JPH02122049A - 表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具およびその製造法 - Google Patents
表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具およびその製造法Info
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- JPH02122049A JPH02122049A JP63275412A JP27541288A JPH02122049A JP H02122049 A JPH02122049 A JP H02122049A JP 63275412 A JP63275412 A JP 63275412A JP 27541288 A JP27541288 A JP 27541288A JP H02122049 A JPH02122049 A JP H02122049A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
この発明は、すぐれた耐熱塑性変形性を有し、したがっ
て刃先に高い発熱を伴なう高速切削や、高送りおよび高
切込み切削などの重切削などに用いた場合にすぐれた切
削性能を長期に亘って発揮する表面被覆炭化タングステ
ン（以下ＷＣで示す）超超硬合金製切削工具に関するも
のである。
て刃先に高い発熱を伴なう高速切削や、高送りおよび高
切込み切削などの重切削などに用いた場合にすぐれた切
削性能を長期に亘って発揮する表面被覆炭化タングステ
ン（以下ＷＣで示す）超超硬合金製切削工具に関するも
のである。
従来、例えば特開昭５２ − １１０２０９号公報およ
び特開昭５３− １３１９０９号公報に記載されるよう
に、重量％で（以下、％は重量％を示す）、 結合相形成成分としてＣｏ，Ｎｌ，およびＦｅのうちの
１種または２種以上＝５〜１５２６、分散相形成成分と
して、元素周期律表の４ａ。
び特開昭５３− １３１９０９号公報に記載されるよう
に、重量％で（以下、％は重量％を示す）、 結合相形成成分としてＣｏ，Ｎｌ，およびＦｅのうちの
１種または２種以上＝５〜１５２６、分散相形成成分と
して、元素周期律表の４ａ。
５ａ，および６ａ族金属の炭化物、窒化物、および炭窒
化物のうちの１種以上：５〜４０％、を含有し、残りが
ＷＣと不可避不純物からなる組成を有し、かつ表面部に
Ｃｏプール相の形成による表面軟化層を有するＷＣＣ超
超硬合金基体表面に、 通常の化学蒸着法あるいは物理蒸着法を用いて、同し（
４ａ，５ａ，および６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒
化物、硼窒化物、炭酸化物、窒酸化物、および炭窒酸化
物、並びにＡｆｉの酸化物のうちの１種の単層または２
種以上の複層からなる硬質被覆層を２〜２０ｔＩＪｎの
平均層厚で形成してなる表面被覆ＷＣＣ超超硬合金製切
削工具知られている。
化物のうちの１種以上：５〜４０％、を含有し、残りが
ＷＣと不可避不純物からなる組成を有し、かつ表面部に
Ｃｏプール相の形成による表面軟化層を有するＷＣＣ超
超硬合金基体表面に、 通常の化学蒸着法あるいは物理蒸着法を用いて、同し（
４ａ，５ａ，および６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒
化物、硼窒化物、炭酸化物、窒酸化物、および炭窒酸化
物、並びにＡｆｉの酸化物のうちの１種の単層または２
種以上の複層からなる硬質被覆層を２〜２０ｔＩＪｎの
