相含有量の０．９１−１倍のややバインダ相が欠乏しているバインダ相領域を含む（図１）。
【００１７】
インサートの表面にはＣｏ、ＷＣ及びグラファイトと共に約４０％を占める立方晶相の粒子が存在している。インサート内部はＣ０４のＣ−多孔率（porosity）を呈した。
【００１８】
従来通りのエッジ丸め加工とクリーニングの後、表面に存在した立方晶相部分を除去した。結果の切削インサートには８μｍ厚のＴｉＣとＴｉＮから成る層を従来のＣＶＤ法によって被覆した。
【００１９】
例２（例１に対する参照例）
例１と同じ粉末原料から同一タイプのインサートを加圧成形した。これらのインサートは例１における焼結工程の標準部分の通りに、即ち１４５０℃の温度で保持時間だけＡｒの保護ガスと共に焼結した。
【００２０】
インサート表面の組織は立方晶相が本質的に皆無で２５μｍ厚の富バインダ相領域から成る。この領域の下には最小値がインサート内部の名目的含有量の約７０％であるほどにバインダ相が著しく欠乏しているが、立方晶相には富んでいる、１００−１５０μｍ厚の領域が図２に示すように存在する。インサート内部はＣ０４のＣ−多孔率を呈していた。これは、公知の方法による傾斜焼結された超硬質合金炭化物の代表的な組織である。このインサートはエッジ丸め加工してから、公知の方法で被覆した。
【００２１】
例３
例１と例２から得られたＣＮＭＧ１２０４０８タイプのインサートを用いて、通常の低炭素鋼に対して断続旋削工作を行った。次の切削データが適用された。
速度＝８０ｍｍ／分
送り＝０．３０ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み＝２．０ｍｍ
各インサートの３０個の切刃（エッジ）を破損するまで操業させた。本発明品インサートの平均寿命は４．６分であり、従来品インサートでは１．３分であった。
【００２２】
例４
例１と例２から得られたインサートを用いて硬度ＨＢ＝２８０の焼入れ焼もどし処理鋼に対する連続旋削工作の試験を行った。次の切削データを適用した。
速度＝２５０ｍ／分
送り＝０．２５ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み＝２．０ｍｍ
工作はインサートの逃げ面上の摩耗ランドとして観測され得る切刃塑性変形をもたらした。０．４０ｍｍのランド幅を得るまでの時間を各インサートにつき５個の切刃に関して測定した。本発明品インサートは１０．９分の平均工具寿命を得たが、従来品インサートでは１１．２分の平均工具寿命を得た。
【００２３】
例３と例４から本発明に係るインサートが従来公知の方法に係るインサートよりも、変形抵抗の著しい低減を伴うことなく、タフネス強度を著しく良好にすることは明白である。
【００２４】
例５
重量％で表して、５．５ＴｉＣ、１．９ＴｉＣＮ、５ＴａＣ、２．５ＮｂＣ、９．５Ｃｏ及び約０．０５％の化学量論量の炭素含有量と残部のＷＣから成る粉末原料から、フライス用インサートＳＰＫＲ１２０３ＥＤＲを加圧成形した。このインサートは例１に従って、但し焼結温度を１４１０℃とし、冷却中の処理を１２５ミリバールのＮ₂の雰囲気で１３１０℃の温度において２０分間行った。
【００２５】
組織を検査すると、図３に示す通り本質的に立方晶相が皆無な約１５μｍ厚の富バインダ相領域の存在が確認された。この表面領域の下には、名目的バインダ相含有量より１０％低いだけのややバインダ相に欠乏した肉厚領域が存在した。
【００２６】
表面には、＜１０％を占める立方晶相の粒子がWCとバインダ相と共に、存在した。インサートはＣ−多孔率を有していなかった。
【００２７】
従来通りにエッジ丸め加工とクリーニングを行った後、表面のエッジ近傍にある立方晶相の大部分を除去した。このインサートを従来のＣＶＤ法によってＴｉＣとＴｉＮの約６μｍ厚の層で被覆した。
【００２８】
例６（例５に対する参照例）
例５と同じ粉末原料から、同じタイプのインサートブランクを加圧成形した。このインサートは例５における焼結工程の標準部分に従って、即ち１４１０℃で、ホールディング時間だけＡｒの保護ガスと共に焼結した。冷却はＡｒの保護ガスの下で実行された。インサート表面の組織は、立方晶相が本質的に皆無な約１５μｍ厚の富バインダ相領域から成るものであった。その下には最小値が名目的バインダ含有量より約３０％低い１００−１３０μｍ厚のバインダ相が著しく欠乏し、それに対応した度合で立方晶相に富んでいる領域が存在した。インサートの内部では、Ｃ−多孔率は見いだせなかった。このインサートは例５に従ってエッジ丸め加工し且つ被覆処理を施こした。
【００２９】
例７
例５と例６から得られたフライス用インサートを用いて、焼入れ、焼もどし処理した鋼ＳＳ２５４１の５０ｍｍ厚工作物に対する正面フライス加工としてのフライス工作を実施した。このフライス工作は１２５ｍｍ径のフライス本体を用いた１歯フライス工作（one tooth milling）として実行された。フライス本体はその中心が工作物の出口サイドの上方にあるように配位させた。次の切削データを用いた。
速度＝９０ｍ／分
送り＝０．３ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み＝２ｍｍ
インサート破損までの時間を２０個の切刃について測定した。例５のインサートにおける平均工具寿命は９．３分であり、例６のインサートでは３．２分であった。このことから、本発明に係るインサートでは明確にタフネスの改良されていることが分る。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は本発明に係る、富バインダ相超硬質合金炭化物表面からの距離の関数で表されるＣｏとＴｉの分布を示している。
【図２】図２は既知の富バインダ相超硬質合金炭化物表面からの距離の関数で表されたＣｏとＴｉの分布を示す。
【図３】図３は本発明に係る超硬質合金炭化物の表面領域の１２００倍の光学顕微鏡写真であり、Ａはバインダ相に富み実質的に立方晶相が存在しない表面領域であり、Ｂは本発明に係る領域の上位部分である。

