JP4325911B2

JP4325911B2 - Cermet manufacturing method

Info

Publication number: JP4325911B2
Application number: JP2003005225A
Authority: JP
Inventors: 隆司徳永
Original assignee: Kyocera Corp
Current assignee: Kyocera Corp
Priority date: 2003-01-14
Filing date: 2003-01-14
Publication date: 2009-09-02
Anticipated expiration: 2023-01-14
Also published as: JP2004217972A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、安定した高い抗折強度を有するサーメットに関し、特に、微細な組織を有するとともに特性のバラツキが少ないサーメットに関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来より、Ｔｉと、Ｔｉ以外の周期律表４ａ、５ａおよび６ａ族金属のうちの１種以上との複合金属炭窒化物からなる硬質相を、Ｃｏおよび／またはＮｉの結合相からなるサーメットや、このようなサーメットの表面に、化学蒸着法や物理蒸着法を用いてＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ等の硬質被覆層を被覆したサーメット製スローアウェイチップが、鋼などの連続切削や断続切削などに用いられている（例えば、特許文献１、２）。
【０００３】
また、このようなサーメットにおいては、その硬度、強度を高めてスローアウェイチップの耐摩耗性および耐欠損性を向上させる目的で硬質相の粒径を制御することが行われており、例えば、特許文献３、４ではサーメット内部の平均粒径を２μｍ以下に制御することが記載されている。
【０００４】
【特許文献１】
特開平５−２２２５５１号公報
【特許文献２】
特開平４−２８９００３号公報
【特許文献３】
特開平５−１９２８０４号公報
【特許文献４】
特開平６−１７２２９号公報
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特許文献３，４に見られるように、硬質相の粒径を微細に制御する上では、原料粉末の微細化が不可欠であるが、その場合、硬質相を形成する炭化物、窒化物、炭窒化物などの原料粉末が凝集したり、難焼結化に伴い焼成温度を高める必要があり、その結果、結合相の溶融や分解が促進されることによって結合相が偏析したり、焼結中にＴｉＣＮ原料中から発生する窒素ガスが局所的に集まって焼結体表面や内部にボイドが生成される等によって組織が不均質となり易く、特に焼結体中に残存する粗大ボイドによってチップ毎の機械的特性や切削性能に大きなばらつきが生じてしまうという問題があった。
【０００６】
このため、スローアウェイチップの使用に際して、定数交換を行うような場合には切削性能の低いチップに定数を合わせざるを得ず、高性能のチップが形成されても、その性能を充分に発揮できず、工具費を高める要因となっていた。
【０００７】
本発明は、このような課題を解決するためになされたものであり、その目的は、微細な硬質相組織を有し、高い切削性能を有するとともに、チップ間の特性バラツキを小さくしたスローアウェイチップを提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、上述のような観点から、微粒な硬質相からなる微粒サーメットの特性バラツキを抑制する方法について検討した結果、原料の性状、混合粉末の制御条件および焼成条件をコントロールすることによって、微粒サーメットの特性バラツキの最大要因である粗大ボイドを破壊されにくい性状に制御することができ、焼結体中に内在する破壊源の影響を極力低減してサーメットの特性バラツキを抑制することができることが可能となることを知見した。
【００１２】
本発明のサーメットの製造方法は、平均粒径０．２〜０．９μｍ、酸素含有量１質量％以下のＴｉＣＮ粉末と、Ｔｉ以外の周期律表４ａ、５ａおよび６ａ族金属のうちの１種以上（Ｗ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｖ、ＺｒおよびＮｂのうちの１種以上）を含有する炭化物粉末、窒化物粉末、炭窒化物粉末の少なくとも１種とからなる硬質相形成成分７０〜９９質量％と、平均粒径０．０５〜１μｍのＣｏおよび／またはＮｉ粉末とからなる結合相形成成分１〜３０質量％とを秤量し、マイクロトラック法による粒度分布において粒径１μｍ以上の粉末の比率が１０質量％以下となるように粉砕、混合、分級した混合粉末を得、これをチップ形状に成形した後、室温から１１００〜１２００℃の焼成温度Ａまで昇温し、該焼成温度Ａから１３００℃まで０．５〜３℃／ｍｉｎの昇温速度ａで昇温し、次に１３００℃から１４００〜１５００℃の焼成温度Ｂまで５〜１５℃／ｍｉｎの昇温速度ｂで昇温し、さらに、１５００〜１６００℃の焼成温度Ｃまで４〜１４℃／ｍｉｎの昇温速度ｂよりも遅い昇温速度ｃで昇温して保持した後、降温する条件で焼成することを特徴とする。
【００１３】
また、チップ表面に、（Ｔｉ_x，Ｍ_1-x）（Ｃ_yＮ_1-y）（ただし、ＭはＴｉ以外の周期律表４ａ、５ａおよび６ａ族金属、Ａｌ、Ｓｉのうちの１種以上、０．４≦ｘ≦１，０≦ｙ≦１）で表わされる硬質被覆層を被覆することもできる。
【００１４】
【発明の実施の形態】