平均層厚で形成してなる表面被覆ＷＣＣ超超硬合金製切
削工具知られている。
また、上記表面被覆ＷＣＣ超超硬合金製切削工具おいて
、表面部にＣｏプール相の存在による表面軟化層を有す
るＷＣＣ超超硬合金基体、特開昭５３ − １３１９０
９号公報に記載されるように、真空焼結により製造され
た焼結体をＣＨ４＋Ｈ２からなる浸炭性雰囲気中、１４
００℃以上の温度に所定時間保持の条件で熱処理するこ
とにより製造され、さらに特開昭６１ − ３４１０３
号公報に記載されるように、１０ ’ｔｏｒｒ以下の真
空中、１４００℃以上の温度に所定時間保持した後、雰
囲気を上記の浸炭性雰囲気に切りかえ、前記の１４００
℃以上の焼結終了温度から０．５〜２．５℃／ｍｌｎの
温度勾配で所定温度まで冷却する条件で焼結することに
より製造されることも知られている。
、表面部にＣｏプール相の存在による表面軟化層を有す
るＷＣＣ超超硬合金基体、特開昭５３ − １３１９０
９号公報に記載されるように、真空焼結により製造され
た焼結体をＣＨ４＋Ｈ２からなる浸炭性雰囲気中、１４
００℃以上の温度に所定時間保持の条件で熱処理するこ
とにより製造され、さらに特開昭６１ − ３４１０３
号公報に記載されるように、１０ ’ｔｏｒｒ以下の真
空中、１４００℃以上の温度に所定時間保持した後、雰
囲気を上記の浸炭性雰囲気に切りかえ、前記の１４００
℃以上の焼結終了温度から０．５〜２．５℃／ｍｌｎの
温度勾配で所定温度まで冷却する条件で焼結することに
より製造されることも知られている。
しかし、上記の従来表面被覆ＷＣＣ超超硬合金製切削工
具、特に刃先に高い発熱を伴なう高速切削や、高送りお
よび高切込みなどの重切削などに用いた場合には、比較
的短時間で塑性変形を起し、使用寿命に至るのが現状で
ある。この塑性変形の発生は、ＷＣＣ超超硬合金基体表
面部に形成された表面軟化層におけるＣＯプール柑が塊
状を２し、これが分散分布した組織を有する点に原因が
あるものと推定される。
具、特に刃先に高い発熱を伴なう高速切削や、高送りお
よび高切込みなどの重切削などに用いた場合には、比較
的短時間で塑性変形を起し、使用寿命に至るのが現状で
ある。この塑性変形の発生は、ＷＣＣ超超硬合金基体表
面部に形成された表面軟化層におけるＣＯプール柑が塊
状を２し、これが分散分布した組織を有する点に原因が
あるものと推定される。
そこで、本発明者等は、上述のような観点から、特に耐
熱塑性変形性にすぐれた表面被覆ＷＣＣ超超硬合金製切
削工具開発すべく研究を行なった結果、焼結後のＷＣＣ
超超硬合金基体、 結合相形成成分としてＣｏ：３〜７％、分散相形成成分
として、ＴｉとＴａとＷの炭化物および炭窒化物、並び
にＴｉとＴａとＮｂとＷの炭化物および炭窒化物（以下
、それぞれ（Ｔｉ。
熱塑性変形性にすぐれた表面被覆ＷＣＣ超超硬合金製切
削工具開発すべく研究を行なった結果、焼結後のＷＣＣ
超超硬合金基体、 結合相形成成分としてＣｏ：３〜７％、分散相形成成分
として、ＴｉとＴａとＷの炭化物および炭窒化物、並び
にＴｉとＴａとＮｂとＷの炭化物および炭窒化物（以下
、それぞれ（Ｔｉ。
Ｔａ、Ｗ）Ｃ，（Ｔｉ 、Ｔａ、Ｗ）ＣＮ、 （Ｔｉ
。
。
Ｔａ、Ｎｂ、Ｗ）Ｃおよび（Ｔｉ 、 Ｔａ 、 Ｎｌ
） 。
） 。
Ｗ）ＣＮで示し、これらを総合してＣＴｉ、Ｔａ。
（Ｎｂ）、Ｗ）Ｃ−Ｎで示す）のうちのいずれか１種：
５〜６０％、 を含有し、残りが同じく分散相形成成分としてのＷＣと
不可避不純物からなる組成をもつように、原料粉末の配
合を特定してプレス成形した圧粉体、すなわちＷＣを主
成分とし、これに［Ｔｉ．Ｔａ。
５〜６０％、 を含有し、残りが同じく分散相形成成分としてのＷＣと
