JPH0133289B2 - - Google Patents
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- JPH0133289B2 JPH0133289B2 JP57003486A JP348682A JPH0133289B2 JP H0133289 B2 JPH0133289 B2 JP H0133289B2 JP 57003486 A JP57003486 A JP 57003486A JP 348682 A JP348682 A JP 348682A JP H0133289 B2 JPH0133289 B2 JP H0133289B2
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Classifications
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-
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Description
この発明は、特に耐摩耗性および耐熱塑性変形
性にすぐれた表面反応層を有し、高速切削用とし
て使用した場合にすぐれた切削性能を発揮するサ
ーメツトチツプおよびその製造法に関するもので
ある。 従来よりTiの炭化物および窒化物（以下TiCお
よびTiNで示す）のいずれか、または両方から
なる硬質相形成成分を主成分として含有するサー
メツトは、炭化タングステン（以下WCで示す）
からなる硬質相形成成分を主成分として含有する
超硬合金に比べて、耐摩耗性にすぐれていること
から、高速切削用チツプとして広く使用されてき
た。しかしながら、これらサーメツトチツプで
も、今日の切削加工の高能率化に対する要望には
十分対応することができないものである。そこ
で、かかる要望に対処する目的で、高速切削が可
能な材料として、酸化アルミニウム（以下Al2O3
で示す）を主成分とするセラミツクスが開発され
たが、このセラミツクスは、金属の結合材を含有
していないために、靭性に劣る欠点があり、その
用途が高速仕上切削に限られているのが現状であ
る。 また、高速切削用として、上記WC基超硬合金
基体の表面に、TiC、TiN、酸化チタン（以下、
TiOxで示す）、およびこれらの２種以上の固溶
体、さらにAl2O3からなる群のうちの１種の単層
または２種以上の複層を被覆した表面被覆WC基
超硬合金チツプも提案され、広く普及している
が、前記表面被覆層の形成にあたつては、通常、
反応ガスとして四塩化チタン、メタンガス、水素
ガス、および窒素ガスなどを用いる化学蒸着法が
適用されるものであるため、装置が大がかりとな
るばかりでなく、コスト高ともなり、さらに四塩
化チタンが分解して発生する塩素ガスによる構造
部材の腐食、および塩素ガスの漏洩防止など保安
管理上多くの問題がある。また、上記の表面被覆
WC基超硬合金チツプにおいては、これを化学蒸
着法により製造した場合、表面被覆層直下の基体
表面部に脱炭層が形成するのを避けることができ
ず、この脱炭層が原因でチツプ自体の靭性が低下
するようになり、必ずしも十分な切削性能を示さ
ないものである。 そこで、本発明者等は、上述のような観点か
ら、チツプ基体表面に従来の化学蒸着法あるいは
物理蒸着法などによる表面被覆層を形成する手段
によらず、実用的に最も広く採用されている高速
切削速度領域、すなわち切削速度：150〜250m／
min付近ですぐれた耐摩耗性および耐塑性変形性
を示し、さらに靭性にもすぐれた切削用チツプを
開発すべく研究を行なつた結果、 (a) 所定配合組成の圧粉体を、圧力：10-1torr以
下の高真空雰囲気中で真空焼結して、 鉄族金属のうちの１種または２種以上、ある
いは鉄族金属のうちの１種または２種以上と、
クロム族金属およびAlのうちの１種または２
種以上（ただしクロム族金属およびAlの結合
相全体に占める割合：0.5〜50容量％）からな
る結合相形成成分：10〜35容量％、 周期律表の4a、5a、および6a族金属の炭化
物、同4aおよび5a族金属の窒化物、並びにこ
れらの２種以上の固溶体からなる群（ただし
TiCとTiNを除く）のうちの１種または２種以
上（以下、これらを総称して金属炭・窒化物と
いう）の硬質相形成成分：５〜40容量％、 を含有し、残りがTiCとTiN〔ただしTiN／
（TiC＋TiN）の容積比：0.2〜0.6〕からなる硬
質相形成成分と不可避不純物で構成された組成
を有するサーメツトチツプを成形すると、この
結果のサーメツトチツプには、真空焼結中に生
じた脱窒現象によつて非金属成分（主としてＮ
成分）が減少した表面層が形成されること。 (b) 上記非金属成分減少の表面層を有するサーメ
ツトチツプを、窒素（N2）を含有する雰囲気
中、1100〜1300℃の温度で加熱処理することに
よつて、前記サーメツトチツプの表面層を、
0.5〜20.0μmの平均層厚で、Tiと、Tiを除く周
期律表の4a、5a、および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
る反応層とすると、この結果の表面反応層にお
いては、切削性能上有害な遊離炭素が存在せ
ず、たとえ存在したとしてもわずかであり、し
かもこの表面反応層は、上記の従来表面被覆
WC基超硬合金チツプの化学蒸着法による表面