本発明のサーメットは、Ｃｏおよび／またはＮｉからなる結合相：１〜３０質量％と、Ｔｉと、Ｔｉ以外の周期律表４ａ、５ａおよび６ａ族金属のうちの１種以上との複合金属炭窒化物からなる硬質相７０〜９９質量％からなるサーメットであって、前記硬質相の平均粒径が１．５μｍ以下、特に０．３〜１μｍであるとともに、前記サーメットから切り出された抗折試験片にて抗折強度を測定した後の破断面において観察される破壊源の５０％以上、特に８０％以上が、一部または全部の壁面が前記結合相からなる被膜（以下、結合相膜と略す。）にて覆われたボイドからなることが大きな特徴であり、これによって、微粒サーメットの特性バラツキの最大要因である粗大ボイドを破壊されにくい性状に制御することができ、焼結体中に内在する破壊源の影響を極力低減して前記サーメットの特性バラツキを抑制することができる。
（抗折強度、ワイブル係数）
その結果、例えば、前記サーメットを母材とするスローアウェイチップ１０個について、該チップから抗折試験片を切り出したときの抗折強度のワイブル係数が５以上、特に７以上、さらに１０以上と特性バラツキの小さいものとすることができる。
【００１５】
すなわち、前記破壊源が粒成長した異常粒であるかまたは壁面に結合相膜にて覆われていない場合には、この異常粒またはボイドが小さい荷重にて破壊されてしまうことから試料によって抗折強度のバラツキが大きくなり、つまりサーメットの特性が部分的に不均質となってしまう。
【００１６】
なお、本発明におけるサーメットの抗折試験においては必ずしもＪＩＳ規格に準じたものである必要はなく、任意の方法および任意の形状にて抗折強度を測定することができるが、３点曲げ強度試験に類似した方法を採用することが確実に破壊源を特定することができる点で望ましい。本発明のサーメット製スローアウェイチップについての抗折強度を測定する方法の一例としては、スローアウェイチップの側面（逃げ面）を含んで切り出された抗折試験片（試験片の形状はチップの大きさで取れる四角棒状形状）を試験片の形状とする以外はＪＩＳＲ１６０１に準じて測定することができる。また、上記抗折強度のワイブル係数は１つまたは複数個のチップから切り出した１０本以上の試験片それぞれについてサーメットの抗折強度を測定し、このデータについてＪＩＳＲ１６２５に準じて算出されるワイブル係数を算出することができる。なお、上記３点曲げ試験における試験片の形状は例えばスローアウェイチップから側面（逃げ面）を含んで切り出すことのできる最大の四角柱形状とし、縦：横：（スパン＋試験片を支持するための取りしろ長さ）の比が３：４：（３０＋α）となるように切り出したものとする。
（ボイドの性状）
一方、本発明のサーメットにおいては、チップの抗折強度測定後の破断面にて観察される破壊源となる粗大ボイドが直径１０μｍ以下、特に５μｍ以下、さらに３μｍ以下であることが望ましく、これによってチップのワイブル係数を高くすることができ、チップの切削性能バラツキをより小さくすることができる。
【００１７】
また、本発明においては、破壊源となるボイド壁面の結合相膜表面には波紋が０．５μｍ以下の間隔で存在していることが望ましく、これによってクラックの進展を抑制する効果がある。また、ボイドと結合相膜との密着性を高めてクラック抑制効果を高める上で、結合相膜中にはピンホール部が点在し、そのピンホールの中に硬質相が突出した状態で存在していることが望ましい。
【００１８】
さらに、結合相膜の平均厚みはクラック抑制の観点から５μｍ以下、特に３μｍ以下であることが望ましい。また、結合相膜はコバルトおよび／またはニッケルからなるが、硬質相をなす金属元素成分、特に、チタン、タングステン、モリブデン、クロムを総量で１〜２０質量％の割合で含有していることが結合相膜自体の強度を高める点で望ましい。
（サーメット構成成分）
一方、本発明においては、焼結性、耐摩耗性、耐塑性変形性およびボイドへの結合相膜形成制御の点で、結合相の含有量が１〜３０質量％であることが重要である。すなわち、結合相の含有量が１質量％未満では所望の強度および耐摩耗性を得ることができずボイドへ結合相膜を形成させることができない。逆に結合相の含有量が３０質量％を越えると急激に耐摩耗性が低下する。結合相の望ましい含有量は４〜２０質量％である。
【００１９】
さらに、本発明のスローアウェイチップをなすサーメットは、硬質相として、Ｔｉと、Ｔｉ以外の周期律表４ａ、５ａおよび６ａ族金属のうちの１種以上、特にＷ、Ｚｒ、Ｖ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｈｆの群から選ればれる少なくとも１種との複合金属炭窒化物からなり、特に、硬質相は、Ｔｉ（ＴｉＣＮ）からなる芯部と、Ｔｉと、Ｗ、Ｍｏ、ＴａおよびＮｂのうちの１種以上との複合化合物からなる周辺部とから構成される２重有芯構造、または３重有芯構造をなしていることが、粒成長制御効果を有しサーメット基体が微細で均一な組織となるとともに、結合相との濡れ性に優れてサーメットの高強度化に寄与する点で望ましいが、本発明によれば、特にクラック進展を抑制する点で結合相膜近傍では他の部分に比べて前記周辺部が多い構造からなることが望ましい。
【００２０】
また、硬質被覆層との密着性、熱伝導率向上、塑性変形の抑制の点でサーメット基体の表面における硬質相の平均粒径ｒ₁が、サーメット基体内部におけるそれｒ₂よりも大きいことが望ましく、さらに、ｒ₁＝０．５〜２μｍ、ｒ₂＝０．２〜１μｍであることが望ましい。
【００２１】
さらには、本発明によれば、サーメット基体表面に、（Ｔｉ_x，Ｍ_1-x）（Ｃ_yＮ_1-y）（ただし、ＭはＴｉ以外の周期律表４ａ、５ａおよび６ａ族金属、Ａｌ、Ｓｉのうちの１種以上、０．４＜ｘ≦１，０≦ｙ≦１）で表わされる硬質被覆層（以下、Ｔｉ系被覆層と略す。）を被覆してもよく、かかるＴｉ系被覆層はサーメット母材の直上に形成することが望ましく、さらには、高硬度や高温安定性などの耐熱性の点で、（Ｔｉ，Ｍ１）Ｎ（ただし、Ｍ１はＡｌ、Ｓｉ、ＺｒおよびＣｒの群から選ばれる１種）、最適には（Ｔｉ_x，Ａｌ_1-x）Ｎからなる硬質被覆層を被覆することが望ましい。
【００２２】