不可避不純物からなる組成をもつように、原料粉末の配
合を特定してプレス成形した圧粉体、すなわちＷＣを主
成分とし、これに［Ｔｉ．Ｔａ。
（Ｎｂ）、Ｗ）Ｃ−Ｎのうちのいずれか１種の形成成分
と、Ｃｏとを単体粉末および複合固溶体粉末のいずれか
、または両方の状態で配合してなる圧粉体を、 雰囲気圧力が０．１〜１ｏｔｏｒｒの浸炭性雰囲気中、
１２８０〜１３８０℃の範囲内の温度で、焼結開始温度
を焼結終了温度より高くし、かつこの間を０．２〜ｂ すと、焼結後のＷＣＣ超超硬合金基体表面部には、第３
図に金属顕微鏡による組織写真（１０００倍）で示され
るように、基体表面に平行の横広がりの板状層を呈する
Ｃｏプール相（白地の部分）が形成されるようになり、
この横広がりの板状層を呈するＣｏプール柑が表面部に
形成されたＷＣ，Ｉ超硬合金基体は、 （ａ） 基体内部硬さに対する表面部硬さの割合が３
０〜５０％である。
と、Ｃｏとを単体粉末および複合固溶体粉末のいずれか
、または両方の状態で配合してなる圧粉体を、 雰囲気圧力が０．１〜１ｏｔｏｒｒの浸炭性雰囲気中、
１２８０〜１３８０℃の範囲内の温度で、焼結開始温度
を焼結終了温度より高くし、かつこの間を０．２〜ｂ すと、焼結後のＷＣＣ超超硬合金基体表面部には、第３
図に金属顕微鏡による組織写真（１０００倍）で示され
るように、基体表面に平行の横広がりの板状層を呈する
Ｃｏプール相（白地の部分）が形成されるようになり、
この横広がりの板状層を呈するＣｏプール柑が表面部に
形成されたＷＣ，Ｉ超硬合金基体は、 （ａ） 基体内部硬さに対する表面部硬さの割合が３
０〜５０％である。
（ｂ） 基体内部Ｃｏ含有量に対する表面部Ｃｏ含有
量の割合が５００〜８００９６である。
量の割合が５００〜８００９６である。
（Ｃ） 第１図の基体表面からの深さ距離とビッカー
ス硬さとの関係図に示されるように、表面から内部に向
って、相対的に硬さが低く、かつ硬さ変化が緩慢な領域
と、これに続いて硬さが急激に内部硬さまで上昇する領
域が存在し、図示のＡ点、Ｂ点、０点、およびＤ点を直
線で結んだ上限曲線と、Ａ′点、Ｂ′点、Ｄ′点、およ
びＤ′点を直線で結んだ下限曲線で囲まれた範囲内の硬
さ分布をもつようになる。
ス硬さとの関係図に示されるように、表面から内部に向
って、相対的に硬さが低く、かつ硬さ変化が緩慢な領域
と、これに続いて硬さが急激に内部硬さまで上昇する領
域が存在し、図示のＡ点、Ｂ点、０点、およびＤ点を直
線で結んだ上限曲線と、Ａ′点、Ｂ′点、Ｄ′点、およ
びＤ′点を直線で結んだ下限曲線で囲まれた範囲内の硬
さ分布をもつようになる。
（ｄ） 第２図の基体表面からの深さ距離とＣｏ含有
量との関係図に示されるように、表面から内部に向って
、相対的にＣｏ含有量が非常に高く、かつＣｏ含有量変
化が緩慢な領域と、これに続いてＣｏ含有量が急激に内
部Ｃｏ含有量まで低減する領域が存在し、図示のａ点、
ｂ点、０点、ｄ点、ｅ点、およびｆ点を直線で結んだ上
限曲線と、ａ′点、ｂ′点、Ｄ′点、ｄ′点、ｅ′点、
およびｆ′点を直線で結んだ下限曲線で囲まれた範囲内
のＣｏａ度分布をもつようになる。
量との関係図に示されるように、表面から内部に向って
、相対的にＣｏ含有量が非常に高く、かつＣｏ含有量変
化が緩慢な領域と、これに続いてＣｏ含有量が急激に内
部Ｃｏ含有量まで低減する領域が存在し、図示のａ点、
ｂ点、０点、ｄ点、ｅ点、およびｆ点を直線で結んだ上
限曲線と、ａ′点、ｂ′点、Ｄ′点、ｄ′点、ｅ′点、
およびｆ′点を直線で結んだ下限曲線で囲まれた範囲内
のＣｏａ度分布をもつようになる。
以上（ａ）〜（ｄ）に示される条件をすべて満足するよ