被覆層に比してすぐれた耐摩耗性および耐塑性
変形性を有すると共に、チツプ内部との付着強
度がきわめて高く、かつ表面反応層直下には脱
炭脆化層が形成されず、しかも硬質相形成成分
が雰囲気中のN2との反応によつて微細にして
均一に分散したものとなるため、チツプ自体の
靭性が全く低下せず、表面反応層が薄い場合に
はむしろ靭性が向上するようになること。な
お、上記の表面反応層は、チツプ表面の脱窒層
が、雰囲気中のN2と、 反応式： (Ti、M)(CN)1―a＋ａ／２N2→(Ti、M)(CN) （ただしＭ：Tiを除く周期律表の4a、5a、お
よび6a族金属のうちの１種または２種以上、
ａ：脱窒量）、 により反応して形成されるものであり、組成
式：（Ti、Ｍ）（CxNy）、（ただし、いずれもモ
ル比で、0.05≦ｘ≦0.4、0.6≦ｙ≦0.95）をも
つものであるのが望ましいこと。 (c) さらに、上記平均層厚：0.5〜20.0μmの表面
反応層を有するサーメツトチツプを、前記表面
反応層に遊離炭素が析出していない場合はCO
ガスを含有する雰囲気中で、一方前記表面反応
層に遊離炭素が析出している場合にはCO2ガ
ス、あるいはCO2ガスとCOガスを含有する雰
囲気中で、1100〜1300℃の温度に加熱して、前
記表面反応層の上部層を、0.2〜10.0μmの平均
層厚で、Tiと、Tiを除く周期律表の4a、5a、
および6a族金属のうちの１種または２種以上
との複合金属炭窒酸化物からなる外層（ただし
下部層、すなわち内層として残留する前記複合
金属炭窒化物の平均層厚を0.2〜15.0μmとする）
とすると、前記表面反応層の耐摩耗性および耐
塑性変形性が一段と向上するようになること。
なお前記複合金属炭窒酸化物は、組成式： （Ti、Ｍ）（CxNyOz）、（ただし、いずれもモ
ル比で、0.3≦ｘ≦0.6、0.2≦ｙ≦0.7、0.05≦ｚ
≦0.4）をもつものとすることが望ましいこと。 以上(a)〜(c)に示される知見を得たのである。 この発明は上記知見にもとづいてなされたもの
であつて、以下にサーメツトチツプ本体の成分組
成、表面反応層の平均層厚、並びに製造条件を上
記の通りに限定した理由を説明する。 Ａ サーメツトチツプ本体の成分組成 (a) 結合相形成成分 これらの成分には、サーメツトチツプ本体
の靭性を向上させる作用があるが、その含有
量が10容量％未満では所望の靭性を確保する
ことができず、一方35容量％を越えて含有さ
せると、サーメツトチツプ本体の耐摩耗性が
低下するようになることから、その含有量を
10〜35容量％と定めた。 また、鉄族金属のうちの一部をクロム族金
属およびAlのうちの１種または２種以上で
置換すると、サーメツトチツプ本体の耐熱性
が向上し、この結果切削時における耐摩耗性
が向上するようになるが、その割合が、結合
相全体に占める割合で0.5容量％未満では所
望の耐熱性向上効果が得られず、一方その割
合が、同じく結合相全体に占める割合で50容
量％を越えると、サーメツトチツプ本体の靭
性が低下するようになることから、クロム族
金属およびAlの結合相全体に占める割合は
0.5〜50容量％としなければならない。 (b) 金属炭・窒化物 これらの成分には、サーメツトチツプ本体
の耐塑性変形性を向上させ、かつ6a族金属
のうちMoおよびＷの炭化物には、さらに靭
性を向上させる作用があるが、その含有量が
５容量％未満では前記作用に所望の効果が得
られず、一方40容量％を越えて含有させる
と、サーメツト本体の耐摩耗性が低下し、か
つ耐摩耗性にすぐれた表面反応層を形成する
ことができなくなることから、その含有量を
５〜40容量％と定めた。 (c) TiN／（TiC＋TiN） その容積比が0.2未満では、相対的にTiN
の含有量が少なすぎて、真空焼結時のチツプ
本体表面層の脱窒量が少なく、この結果後工
程の加熱処理により形成した表面反応層に多
量の遊離炭素が存在するようになつて、すぐ
れた耐摩耗性および靭性を確保することがで
きなくなり、一方その容積比が0.6を越える
と、相対的にTiNの量が多くなりすぎ、真
空焼結時におけるチツプ本体表面よりの脱窒
量が多くなりすぎて、チツプ本体の表面が荒
れ、チツプの精度が低下するようになるばか
りでなく、耐摩耗性および靭性も低下するよ
うになることから、その容積比を0.2〜0.6と
定めた。 Ｂ 表面反応層の平均層厚 表面反応層における外層および内層の平均層
厚がそれぞれ0.2μm未満にして、全体平均層厚
が0.5μm未満の場合には所望のすぐれた耐摩耗
性および耐塑性変形性を確保することができ
ず、一方外層にあつては10.0μm、内層にあつ
ては15.0μmをそれぞれ越え、さらにその合計
平均層厚が20.0μmを越えた場合にはチツプ本
体自体の靭性がそこなわれるようになることか
ら、それぞれの平均層厚を、外層：0.2〜
10.0μm、内層：0.2〜15.0μmとし、かつ合計平
均層厚を0.5〜20.0μmと定めた。 Ｃ 製造条件 (a) 真空焼結時の雰囲気圧力 10-1torrを越えて高い雰囲気圧力で真空焼
結した場合には、チツプ本体の表面層におけ
る非金属成分（主としてＮ成分）の減少量が
不十分であり、この結果後工程の加熱処理に
て所望の特性を有する表面反応層を形成する
ことができないことから、真空焼結時の雰囲
気圧力を10-1torrと定めた。 (b) 表面反応層形成における加熱温度 その温度が1100℃未満では、表面反応層形