また、硬質被覆層としては、上記Ｔｉ系被覆層に加えて、例えば、ダイヤモンド、立方晶窒化硼素、アルミナ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｃｒ、Ｓｉの炭化物、窒化物、炭窒化物の１種以上からなる他の硬質被覆層を形成することもできる。
【００２３】
（製造方法）
次に本発明のスローアウェイチップを製造する方法について説明する。
【００２４】
まず、ＴｉＣＮ粉末と、Ｔｉ以外の周期律表４ａ、５ａおよび６ａ族金属のうちの１種以上、とりわけＷ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｖ、ＺｒおよびＮｂのうちの１種以上を含有する炭化物粉末、窒化物粉末、炭窒化物粉末の少なくとも１種とからなる硬質相形成成分と、Ｃｏおよび／またはＮｉ粉末とからなる結合相形成成分とを所定の比率に秤量する。
【００２５】
ここで、前記硬質相形成成分のうち、最も添加量の多いＴｉＣＮ粉末は平均粒径０．２〜０．９μｍ、特に０．５〜０．８μｍであることが必要である。これは、平均粒径が０．２μｍよりも小さいとサーメット組織内に破壊源となりうる結合相の凝集部や異常粒が発生して破壊源となって抗折強度のバラツキが大きくなり、平均粒径が０．９μｍよりも大きいとサーメットの抗折強度が全体的に低下してしまうためである。
【００２６】
また、前記結合相形成成分は、平均粒径が０．０５〜１μｍ、特に０．３〜０．６μｍであることが必要である。これは、平均粒径が０．０５μｍよりも小さいと、結合相が凝集しやすく破壊源の要因となる結合相の凝集部が発生しやすいとともにボイド壁面への結合相膜形成を制御できず、平均粒径が１μｍよりも大きいと、結合相の分布が不均一となりやすくなるとともにボイド壁面への結合相膜形成を制御できないためである。
【００２７】
また、本発明によれば、上述した組織のサーメットを得るためには上記結合相形成成分中の炭素含有量を０．０２〜０．４０質量％、特に０．１５〜０．３０質量％に制御することが重要である。すなわち、かかる結合相形成成分粉末の炭素含有量が０．０２質量％よりも少ないと焼結体中に生成するボイドの壁面に結合相膜が形成されず粗大ボイドが低い荷重で破壊してしまい、逆に結合相形成成分粉末中の炭素含有量が０．４０質量％よりも多いと、焼結体中に粒径２００μｍ以上のボイドが生成して焼結体の抗折強度にバラツキが生じてチップの切削性能に大きなバラツキが発生するためである。
【００２８】
また、上記硬質相形成成分と結合相形成成分とは、硬質相形成成分７０〜９９質量％、特に４０〜５０質量％、結合相形成成分１〜３０質量％、特に１５〜２０質量％の割合で秤量混合する。
【００２９】
これは、硬質相形成成分量が上記範囲よりも少ないか、または結合相形成成分が上記範囲よりも多いと、硬質相の粒径が微粒なまま合金を緻密化することができなくなるためであり、硬質相形成成分量が上記範囲よりも多いか、または結合相形成成分が上記範囲よりも少ないと、サーメットの硬度が低下してこれをスローアウェイチップとして用いた場合には耐摩耗性が低下するためである。
【００３０】
次に、上記粉末をアトライタミルにて混合、粉砕し、マイクロトラック法による粒度分布において混合粉末中に粒径１μｍ以上の粒子の比率が１０質量％以下の混合粉末を得る。本発明によれば、混合粉末中に含まれる粒径１μｍ以上の粒子の比率を１０質量％以下に制御することが重要であり、これによって、サーメット焼結体中に粗大粒子が存在することを防止できるとともに、粗大粒子生成に伴う焼結体表面の荒れや組織変動を抑制して均一な組織を有するサーメットを形成することができる。なお、この粒径１μｍ以上の粒子の比率が１０質量％以下とするには、粉砕処理を上記分布になった時点で終了するか、必要に応じ分級処理を行う。
【００３１】
そして、上記混合粉末をチップ形状に成形した後、
（ａ）室温から１１００〜１２００℃の焼成温度Ａまで昇温し、
（ｂ）焼成温度Ａから１３００℃まで０．５〜３℃／ｍｉｎの昇温速度ａで昇温し、
（ｃ）１３００℃から１４００〜１５００℃の焼成温度Ｂまで５〜１５℃／ｍｉｎの昇温速度ｂで昇温し、
（ｄ）１５００〜１６００℃の焼成温度Ｃまで４〜１４℃／ｍｉｎで昇温速度ｂより遅い昇温速度ｃで昇温して保持し、
（ｅ）降温する条件で焼成する。
【００３２】
ここで、（ｂ）の昇温速度ａが０．５℃／ｍｉｎより遅いと硬質相が粒成長してしまう。また、昇温速度ａが３℃／ｍｉｎより速いと結合相形成成分が部分的に溶融して結合相の凝集部を生じるとともにＴｉＣＮ原料中の窒素成分が急激にガス化して窒素ガスが局所的に凝集した粗大ボイドが生じる。
【００３３】
また、（ｃ）の昇温速度ｂが５℃／ｍｉｎより遅いと、焼結体全体が粒成長して硬質相の平均粒径を１．５μｍ以下に制御することができず耐欠損性が低下する。昇温速度ｂが１５℃／ｍｉｎより速いと焼結体の粒成長が不均質となり、局部的に結合相の凝集や異常粒成長してこれが破壊源となったり、ボイド壁面に結合相膜を形成することができない。また、焼成温度Ｂが１４００℃よりも低いと工程（ｂ）における予備焼結において液相を十分に出現させることができず、逆に焼成温度Ｂが１５００℃を超えると液相出現量が多すぎてサーメット基体の表面に多量のボイドが発生するとともにボイド壁面に結合相膜を形成することができない。
【００３４】
また、（ｄ）の昇温速度ｃが４℃／ｍｉｎより遅いと基体表面において硬質相の平均粒径が１．５μｍ以上に粒成長して耐欠損性が低下し、逆に、昇温速度が１４℃／ｍｉｎより速いとボイド壁面に結合相膜を形成することができない。さらにまた、焼成温度Ｂが１５００℃よりも低いと基体を十分に緻密化することができず、焼結体内部にボイド壁面に結合相膜を形成することができない。逆に焼成温度Ｂが１６００℃を超えると焼結体が過焼結となって表面が荒れ、硬質相の平均粒径が大きくなる。
【００３５】