Claims (4)

1. Ｃｏ基及びＮｉ基の少なくとも１種のバインダ相中にＷＣと、炭化物及び炭窒化物の少なくとも１種の立方晶相と、を含有し、富バインダ相表面領域を有する超硬合金のインサートにおいて、
   炭化物及び炭窒化物の少なくとも１種の立方晶相を形成する金属元素の総含有量が、前記超硬合金の総量に対して６ｗｔ％と１５ｗｔ％の間にあり、
   前記インサートの表面域における表面での立方晶相の占める割合が５０Ｖｏｌ％であり、
   前記インサートの表面から１０−３０μｍの距離における該富バインダ相表面領域では立方晶相の含有量がゼロであり、
   該富バインダ相表面領域のバインダ相含有量が最大値でインサート内部のバインダ相含有量よりＶｏｌ％で比較して１．１倍以上であり、前記最大値が表面から１０−３０μｍの距離の個所における値であり、且つ
   該富バインダ相表面領域より下側の領域においては、バインダ相含有量がインサート内部のバインダ相含有量よりＶｏｌ％で比較して０．８１−１倍であり且つ立方晶相の含有量がインサート内部の立方晶相含有量と本質的に同一である、
   ことを特徴とする改良されたタフネスと塑性変形抵抗を発揮する富バインダ相表面領域を有する超硬合金のインサート。
2. インサートにＣＶＤ法或いはＰＶＤ法によって少なくとも１つの耐摩耗被覆物が施こされている請求項１記載のインサート。
3. チタンの炭化物、窒化物或いは炭窒化物が最内位の被覆物として沈積している、請求項２記載のインサート。
4. 請求項１〜３のいずれか１項に記載の超硬合金のインサートを製造する方法であって、
   Ｈ ₂ と共に４５０℃に加熱して焼結し、さらに真空下で１３５０℃に加熱し焼結し、その後Ａｒの保護ガスと共に１４５０℃において１時間焼結する標準の焼結過程後に、
   ５−１００分の間、１２８０−１４３０℃の温度で、４０−４００ミリバールの窒素雰囲気においてインサートに熱処理を施すことによって、焼結の後に、前記インサートの表面域における表面での立方晶相の占める割合が５０Ｖｏｌ％であり、且つ前記インサートの表面から１０−３０μｍの距離における該富バインダ相表面領域では立方晶相の含有量がゼロである、
   該立方晶相の粒子を形成することを特徴とする超硬合金のインサートを製造する方法。

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