成速度が遅く、非能率的であり、一方1300℃
を越えると表面反応層に著しい荒れが発生
し、チツプの精度が保てなくなるばかりでな
く、靭性が著しく劣化するようになることか
ら、その加熱温度を1100〜1300℃と定めた。 なお、この発明のチツプにおいては、不可
避不純物としてO2、Ｂ、およびSiなどを含
有しても、その含有量がそれぞれ２容量％以
下ならば、チツプ特性に何らの影響を及ぼす
ものではない。 つぎに、この発明のサーメツトチツプおよびそ
の製造法を実施例により具体的に説明する。 実施例 １ 原料粉末として、平均粒径：1.5μmを有する
TiC粉末、同1.0μmを有するTiN粉末、同1.0μm
のTaC粉末、同1.2μmのWC粉末、同0.8μmのMo
粉末、同2.5μmのNi粉末、および同1.2μmのCo粉
末を用意し、これら原料粉末を所定配合組成に配
合し、通常の条件で混合した後、圧粉体に成形
し、ついでこの圧粉体を10-2torrの
性にすぐれた表面反応層を有し、高速切削用とし
て使用した場合にすぐれた切削性能を発揮するサ
ーメツトチツプおよびその製造法に関するもので
ある。 従来よりTiの炭化物および窒化物（以下TiCお
よびTiNで示す）のいずれか、または両方から
なる硬質相形成成分を主成分として含有するサー
メツトは、炭化タングステン（以下WCで示す）
からなる硬質相形成成分を主成分として含有する
超硬合金に比べて、耐摩耗性にすぐれていること
から、高速切削用チツプとして広く使用されてき
た。しかしながら、これらサーメツトチツプで
も、今日の切削加工の高能率化に対する要望には
十分対応することができないものである。そこ
で、かかる要望に対処する目的で、高速切削が可
能な材料として、酸化アルミニウム（以下Al2O3
で示す）を主成分とするセラミツクスが開発され
たが、このセラミツクスは、金属の結合材を含有
していないために、靭性に劣る欠点があり、その
用途が高速仕上切削に限られているのが現状であ
る。 また、高速切削用として、上記WC基超硬合金
基体の表面に、TiC、TiN、酸化チタン（以下、
TiOxで示す）、およびこれらの２種以上の固溶
体、さらにAl2O3からなる群のうちの１種の単層
または２種以上の複層を被覆した表面被覆WC基
超硬合金チツプも提案され、広く普及している
が、前記表面被覆層の形成にあたつては、通常、
反応ガスとして四塩化チタン、メタンガス、水素
ガス、および窒素ガスなどを用いる化学蒸着法が
適用されるものであるため、装置が大がかりとな
るばかりでなく、コスト高ともなり、さらに四塩
化チタンが分解して発生する塩素ガスによる構造
部材の腐食、および塩素ガスの漏洩防止など保安
管理上多くの問題がある。また、上記の表面被覆
WC基超硬合金チツプにおいては、これを化学蒸
着法により製造した場合、表面被覆層直下の基体
表面部に脱炭層が形成するのを避けることができ
ず、この脱炭層が原因でチツプ自体の靭性が低下
するようになり、必ずしも十分な切削性能を示さ
ないものである。 そこで、本発明者等は、上述のような観点か
ら、チツプ基体表面に従来の化学蒸着法あるいは
物理蒸着法などによる表面被覆層を形成する手段
によらず、実用的に最も広く採用されている高速
切削速度領域、すなわち切削速度：150〜250m／
min付近ですぐれた耐摩耗性および耐塑性変形性
を示し、さらに靭性にもすぐれた切削用チツプを
開発すべく研究を行なつた結果、 (a) 所定配合組成の圧粉体を、圧力：10-1torr以
下の高真空雰囲気中で真空焼結して、 鉄族金属のうちの１種または２種以上、ある
いは鉄族金属のうちの１種または２種以上と、
クロム族金属およびAlのうちの１種または２
種以上（ただしクロム族金属およびAlの結合
相全体に占める割合：0.5〜50容量％）からな
る結合相形成成分：10〜35容量％、 周期律表の4a、5a、および6a族金属の炭化
物、同4aおよび5a族金属の窒化物、並びにこ
れらの２種以上の固溶体からなる群（ただし
TiCとTiNを除く）のうちの１種または２種以
上（以下、これらを総称して金属炭・窒化物と
いう）の硬質相形成成分：５〜40容量％、 を含有し、残りがTiCとTiN〔ただしTiN／
（TiC＋TiN）の容積比：0.2〜0.6〕からなる硬
質相形成成分と不可避不純物で構成された組成
を有するサーメツトチツプを成形すると、この
結果のサーメツトチツプには、真空焼結中に生
じた脱窒現象によつて非金属成分（主としてＮ
成分）が減少した表面層が形成されること。 (b) 上記非金属成分減少の表面層を有するサーメ
ツトチツプを、窒素（N2）を含有する雰囲気
中、1100〜1300℃の温度で加熱処理することに
よつて、前記サーメツトチツプの表面層を、
0.5〜20.0μmの平均層厚で、Tiと、Tiを除く周
期律表の4a、5a、および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
る反応層とすると、この結果の表面反応層にお
いては、切削性能上有害な遊離炭素が存在せ
ず、たとえ存在したとしてもわずかであり、し
かもこの表面反応層は、上記の従来表面被覆
WC基超硬合金チツプの化学蒸着法による表面
被覆層に比してすぐれた耐摩耗性および耐塑性
変形性を有すると共に、チツプ内部との付着強
度がきわめて高く、かつ表面反応層直下には脱
炭脆化層が形成されず、しかも硬質相形成成分