なお、前記焼成条件で焼成する場合、ＣｏとＮｉとの固溶体を原料として使用すれば、一層焼結性が改善され、焼結体表面に発生するオープンポアや焼結不良の発生を抑制することができるとともに結合相膜の形成がより確実にできる。
【００３６】
そして、得られたサーメット基体に対して所望により研磨等の表面加工処理した後、化学的蒸着法または物理的蒸着法等のコーティング法を用いて硬質被覆層を単層または２層以上被覆することにより、本発明のサーメット製スローアウェイチップを作製することができる。また、コーティング法としては、硬質被覆層の粒径を微細化する点で、サーメット基体との反応性の低い物理的蒸着法を用いることが望ましい。
【００３７】
【実施例】
原料粉末として、表１に示す平均粒径のＴｉＣＮ粉末と、いずれも０．５〜２μｍのＴｉＮ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＷＣ粉末、ＭｏＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＶＣ粉末、および表１に示す平均粒径および炭素含有量のＣｏとＮｉとの合金粉末（試料Ｎｏ．６と１６はＣｏ粉末とＮｉ粉末の単独粉末（平均粒径はいずれも０．５μｍ））を用い、これら原料粉末を表１に示される配合組成に配合し（表中、質量％はｗｔ％と表記した。）、ボールミルで湿式混合し、粉砕時間を変えてマイクロトラック法による粒度分布において混合粉末中に粒径１μｍ以上の粉末の比率が表１となるまで粉砕して乾燥した。
【００３８】
次に、上記混合粉末を用いて、成形圧９８ＭＰａでプレス成形し、この成形体を９５０℃まで１２℃／ｍｉｎで昇温し、９５０℃から１３００℃までを２℃／ｍｉｎで昇温した後、表１の焼成条件で焼成してＣＮＭＧ１２０４０８形状のサーメットを１０個ずつ作製した（試料Ｎｏ．１〜１１、１３〜１９）。
【００３９】
また、上記と同じ工程にて作製したサーメットそれぞれの表面に、アーク放電型イオンプレーティング法を用い、２．４μｍのＴｉＡｌＮの硬質被覆層を形成することにより表面にコーティングを施したサーメット製スローアウェイチップをそれぞれ１０個ずつ作製した（試料Ｎｏ．１２）。
【００４０】
得られたチップについて側面を含む抗折試験片（すくい面幅３．５ｍｍ×逃げ面幅２．５ｍｍ×逃げ面長さ１０ｍｍ）形状を各２本ずつ（２本×チップ１０個＝２０本）を切り出し、それぞれ試験片の形状以外はＪＩＳＲ１６０１に準じて３点曲げ強度を測定するとともに、ＪＩＳＲ１６２５に準じてワイブル係数を算出した。また、抗折強度測定後の試験片の破断面についてＳＥＭ観察を行い、破壊源を特定し破壊源の観察を行うとともに、その直径を求めた。結果は表２に示した。
【００４１】
また、上記同様の条件で作製したスローアウェイチップ各１０個ずつについて、下記切削条件にて切削評価を行った。
切削条件
被削材：Ｓ４５Ｃ
被削材：４本溝入り丸棒、
切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ、
送りおよび切削時間：０．１ｍｍ／ｒｅｖで１０秒間切削後、送りを０．０５ｍｍ／ｒｅｖずつ上げて各１０秒間ずつ切削（最大送り０．５ｍｍ／ｒｅｖまで）
切込み：２ｍｍ、
評価項目：欠損するまでの総切削時間（平均値、バラツキ）
【００４２】
【表１】

【００４３】
【表２】

【００４４】
表１、２に示される結果から、本発明に従い破壊源の壁面に結合相膜が形成されている試料Ｎｏ．１〜１２では、いずれも平均抗折強度が高くバラツキの少ないものであり、チップにおいては優れた切削特性を示すとともに切削性能のバラツキが小さいものであった。また、試料Ｎｏ．１〜１２のいずれの試料についても、その一例である試料Ｎｏ．４について破壊源観察をした写真である図１に示すように、結合相膜の膜厚は約０．２μｍであり、表面には０．１μｍ以下の間隔で波紋が形成され、かつ結合相膜中に硬質相が突出したピンホールが点在するものであった。また、図１の結合相膜のエネルギー分散分光分析（ＥＤＸ）による構成成分の特定結果である図２に示すように、結合相膜中の構成成分はＣｏが最も多く、その他としてＮｉ，Ｔｉ，Ｗが存在していた。
【００４５】
これに対して、原料粉末の性状、混合工程の制御、焼成条件が本発明の工程から逸脱した試料Ｎｏ．１３〜１９では、抗折強度のバラツキが大きく破壊源が切削試験においてもチップ間で性能バラツキが大きいものであった。
【００４６】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明のサーメットは、原料の性状、混合粉末の制御条件および焼成条件をコントロールすることによって、微粒サーメットの特性バラツキの最大要因である粗大ボイドを破壊されにくい性状に制御することができ、焼結体中に内在する破壊源の影響を極力低減してサーメットの特性バラツキを抑制でき、これをスローアウェイチップとして用いれば、性能バラツキの少ない切削性能の信頼性の高いチップとすることが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明のサーメットである実施例の試料Ｎｏ．４の抗折強度測定後の破断面における破壊源付近の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察像である。
【図２】図１の結合相膜のエネルギー分散分光分析（ＥＤＸ）による構成成分の特定結果を示す図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a cermet having a stable and high bending strength, and more particularly to a cermet having a fine structure and little variation in properties.
[0002]
[Prior art]
Conventionally, a hard phase made of a composite metal carbonitride of Ti and one or more of the periodic table 4a, 5a and 6a group metals other than Ti, a cermet made of a Co and / or Ni bonded phase, The cermet throwaway tip with a hard coating layer of TiC, TiN, TiCN, etc. on the surface of such cermet using chemical vapor deposition or physical vapor deposition is used for continuous cutting and intermittent cutting of steel etc. (For example, Patent Documents 1 and 2).
[0003]
In such a cermet, the particle size of the hard phase is controlled for the purpose of increasing the hardness and strength thereof and improving the wear resistance and fracture resistance of the throw-away tip. Documents 3 and 4 describe that the average particle size inside the cermet is controlled to 2 μm or less.
[0004]
[Patent Document 1]
Japanese Patent Laid-Open No. 5-222551 [Patent Document 2]
JP-A-4-289003 [Patent Document 3]
JP-A-5-192804 [Patent Document 4]
JP-A-6-17229 gazette
[Problems to be solved by the invention]
However, as seen in Patent Documents 3 and 4, in order to finely control the particle size of the hard phase, refinement of the raw material powder is indispensable. In that case, carbide, nitride, The raw material powder such as carbonitride needs to be agglomerated, or the sintering temperature needs to be increased along with the difficulty of sintering. As a result, the binder phase segregates or sinters due to the accelerated melting and decomposition of the binder phase. Nitrogen gas generated from the TiCN raw material gathers locally and voids are generated on the surface and inside of the sintered body, and the structure tends to be inhomogeneous. There has been a problem that a large variation occurs in the mechanical characteristics and cutting performance.
[0006]
For this reason, when using a throw-away tip, when changing the constant, the constant must be matched to the tip with low cutting performance, and even if a high-performance tip is formed, the performance can be fully demonstrated. It was a factor that increased the tool cost.
[0007]
The present invention has been made to solve such a problem, and the object thereof is a throw-away tip having a fine hard phase structure, high cutting performance, and reduced characteristic variation between tips. Is to provide.
[0008]
[Means for Solving the Problems]
As a result of examining the method for suppressing the characteristic variation of the fine cermet consisting of a fine hard phase from the above viewpoint, the present inventor, as a result of controlling the properties of the raw material, the control conditions of the mixed powder and the firing conditions, It is possible to control coarse voids, which are the biggest cause of characteristic variation of fine cermets, to be difficult to break, and to reduce the influence of fracture sources contained in the sintered body as much as possible to suppress cermet characteristic variation. It has been found that is possible.
[0012]
The method for producing the cermet of the present invention includes a TiCN powder having an average particle size of 0.2 to 0.9 μm and an oxygen content of 1% by mass or less, and one of the periodic table 4a, 5a and 6a group metals other than Ti. 70 to 99% by mass of a hard phase forming component composed of at least one of carbide powder, nitride powder, and carbonitride powder containing at least one of W, Mo, Ta, V, Zr, and Nb. And 1 to 30% by mass of a binder-phase-forming component consisting of Co and / or Ni powder having an average particle size of 0.05 to 1 μm, and the ratio of the powder having a particle size of 1 μm or more in the particle size distribution by the microtrack method After obtaining a mixed powder pulverized, mixed and classified so as to be 10% by mass or less, and molding this into a chip shape, the temperature is raised from room temperature to a firing temperature A of 1100 to 1200 ° C., and from the firing temperature A to 1300 ° C. Up to 0.5 The temperature is increased at a temperature increase rate a of 3 ° C./min, then the temperature is increased from 1300 ° C. to a firing temperature B of 1400-1500 ° C. at a temperature increase rate b of 5-15 ° C./min, and further 1500-1600 ° C. After the temperature is raised and held at a temperature rise rate c slower than the temperature rise rate b of 4 to 14 ° C./min up to the firing temperature C, firing is performed under the condition of lowering the temperature.
[0013]
Further, (Ti _x , M _1-x ) (C _y N _1-y ) (where M is one of the periodic table 4a, 5a and 6a group metals other than Ti, Al, Si) As described above, the hard coating layer represented by 0.4 ≦ x ≦ 1, 0 ≦ y ≦ 1) can also be coated.
[0014]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The cermet of the present invention is a composite metal charcoal comprising a binder phase consisting of Co and / or Ni: 1 to 30% by mass, Ti, and one or more of periodic group 4a, 5a and 6a metals other than Ti. A cermet comprising 70 to 99% by mass of a hard phase made of nitride, and having an average particle size of the hard phase of 1.5 μm or less, particularly 0.3 to 1 μm, and a bending test cut out from the cermet 50% or more, particularly 80% or more of the fracture source observed on the fracture surface after measuring the bending strength with a piece, is a coating in which part or all of the wall surface is composed of the binder phase (hereinafter referred to as binder phase film and It is a major feature that the voids covered with (.) Can be controlled so that the coarse voids, which are the largest cause of the characteristic variation of the fine cermet, can be controlled so as not to be destroyed. Inherent It is possible to suppress the variation in the characteristics of the cermet by reducing the influence of the destruction source.
(Folding strength, Weibull coefficient)
As a result, for example, for 10 throwaway tips using the cermet as a base material, the Weibull coefficient of the bending strength when the bending test piece is cut out from the tip is 5 or more, particularly 7 or more, and further 10 or more. The variation can be small.
[0015]
That is, when the fracture source is an abnormal grain with grain growth or is not covered with a binder phase film on the wall surface, the abnormal grain or void is broken by a small load, so that the specimen is bent. The variation in strength increases, that is, the properties of the cermet are partially inhomogeneous.