が雰囲気中のN2との反応によつて微細にして
均一に分散したものとなるため、チツプ自体の
靭性が全く低下せず、表面反応層が薄い場合に
はむしろ靭性が向上するようになること。な
お、上記の表面反応層は、チツプ表面の脱窒層
が、雰囲気中のN2と、 反応式： (Ti、M)(CN)1―a＋ａ／２N2→(Ti、M)(CN) （ただしＭ：Tiを除く周期律表の4a、5a、お
よび6a族金属のうちの１種または２種以上、
ａ：脱窒量）、 により反応して形成されるものであり、組成
式：（Ti、Ｍ）（CxNy）、（ただし、いずれもモ
ル比で、0.05≦ｘ≦0.4、0.6≦ｙ≦0.95）をも
つものであるのが望ましいこと。 (c) さらに、上記平均層厚：0.5〜20.0μmの表面
反応層を有するサーメツトチツプを、前記表面
反応層に遊離炭素が析出していない場合はCO
ガスを含有する雰囲気中で、一方前記表面反応
層に遊離炭素が析出している場合にはCO2ガ
ス、あるいはCO2ガスとCOガスを含有する雰
囲気中で、1100〜1300℃の温度に加熱して、前
記表面反応層の上部層を、0.2〜10.0μmの平均
層厚で、Tiと、Tiを除く周期律表の4a、5a、
および6a族金属のうちの１種または２種以上
との複合金属炭窒酸化物からなる外層（ただし
下部層、すなわち内層として残留する前記複合
金属炭窒化物の平均層厚を0.2〜15.0μmとする）
とすると、前記表面反応層の耐摩耗性および耐
塑性変形性が一段と向上するようになること。
なお前記複合金属炭窒酸化物は、組成式： （Ti、Ｍ）（CxNyOz）、（ただし、いずれもモ
ル比で、0.3≦ｘ≦0.6、0.2≦ｙ≦0.7、0.05≦ｚ
≦0.4）をもつものとすることが望ましいこと。 以上(a)〜(c)に示される知見を得たのである。 この発明は上記知見にもとづいてなされたもの
であつて、以下にサーメツトチツプ本体の成分組
成、表面反応層の平均層厚、並びに製造条件を上
記の通りに限定した理由を説明する。 Ａ サーメツトチツプ本体の成分組成 (a) 結合相形成成分 これらの成分には、サーメツトチツプ本体
の靭性を向上させる作用があるが、その含有
量が10容量％未満では所望の靭性を確保する
ことができず、一方35容量％を越えて含有さ
せると、サーメツトチツプ本体の耐摩耗性が
低下するようになることから、その含有量を
10〜35容量％と定めた。 また、鉄族金属のうちの一部をクロム族金
属およびAlのうちの１種または２種以上で
置換すると、サーメツトチツプ本体の耐熱性
が向上し、この結果切削時における耐摩耗性
が向上するようになるが、その割合が、結合
相全体に占める割合で0.5容量％未満では所
望の耐熱性向上効果が得られず、一方その割
合が、同じく結合相全体に占める割合で50容
量％を越えると、サーメツトチツプ本体の靭
性が低下するようになることから、クロム族
金属およびAlの結合相全体に占める割合は
0.5〜50容量％としなければならない。 (b) 金属炭・窒化物 これらの成分には、サーメツトチツプ本体
の耐塑性変形性を向上させ、かつ6a族金属
のうちMoおよびＷの炭化物には、さらに靭
性を向上させる作用があるが、その含有量が
５容量％未満では前記作用に所望の効果が得
られず、一方40容量％を越えて含有させる
と、サーメツト本体の耐摩耗性が低下し、か
つ耐摩耗性にすぐれた表面反応層を形成する
ことができなくなることから、その含有量を
５〜40容量％と定めた。 (c) TiN／（TiC＋TiN） その容積比が0.2未満では、相対的にTiN
の含有量が少なすぎて、真空焼結時のチツプ
本体表面層の脱窒量が少なく、この結果後工
程の加熱処理により形成した表面反応層に多
量の遊離炭素が存在するようになつて、すぐ
れた耐摩耗性および靭性を確保することがで
きなくなり、一方その容積比が0.6を越える
と、相対的にTiNの量が多くなりすぎ、真
空焼結時におけるチツプ本体表面よりの脱窒
量が多くなりすぎて、チツプ本体の表面が荒
れ、チツプの精度が低下するようになるばか
りでなく、耐摩耗性および靭性も低下するよ
うになることから、その容積比を0.2〜0.6と
定めた。 Ｂ 表面反応層の平均層厚 表面反応層における外層および内層の平均層
厚がそれぞれ0.2μm未満にして、全体平均層厚
が0.5μm未満の場合には所望のすぐれた耐摩耗
性および耐塑性変形性を確保することができ
ず、一方外層にあつては10.0μm、内層にあつ
ては15.0μmをそれぞれ越え、さらにその合計
平均層厚が20.0μmを越えた場合にはチツプ本
体自体の靭性がそこなわれるようになることか
ら、それぞれの平均層厚を、外層：0.2〜
10.0μm、内層：0.2〜15.0μmとし、かつ合計平
均層厚を0.5〜20.0μmと定めた。 Ｃ 製造条件 (a) 真空焼結時の雰囲気圧力 10-1torrを越えて高い雰囲気圧力で真空焼
結した場合には、チツプ本体の表面層におけ
る非金属成分（主としてＮ成分）の減少量が
不十分であり、この結果後工程の加熱処理に
て所望の特性を有する表面反応層を形成する
ことができないことから、真空焼結時の雰囲
気圧力を10-1torrと定めた。 (b) 表面反応層形成における加熱温度 その温度が1100℃未満では、表面反応層形
成速度が遅く、非能率的であり、一方1300℃
を越えると表面反応層に著しい荒れが発生
し、チツプの精度が保てなくなるばかりでな
く、靭性が著しく劣化するようになることか
ら、その加熱温度を1100〜1300℃と定めた。 なお、この発明のチツプにおいては、不可
避不純物としてO2、Ｂ、およびSiなどを含
有しても、その含有量がそれぞれ２容量％以
下ならば、チツプ特性に何らの影響を及ぼす
ものではない。 つぎに、この発明のサーメツトチツプおよびそ
の製造法を実施例により具体的に説明する。 実施例 １ 原料粉末として、平均粒径：1.5μmを有する
TiC粉末、同1.0μmを有するTiN粉末、同1.0μm
のTaC粉末、同1.2μmのWC粉末、同0.8μmのMo
粉末、同2.5μmのNi粉末、および同1.2μmのCo粉
末を用意し、これら原料粉末を所定配合組成に配
合し、通常の条件で混合した後、圧粉体に成形
し、ついでこの圧粉体を10-2torrの
【表】
【表】
高真空雰囲気中、温度：1450℃に1.5時間保持し
て真空焼結して、TiC：45％、TiN：25％、
TaC：５％、WC：５％、Mo：10％、Ni：４％、
Co：６％（TiN／（TiC＋TiN）＝0.36）からな
る組成（以上容量％）をもつたサーメツトチツプ
本体を成形し、引続いてJIS規格SNP432に則し
た形状に研磨した後、それぞれ第１表に示される
表面反応層形成条件にて処理することにより、同
じく第１表に示される反応層中央部の組成および
平均層厚の表面反応層を有する本発明チツプ１〜
７および比較チツプ１、２をそれぞれ製造した。
なお、比較チツプ１、２は、この発明の範囲から
外れた条件で製造されたものである。 ついで、この結果得られた本発明チツプ１〜７
および比較チツプ１、２、さらに市販のTiC―
Ni―Mo系サーメツトチツプ（従来チツプ１とい
う）および平均層厚：6μmのTiC層とAl2O3層で
２重被覆された表面被覆WC基超硬合金チツプ
（従来チツプ２という）について、被削材：
SNCM―８（硬さ：HB240）、切削速度：260m／
min、送り：0.375mm／rev.、切込み：2.0mm、切
削時間：10minの条件での連続切削試験、並びに
被削材：SNCM―８（硬さ：HB280）、切削速
度：150m／min、送り：0.33mm／rev.、切込み：
2.0mm、切削時間：3minの条件での断続切削試験
を行ない、前記連続切削試験では、チツプ切刃の
フランク摩耗とクレータ摩耗を測定し、また前記
断続切削試験では、試験切刃数10個のうちの欠損
切刃数をチエツクした。この試験結果を第１表に
示した。 第１表に示される結果から、本発明チツプ１〜
７は、いずれも従来チツプ１、２に比して一段と
すぐれた耐摩耗性および耐塑性変形性、並びに靭
性をもつことが明らかである。これに対して表面
反応層形成時の加熱温度、並びに外層および内層
のいずれかの平均層厚がこの発明の範囲を越えて
高い比較チツプ１、２においては、靭性の著しく
劣つたものになつている。 実施例 ２ 実施例１で用いた原料粉末に加えて、平均粒径
て真空焼結して、TiC：45％、TiN：25％、
TaC：５％、WC：５％、Mo：10％、Ni：４％、
Co：６％（TiN／（TiC＋TiN）＝0.36）からな
る組成（以上容量％）をもつたサーメツトチツプ
本体を成形し、引続いてJIS規格SNP432に則し
た形状に研磨した後、それぞれ第１表に示される
表面反応層形成条件にて処理することにより、同
じく第１表に示される反応層中央部の組成および
平均層厚の表面反応層を有する本発明チツプ１〜
７および比較チツプ１、２をそれぞれ製造した。
なお、比較チツプ１、２は、この発明の範囲から
外れた条件で製造されたものである。 ついで、この結果得られた本発明チツプ１〜７
および比較チツプ１、２、さらに市販のTiC―
Ni―Mo系サーメツトチツプ（従来チツプ１とい
う）および平均層厚：6μmのTiC層とAl2O3層で
２重被覆された表面被覆WC基超硬合金チツプ
（従来チツプ２という）について、被削材：
SNCM―８（硬さ：HB240）、切削速度：260m／
min、送り：0.375mm／rev.、切込み：2.0mm、切
削時間：10minの条件での連続切削試験、並びに
被削材：SNCM―８（硬さ：HB280）、切削速
度：150m／min、送り：0.33mm／rev.、切込み：
2.0mm、切削時間：3minの条件での断続切削試験
を行ない、前記連続切削試験では、チツプ切刃の
フランク摩耗とクレータ摩耗を測定し、また前記
断続切削試験では、試験切刃数10個のうちの欠損
切刃数をチエツクした。この試験結果を第１表に
示した。 第１表に示される結果から、本発明チツプ１〜
７は、いずれも従来チツプ１、２に比して一段と
すぐれた耐摩耗性および耐塑性変形性、並びに靭
性をもつことが明らかである。これに対して表面
反応層形成時の加熱温度、並びに外層および内層
のいずれかの平均層厚がこの発明の範囲を越えて
高い比較チツプ１、２においては、靭性の著しく
劣つたものになつている。 実施例 ２ 実施例１で用いた原料粉末に加えて、平均粒径
【表】
【表】
【表】
：1.0μmを有するNbC粉末、同1.5μmのZrC粉末、
同1.2μmのMo2C粉末、および同1.0μmのTaN粉
末を用い、これら原料粉末を第２表に示される配
合組成に配合し、混合した後、JIS規格
SNMG432の形状にプレスし、ついでそれぞれ第
２表に示される圧力の真空雰囲気中、温度：1450
℃に1.5時間保持の条件で真空焼結して実質的に