[0016]
In the cermet bending test according to the present invention, it is not always necessary to conform to the JIS standard, and the bending strength can be measured by an arbitrary method and an arbitrary shape. It is desirable to adopt a method similar to the above in that the destruction source can be surely specified. As an example of a method for measuring the bending strength of the cermet throwaway tip of the present invention, a bending test piece cut out including the side surface (flank) of the throwaway tip (the shape of the test piece is the size of the tip) The shape can be measured in accordance with JIS R1601 except that the shape of the square bar that can be taken) is the shape of the test piece. In addition, the Weibull coefficient of bending strength is obtained by measuring the bending strength of cermet for each of ten or more test pieces cut out from one or a plurality of chips, and calculating the Weibull coefficient calculated according to JIS R1625 for this data. Can be calculated. In addition, the shape of the test piece in the above three-point bending test is, for example, the largest quadrangular prism shape that can be cut out including the side surface (flank) from the throw-away tip, and the length: width: (to support the span + test piece) It is assumed that the length is taken out so that the ratio of the length to be removed is 3: 4: (30 + α).
(Void properties)
On the other hand, in the cermet of the present invention, it is desirable that the coarse voids as a fracture source observed on the fracture surface after the measurement of the bending strength of the chip is 10 μm or less in diameter, particularly 5 μm or less, and further 3 μm or less. The Weibull coefficient of the tip can be increased, and the variation in the cutting performance of the tip can be further reduced.
[0017]
Further, in the present invention, it is desirable that ripples are present at intervals of 0.5 μm or less on the surface of the binder phase film on the void wall surface serving as a fracture source, and this has the effect of suppressing the progress of cracks. Also, in order to increase the adhesion between the void and the binder phase film and enhance the crack suppression effect, the binder phase film is dotted with pinholes, and the hard phase protrudes into the pinhole. It is desirable that
[0018]
Furthermore, the average thickness of the binder phase film is desirably 5 μm or less, particularly 3 μm or less, from the viewpoint of suppressing cracks. In addition, the binder phase film is made of cobalt and / or nickel, but the binder phase film contains a metal element component forming a hard phase, particularly titanium, tungsten, molybdenum, and chromium in a ratio of 1 to 20% by mass in total. This is desirable in terms of increasing the strength of the phase film itself.
(Cermet component)
On the other hand, in the present invention, it is important that the content of the binder phase is 1 to 30% by mass in terms of sinterability, wear resistance, plastic deformation resistance, and control of binder phase film formation to voids. . That is, when the content of the binder phase is less than 1% by mass, desired strength and wear resistance cannot be obtained, and a binder phase film cannot be formed on the void. On the other hand, when the content of the binder phase exceeds 30% by mass, the wear resistance is drastically lowered. A desirable content of the binder phase is 4 to 20% by mass.
[0019]
Further, the cermet forming the throw-away tip of the present invention has, as the hard phase, Ti and one or more of Periodic Tables 4a, 5a and 6a metals other than Ti, particularly W, Zr, V, Ta, Nb. , Mo, Cr, Hf, and at least one selected from the group consisting of composite metal carbonitrides. In particular, the hard phase includes a core made of Ti (TiCN), Ti, W, Mo, Ta and Having a double-core structure or a triple-core structure composed of a peripheral portion made of a composite compound with one or more of Nb has a grain growth control effect and a fine cermet substrate. It is desirable in that it has a uniform structure and has excellent wettability with the binder phase and contributes to increasing the strength of the cermet. Compared to the part of the periphery It is desirable that consisting of more structure.
[0020]
The average particle diameter r ₁ of the hard phase on the surface of the cermet substrate is desirably larger than that r ₂ inside the cermet substrate in terms of adhesion to the hard coating layer, improvement in thermal conductivity, and suppression of plastic deformation. Furthermore, it is desirable that r ₁ = 0.5 to ₂ μm and r ₂ = 0.2 to ₁ μm.
[0021]
Furthermore, according to the present invention, (Ti _x , M _1-x ) (C _y N _1-y ) (where M is a periodic table 4a, 5a and 6a group metal other than Ti, One or more of Al and Si may be coated with a hard coating layer (hereinafter abbreviated as Ti-based coating layer) represented by 0.4 <x ≦ 1, 0 ≦ y ≦ 1). It is desirable to form the system coating layer directly on the cermet base material. Furthermore, in terms of heat resistance such as high hardness and high temperature stability, (Ti, M1) N (where M1 is Al, Si, Zr and It is desirable to coat a hard coating layer made of (Ti _x , Al _1-x ) N, optimally selected from the group of Cr.
[0022]
In addition to the Ti-based coating layer, the hard coating layer includes, for example, one or more of diamond, cubic boron nitride, alumina, Zr, Hf, Cr, Si carbide, nitride, and carbonitride. Other hard coating layers can also be formed.
[0023]
(Production method)
Next, a method for manufacturing the throw-away tip of the present invention will be described.
[0024]
First, a carbide powder containing TiCN powder and one or more of Periodic Tables 4a, 5a and 6a metals other than Ti, particularly one or more of W, Mo, Ta, V, Zr and Nb, A hard phase forming component composed of at least one of nitride powder and carbonitride powder and a binder phase forming component composed of Co and / or Ni powder are weighed in a predetermined ratio.
[0025]
Here, among the hard phase forming components, the TiCN powder having the largest addition amount needs to have an average particle size of 0.2 to 0.9 μm, particularly 0.5 to 0.8 μm. This is because when the average particle size is smaller than 0.2 μm, a flocculated portion of the binder phase or abnormal particles that can be a fracture source is generated in the cermet structure, resulting in a fracture source and a large variation in bending strength. This is because if the diameter is larger than 0.9 μm, the bending strength of the cermet is lowered as a whole.