配合組成と同一の組成をもつた本発明チツプ本体
８〜14および比較チツプ本体３〜６をそれぞれ成
形し、引続いて同一の真空焼結炉にて、それぞれ
第３表に示される表面反応層形成条件にて処理す
ることにより同じく第３表に示される組成および
平均層厚の表面反応層を有する本発明チツプ８〜
14および比較チツプ３〜６をそれぞれ製造した。
なお、比較チツプ３〜６は、いずれもチツプ本体
の組成がこの発明の範囲から外れたものであり、
本発明範囲から外れた成分含有量には※印を付し
た。また、比較チツプ３、４は表面反応層内と、
その直下に遊離炭素が析出しており、さらに比較
チツプ５はチツプ表面の荒れが激しいものであつ
た。 ついで、上記本発明チツプ８〜14および比較チ
ツプ３〜６について、連続切削試験および断続切
削試験を行なつた。連続切削試験は、被削材：
SNCM―８（硬さ：HB240）、切削速度：210m／
min、送り：0.36mm／rev.、切込み：2.0mm、切削
時間：10minの条件で行ない、チツプ切刃のフラ
ンク摩耗とクレータ摩耗を測定し、また断続切削
試験は、被削材：SNCM―８（硬さ：HB280）、
切削速度：130m／min、送り：0.3mm／rev.、切
込み：2.0mm、切削時間：3minの条件で行ない、
試験切刃数10個のうちの欠損切刃数をチエツクし
た。これらの試験結果を第３表に示した。 第２表および第３表に示される結果から、本発
明チツプ８〜14は、いずれも耐摩耗性および靭性
にすぐれ、良好な切削性能を発揮するのに対し
て、比較チツプ３〜６に見られるように、チツプ
本体の組成がこの発明の範囲から外れると耐摩耗
性および靭性とも著しく劣化し、切削性能の劣つ
たものになることが明らかである。 実施例 ３ チツプ本体の組成を、容量％で、TiC：26.5
％、TiN：20％、TaC：10％、WC：15％、
Mo：10％、Ni：5.5％、Co：11％、Al：２％
（TiN／（TiC＋TiN）＝0.43）とする以外は実施
例１におけると同一の条件でチツプ本体を成形
し、ついでこのチツプ本体にそれぞれ第４表に示
される表面反応層形成条件にて処理することによ
つて、同じく第４表に示される反応層中央部の組
成および平均層厚の表面反応層を有する本発明チ
ツプ15〜19および比較チツプ７〜９をそれぞれ製
造した。なお、比較チツプ７〜９は、いずれも加
熱温度がこの発明の範囲から低い方に外れ、かつ
比較チツプ７、８は表面反応層を単層形成の条件
で製造されたものである。 ついで、この結果得られた本発明チツプ15〜19
および比較チツプ７〜９、さらに比較の目的で、
表面反応層形成処理を施さない、すなわち表面反
応層を有していない上記チツプ本体（以下比較チ
ツプ10という）、JIS規格P10グレー
同1.2μmのMo2C粉末、および同1.0μmのTaN粉
末を用い、これら原料粉末を第２表に示される配
合組成に配合し、混合した後、JIS規格
SNMG432の形状にプレスし、ついでそれぞれ第
２表に示される圧力の真空雰囲気中、温度：1450
℃に1.5時間保持の条件で真空焼結して実質的に
配合組成と同一の組成をもつた本発明チツプ本体
８〜14および比較チツプ本体３〜６をそれぞれ成
形し、引続いて同一の真空焼結炉にて、それぞれ
第３表に示される表面反応層形成条件にて処理す
ることにより同じく第３表に示される組成および
平均層厚の表面反応層を有する本発明チツプ８〜
14および比較チツプ３〜６をそれぞれ製造した。
なお、比較チツプ３〜６は、いずれもチツプ本体
の組成がこの発明の範囲から外れたものであり、
本発明範囲から外れた成分含有量には※印を付し
た。また、比較チツプ３、４は表面反応層内と、
その直下に遊離炭素が析出しており、さらに比較
チツプ５はチツプ表面の荒れが激しいものであつ
た。 ついで、上記本発明チツプ８〜14および比較チ
ツプ３〜６について、連続切削試験および断続切
削試験を行なつた。連続切削試験は、被削材：
SNCM―８（硬さ：HB240）、切削速度：210m／
min、送り：0.36mm／rev.、切込み：2.0mm、切削
時間：10minの条件で行ない、チツプ切刃のフラ
ンク摩耗とクレータ摩耗を測定し、また断続切削
試験は、被削材：SNCM―８（硬さ：HB280）、
切削速度：130m／min、送り：0.3mm／rev.、切
込み：2.0mm、切削時間：3minの条件で行ない、
試験切刃数10個のうちの欠損切刃数をチエツクし
た。これらの試験結果を第３表に示した。 第２表および第３表に示される結果から、本発
明チツプ８〜14は、いずれも耐摩耗性および靭性
にすぐれ、良好な切削性能を発揮するのに対し
て、比較チツプ３〜６に見られるように、チツプ
本体の組成がこの発明の範囲から外れると耐摩耗
性および靭性とも著しく劣化し、切削性能の劣つ
たものになることが明らかである。 実施例 ３ チツプ本体の組成を、容量％で、TiC：26.5
％、TiN：20％、TaC：10％、WC：15％、
Mo：10％、Ni：5.5％、Co：11％、Al：２％
（TiN／（TiC＋TiN）＝0.43）とする以外は実施
例１におけると同一の条件でチツプ本体を成形
し、ついでこのチツプ本体にそれぞれ第４表に示
される表面反応層形成条件にて処理することによ
つて、同じく第４表に示される反応層中央部の組
成および平均層厚の表面反応層を有する本発明チ
ツプ15〜19および比較チツプ７〜９をそれぞれ製
造した。なお、比較チツプ７〜９は、いずれも加
熱温度がこの発明の範囲から低い方に外れ、かつ
比較チツプ７、８は表面反応層を単層形成の条件
で製造されたものである。 ついで、この結果得られた本発明チツプ15〜19
および比較チツプ７〜９、さらに比較の目的で、
表面反応層形成処理を施さない、すなわち表面反
応層を有していない上記チツプ本体（以下比較チ
ツプ10という）、JIS規格P10グレー
【表】
【表】
ドのWC基超硬合金チツプ（以下従来チツプ３と
いう）、およびTiC層とTiN層を7μmの平均層厚
で２重被覆した表面被覆超硬合金チツプ（以下従
来チツプ４という）について、被削材：SNCM
―８（硬さ：HB240）、切削速度：150m／min、
送り：0.475mm／rev.、切込み：2.0mm、切削時
間：15minの条件での連続切削試験、並びに被削
材：SNCM―８（硬さ：HB280）、切削速度：
110m／min、送り：0.375m／rev.、切込み：2.0
mm、切削時間：3.0mmの条件での断続切削試験を
それぞれ行なつた。これらの試験結果を第４表に
合せて示した。 第４表に示される結果から明らかなように、本
発明チツプ15〜19は、いずれも従来チツプ３、４
に比して、すぐれた耐摩耗性および靭性を有する
のに対して、比較チツプ７〜９は表面反応層の平
均層厚がこの発明の範囲から外れて薄く、かつ比
較チツプ７、８は単層形成であり、また比較チツ
プ10は表面反応層が存在しないために、いずれも
靭性はほぼ同程度を示すものの耐摩耗性の劣つた
ものになつている。 上述のように、この発明によれば、大がかりな
装置を必要とすることなく、また保安管理上何ら
の問題点発生もなく、耐摩耗性および靭性にすぐ
れ、さらに耐熱塑性変形性にもすぐれたサーメツ
トチツプをコスト安く製造することができ、しか
もこれらサーメツトチツプを切削用、特に高速切
削用として使用した場合には著しくすぐれた切削
性能を発揮するなど工業上有用な効果がもたらさ
れるのである。
いう）、およびTiC層とTiN層を7μmの平均層厚
で２重被覆した表面被覆超硬合金チツプ（以下従
来チツプ４という）について、被削材：SNCM
―８（硬さ：HB240）、切削速度：150m／min、
送り：0.475mm／rev.、切込み：2.0mm、切削時
間：15minの条件での連続切削試験、並びに被削
材：SNCM―８（硬さ：HB280）、切削速度：
110m／min、送り：0.375m／rev.、切込み：2.0
mm、切削時間：3.0mmの条件での断続切削試験を
それぞれ行なつた。これらの試験結果を第４表に
合せて示した。 第４表に示される結果から明らかなように、本
発明チツプ15〜19は、いずれも従来チツプ３、４
に比して、すぐれた耐摩耗性および靭性を有する
のに対して、比較チツプ７〜９は表面反応層の平
均層厚がこの発明の範囲から外れて薄く、かつ比
較チツプ７、８は単層形成であり、また比較チツ
プ10は表面反応層が存在しないために、いずれも
靭性はほぼ同程度を示すものの耐摩耗性の劣つた
ものになつている。 上述のように、この発明によれば、大がかりな
装置を必要とすることなく、また保安管理上何ら
の問題点発生もなく、耐摩耗性および靭性にすぐ
れ、さらに耐熱塑性変形性にもすぐれたサーメツ
トチツプをコスト安く製造することができ、しか
もこれらサーメツトチツプを切削用、特に高速切
削用として使用した場合には著しくすぐれた切削
性能を発揮するなど工業上有用な効果がもたらさ
れるのである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 鉄族金属のうちの１種または２種以上、ある
いは鉄族金属のうちの１種または２種以上と、ク
ロム族金属およびAlのうちの１種または２種以
上（ただしクロム族金属およびAlの結合相全体
に占める割合：0.5〜50容量％）からなる結合相
形成成分：10〜35容量％、 周期律表の4a、5a、および6a族金属の炭化物、
同4aおよび5a族金属の窒化物、並びにこれらの
２種以上の固溶体からなる群（ただし炭化チタン
と窒化チタンは除く）のうちの１種または２種以
上の硬質相形成成分：５〜40容量％、を含有し、
残りが炭化チタンと窒化チタン〔ただし窒化チタ
ン／（炭化チタン＋窒化チタン）の容積比：0.2
〜0.6〕からなる硬質相形成成分と不可避不純物
で構成された組成を有するサーメツトチツプ本体
の表面層を、 Tiと、Tiを除く周期律表の4a、5a、および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：0.2〜15μmを
有する内層と、 Tiと、Tiを除く周期律表の4a、5a、および6a
族金属のうちの１種または２種以上との複合金属
炭窒酸化物からなり、かつ平均層厚：0.2〜10μm
を有する外層、 との２重反応層（ただし合計平均層厚：0.5〜
20μm）で構成したことを特徴とする表面反応層
を有する切削用サーメツトチツプ。 ２ 圧力：10-1torr以下の高真空雰囲気中で真空
焼結することにより、 鉄族金属のうちの１種または２種以上、あるい
は鉄族金属のうちの１種または２種以上と、クロ
ム族金属およびAlのうちの１種または２種以上
（ただしクロム族金属およびAlの結合相全体に占
める割合：0.5〜50容量％）からなる結合相形成