[0026]
The binder phase forming component needs to have an average particle size of 0.05 to 1 μm, particularly 0.3 to 0.6 μm. This is because when the average particle size is smaller than 0.05 μm, the binder phase tends to aggregate and the aggregated portion of the binder phase that causes the fracture source is likely to be generated, and the formation of the binder phase film on the void wall surface cannot be controlled. This is because if the average particle size is larger than 1 μm, the distribution of the binder phase tends to be non-uniform and the formation of the binder phase film on the void wall surface cannot be controlled.
[0027]
Further, according to the present invention, in order to obtain the cermet having the structure described above, the carbon content in the binder phase forming component is set to 0.02 to 0.40% by mass, particularly 0.15 to 0.30% by mass. It is important to control. That is, if the carbon content of the binder phase forming component powder is less than 0.02% by mass, the binder phase film is not formed on the wall surface of the void generated in the sintered body, and the coarse void breaks with a low load. On the contrary, if the carbon content in the binder phase forming component powder is more than 0.40% by mass, voids having a particle size of 200 μm or more are generated in the sintered body, resulting in variations in the bending strength of the sintered body. This is because large variations occur in the cutting performance of the chip.
[0028]
Further, the hard phase forming component and the binder phase forming component are 70 to 99% by mass, particularly 40 to 50% by mass, and 1 to 30% by mass, particularly 15 to 20% by mass, of the binder phase forming component. Mix by weight.
[0029]
This is because if the amount of the hard phase forming component is less than the above range, or if the binder phase forming component is more than the above range, the alloy cannot be densified while the hard phase has a fine grain size. When the amount of the hard phase forming component is larger than the above range or the binder phase forming component is less than the above range, the hardness of the cermet is lowered and the wear resistance is lowered when this is used as a throw-away tip. It is to do.
[0030]
Next, the powder is mixed and pulverized by an attritor mill to obtain a mixed powder in which the ratio of particles having a particle size of 1 μm or more in the mixed powder is 10% by mass or less in the particle size distribution by the microtrack method. According to the present invention, it is important to control the ratio of the particles having a particle diameter of 1 μm or more contained in the mixed powder to 10% by mass or less, thereby confirming that coarse particles are present in the cermet sintered body. The cermet which has a uniform structure | tissue can be formed while being able to prevent and suppressing the rough | crude and the structure | tissue fluctuation | variation of a sintered compact body accompanying coarse particle production | generation. In order to make the ratio of particles having a particle size of 1 μm or more 10 mass% or less, the pulverization process is terminated when the above distribution is obtained, or a classification process is performed as necessary.
[0031]
And after shape | molding the said mixed powder into a chip shape,
(A) The temperature is raised from room temperature to a firing temperature A of 1100 to 1200 ° C.,
(B) The temperature is increased from the firing temperature A to 1300 ° C. at a temperature increase rate a of 0.5 to 3 ° C./min,
(C) The temperature is increased from 1300 ° C. to a firing temperature B of 1400 to 1500 ° C. at a temperature increase rate b of 5 to 15 ° C./min,
(D) The temperature is raised at a heating rate c slower than the heating rate b at 4 to 14 ° C./min up to a firing temperature C of 1500 to 1600 ° C. and held,
(E) Firing is performed under conditions for lowering the temperature.
[0032]
Here, when the heating rate a in (b) is slower than 0.5 ° C./min, the hard phase grows. Further, when the temperature rising rate a is higher than 3 ° C./min, the binder phase forming component is partially melted to produce an aggregated portion of the binder phase, and the nitrogen component in the TiCN raw material is rapidly gasified to cause the nitrogen gas to be localized. Agglomerated coarse voids are formed.
[0033]
On the other hand, if the heating rate b in (c) is slower than 5 ° C./min, the entire sintered body grows and the average particle size of the hard phase cannot be controlled to 1.5 μm or less, and the fracture resistance is low. descend. When the heating rate b is faster than 15 ° C./min, the grain growth of the sintered body becomes inhomogeneous, and the binder phase aggregates or grows abnormally locally. Cannot be formed. If the firing temperature B is lower than 1400 ° C., the liquid phase cannot sufficiently appear in the pre-sintering in the step (b). Conversely, if the firing temperature B exceeds 1500 ° C., the liquid phase appears in a large amount. Thus, a large amount of voids are generated on the surface of the cermet substrate, and a binder phase film cannot be formed on the void wall surface.
[0034]
On the other hand, if the heating rate c in (d) is slower than 4 ° C./min, the average particle size of the hard phase grows to 1.5 μm or more on the surface of the substrate and the fracture resistance is lowered. If it is faster than 14 ° C./min, a binder phase film cannot be formed on the void wall surface. Furthermore, if the firing temperature B is lower than 1500 ° C., the substrate cannot be sufficiently densified, and a binder phase film cannot be formed on the void wall surface inside the sintered body. On the other hand, when the firing temperature B exceeds 1600 ° C., the sintered body becomes oversintered and the surface becomes rough, and the average particle size of the hard phase increases.
[0035]
When firing under the above firing conditions, if a solid solution of Co and Ni is used as a raw material, the sinterability is further improved and the occurrence of open pores and poor sintering on the surface of the sintered body is suppressed. In addition, the bonded phase film can be more reliably formed.
[0036]
Then, after subjecting the obtained cermet substrate to a surface treatment such as polishing as desired, a hard coating layer may be coated on a single layer or two or more layers using a coating method such as a chemical vapor deposition method or a physical vapor deposition method. Thus, the cermet throwaway tip of the present invention can be produced. Moreover, as a coating method, it is desirable to use a physical vapor deposition method with low reactivity with a cermet base | substrate from the point which refines | miniaturizes the particle size of a hard coating layer.
[0037]
【Example】
As raw material powders, TiCN powder having an average particle diameter shown in Table 1, TiN powder of 0.5 to 2 μm, TaC powder, NbC powder, WC powder, MoC powder, ZrC powder, VC powder, and Table 1 An alloy powder of Co and Ni having an average particle diameter and carbon content (Sample Nos. 6 and 16 are single powders of Co powder and Ni powder (both average particle diameter is 0.5 μm)). Blended in the composition shown in Table 1 (in the table, mass% is expressed as wt%), wet-mixed with a ball mill, and changed the pulverization time to a particle size distribution of 1 μm in the mixed powder in the particle size distribution by the microtrack method. It grind | pulverized and dried until the ratio of the above powder became Table 1.
[0038]
Next, after press-molding with the above-mentioned mixed powder at a molding pressure of 98 MPa, the molded body was heated to 950 ° C. at 12 ° C./min, and from 950 ° C. to 1300 ° C. at 2 ° C./min. Then, 10 cermets having a CNMG120408 shape were produced by firing under the firing conditions shown in Table 1 (Sample Nos. 1-11, 13-19).
[0039]
Also, a cermet throwaway with a surface coated by forming a 2.4 μm TiAlN hard coating layer on the surface of each cermet produced in the same process as described above using an arc discharge ion plating method. Ten chips were prepared for each (Sample No. 12).
[0040]
About the obtained chip, a bending test piece including a side surface (rake face width 3.5 mm × flank face width 2.5 mm × flank face length 10 mm), each having two shapes (2 chips × 10 chips = 20 chips) The three-point bending strength was measured according to JIS R1601 except for the shape of each test piece, and the Weibull coefficient was calculated according to JIS R1625. Moreover, SEM observation was performed about the fracture surface of the test piece after bending strength measurement, the destruction source was specified, the destruction source was observed, and the diameter was calculated | required. The results are shown in Table 2.
[0041]
Moreover, cutting evaluation was performed on the following cutting conditions for each 10 throwaway tips manufactured under the same conditions as described above.
Cutting condition Work material: S45C
Work material: Round bar with 4 grooves,
Cutting speed: 100 m / min,
Feeding and cutting time: After cutting at 0.1 mm / rev for 10 seconds, feed is increased by 0.05 mm / rev and cut for 10 seconds each (up to a maximum feed of 0.5 mm / rev)
Cutting depth: 2mm
Evaluation item: Total cutting time until loss (average value, variation)
[0042]
[Table 1]

[0043]
[Table 2]

[0044]
From the results shown in Tables 1 and 2, sample No. 1 in which a binder phase film is formed on the wall surface of the fracture source according to the present invention. Nos. 1 to 12 all had high average bending strength and little variation, and the chips showed excellent cutting characteristics and small variation in cutting performance. Sample No. For any of the samples 1 to 12, sample No. 1 as an example thereof. As shown in FIG. 1, which is a photograph of the observation of the fracture source for No. 4, the film thickness of the binder phase film is about 0.2 μm, ripples are formed on the surface at intervals of 0.1 μm or less, and the binder phase film Pinholes with hard phases protruding therein were scattered. In addition, as shown in FIG. 2, which is a result of specifying the constituent components by energy dispersive spectroscopy (EDX) of the binder phase film in FIG. 1, the constituent components in the binder phase film are the largest in Co, and Ni, Ti, W was present.
[0045]
In contrast, Sample No. in which the properties of the raw material powder, the control of the mixing process, and the firing conditions deviated from the process of the present invention. In Nos. 13 to 19, the variation in the bending strength was large, and the failure source was a large performance variation between chips even in the cutting test.
[0046]
【The invention's effect】
As described in detail above, the cermet of the present invention is controlled so that coarse voids, which are the largest cause of characteristic variation of fine cermet, are hard to be destroyed by controlling raw material properties, mixed powder control conditions and firing conditions. It is possible to reduce the influence of the fracture source in the sintered body as much as possible and suppress the cermet's characteristic variation, and if this is used as a throw-away tip, a highly reliable tip with less performance variation and cutting performance It becomes possible.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 shows a sample No. of an example which is a cermet of the present invention. 4 is a scanning electron microscope (SEM) observation image in the vicinity of a fracture source on a fracture surface after measuring the bending strength of No. 4;
FIG. 2 is a diagram showing the identification results of constituent components by energy dispersive spectroscopy (EDX) of the binder phase film of FIG. 1;

Claims

TiCN powder having an average particle size of 0.2 to 0.9 μm and one or more of the periodic table 4a, 5a and 6a group metals other than Ti (1 of W, Mo, Ta, V, Zr and Nb) A hard phase forming component consisting of at least one of carbide powder, nitride powder, carbonitride powder containing 70 to 99% by mass of carbon powder, 0.02 to 0.40% by mass, and average 1 to 30% by mass of a binder phase forming component consisting of Co and / or Ni powder having a particle size of 0.05 to 1 μm, and the ratio of the powder having a particle size of 1 μm or more in the particle size distribution by the microtrack method is 10%. % To obtain a mixed powder pulverized and mixed so as to be less than or equal to
The temperature is raised from room temperature to a firing temperature A of 1100 to 1200 ° C., and the temperature is raised from the firing temperature A to 1300 ° C. at a heating rate of 0.5 to 3 ° C./min,
Next, the temperature is increased from 1300 ° C. to a firing temperature B of 1400 to 1500 ° C. at a temperature increase rate b of 5 to 15 ° C./min,
Furthermore, after raising the temperature to a firing temperature C of 1500 to 1600 ° C. at a heating rate c slower than the heating rate b of 4 to 14 ° C./min,
A method for producing a cermet, characterized by firing under a temperature lowering condition.

On the chip surface, (Ti _x , M _1-x ) (C _y N _1-y ) (where M is one or more of Periodic Tables 4a, 5a and 6a group metals other than Ti, Al, Si, method for producing a cermet according to claim 1, wherein the coating the hard coating layer is represented by 0.4 ≦ x ≦ 1,0 ≦ y ≦ 1).