成分：10〜35容量％、 周期律表の4a、5a、および6a族金属の炭化物、
同4aおよび5a族金属の窒化物、並びにこれらの
２種以上の固溶体からなる群（ただし炭化チタン
と窒化チタンは除く）のうちの１種または２種以
上の硬質相形成成分：５〜40容量％、を含有し、
残りが炭化チタンと窒化チタン〔ただし窒化チタ
ン／（炭化チタン＋窒化チタン）の容積比：0.2
〜0.6〕からなる硬質相形成成分と不可避不純物
で構成された組成を有するサーメツトチツプ本体
を成形し、 ついで、このサーメツトチツプ本体を、窒素を
含有する雰囲気中、1100〜1300℃の温度で加熱処
理することにより、Tiと、Tiを除く周期律表の
4a、5a、および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：0.5〜20.0μmを有する下部層が内層となる
表面反応層を形成した後、 前記窒素含有雰囲気を、COガスおよびCO2ガ
スのいずれか、または両方を含有する雰囲気にか
えた状態で、同じく1100〜1300℃の温度で加熱処
理することにより、前記表面反応層の上部層を、
Tiと、Tiを除く周期律表の4a、5a、および6a族
金属のうちの１種または２種以上との複合金属炭
窒酸化物からなり、かつ平均層厚：0.2〜10.0μm
を有する外層（ただし内層の平均層厚：0.2〜
15.0μm）とすることを特徴とする表面反応層を
有する切削用サーメツトチツプの製造法。
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57003486A JPS58120434A (ja) | 1982-01-14 | 1982-01-14 | 表面反応層を有する切削用サ−メツトチツプおよびその製造法 |
| KR8204361A KR880002067B1 (ko) | 1982-01-14 | 1982-09-28 | 내마모성 및 내소성 변형성이 우수한 표면 반응층을 가지는 고속 절삭용 서멧트팁 및 그 제조방법 |
| US06/427,279 US4447263A (en) | 1981-12-22 | 1982-09-29 | Blade member of cermet having surface reaction layer and process for producing same |
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Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57003486A JPS58120434A (ja) | 1982-01-14 | 1982-01-14 | 表面反応層を有する切削用サ−メツトチツプおよびその製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
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| JPS58120434A JPS58120434A (ja) | 1983-07-18 |
| JPH0133289B2 true JPH0133289B2 (ja) | 1989-07-12 |
Family
ID=11558660
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP57003486A Granted JPS58120434A (ja) | 1981-12-22 | 1982-01-14 | 表面反応層を有する切削用サ−メツトチツプおよびその製造法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS58120434A (ja) |
| KR (1) | KR880002067B1 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60248879A (ja) * | 1984-05-23 | 1985-12-09 | Toshiba Tungaloy Co Ltd | 表面被覆硬質合金及びその製造方法 |
| JPS6248408A (ja) * | 1985-08-23 | 1987-03-03 | Mitsubishi Metal Corp | すぐれた耐摩耗性と靭性を具備するサ−メツト製切削工具 |
| JPH0617533B2 (ja) * | 1986-11-17 | 1994-03-09 | 日本特殊陶業株式会社 | 切削工具用サ−メツトチツプ |
-
1982
- 1982-01-14 JP JP57003486A patent/JPS58120434A/ja active Granted
- 1982-09-28 KR KR8204361A patent/KR880002067B1/ko active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| KR840001454A (ko) | 1984-05-07 |
| JPS58120434A (ja) | 1983-07-18 |
| KR880002067B1 (ko) | 1988-10-14 |
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