うになり、したがって、ＷＣＣ超超硬合金基体表面部に
形成された上記表面軟化層のＣｏプール相形状が、例え
ば従来のそれのように塊状を呈するものであるならば、
上記（ａ）〜（ｄ）の条件を満足することができないも
のであり、 このような状態のＷＣＣ超超硬合金基体表面に、通常の
化学蒸着法または物理蒸着法を用い、硬質被覆層を、基
体表面に対する第１層を炭化チタン、窒化チタン、およ
び炭窒化チタンのうちのいずれかに限定した上で形成す
ると、前記硬質被覆層の基体表面に対する密着性がすぐ
れたものになり、この結果の表面被覆ＷＣＣ超超硬合金
製切削工具、特にＷＣＣ超超硬合金基体表面部に形成さ
れた表面軟化層における横広がりの板状層を呈するＣ。
うになり、したがって、ＷＣＣ超超硬合金基体表面部に
形成された上記表面軟化層のＣｏプール相形状が、例え
ば従来のそれのように塊状を呈するものであるならば、
上記（ａ）〜（ｄ）の条件を満足することができないも
のであり、 このような状態のＷＣＣ超超硬合金基体表面に、通常の
化学蒸着法または物理蒸着法を用い、硬質被覆層を、基
体表面に対する第１層を炭化チタン、窒化チタン、およ
び炭窒化チタンのうちのいずれかに限定した上で形成す
ると、前記硬質被覆層の基体表面に対する密着性がすぐ
れたものになり、この結果の表面被覆ＷＣＣ超超硬合金
製切削工具、特にＷＣＣ超超硬合金基体表面部に形成さ
れた表面軟化層における横広がりの板状層を呈するＣ。
プール相によってすぐれた耐熱塑性変形性をもつように
なり、切刃に高い発熱を伴なう高速切削や、高送りおよ
び高切込みなどの重切削などですぐれた切削性能を長期
に亘って発揮するようになるという知見を得たのである
。
なり、切刃に高い発熱を伴なう高速切削や、高送りおよ
び高切込みなどの重切削などですぐれた切削性能を長期
に亘って発揮するようになるという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っ
て、 （１） 表面軟化層を有するＷＣＣ超超硬合金基体表
面に、化学蒸着法または物理蒸着法により単層または複
層の硬質被覆層を２〜２０μｍの平均層厚で形成してな
る表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具にお
いて、 上記基体を、 結合用形成成分としてＣｏ：３〜７％、分散相形成成分
として、（Ｔｉ、Ｔａ、 （Ｎｂ）。
て、 （１） 表面軟化層を有するＷＣＣ超超硬合金基体表
面に、化学蒸着法または物理蒸着法により単層または複
層の硬質被覆層を２〜２０μｍの平均層厚で形成してな
る表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具にお
いて、 上記基体を、 結合用形成成分としてＣｏ：３〜７％、分散相形成成分
として、（Ｔｉ、Ｔａ、 （Ｎｂ）。
Ｗ）Ｃ−Ｈのうちのいずれか１種＝５〜６０％、を含有
し、残りが同じく分散相形成成分としてのＷＣと不可避
不純物からなる組成を有するＷＣＣ超超硬合金構成する
と共に、上記硬質被覆層の基体表面に対する第１層を、
炭化チタン、窒化チタン、および炭窒化チタンのうちの
いずれかで構成し、さらに、 上記表面軟化層におけるＣｏプール相の形状を基体表面
に平行の横広がり板状層とし、かつ、基体内部硬さに対
する表面軟化層硬さの割合＝３０〜５０％、 基体内部ＣＯ含有量に対する表面軟化層Ｃｏ含有量の割
合＝５００〜８００％、 を満足する、耐熱塑性変形性のすぐれた表面彼覆ＷＣ基
超硬合金製切削工具。
し、残りが同じく分散相形成成分としてのＷＣと不可避
不純物からなる組成を有するＷＣＣ超超硬合金構成する
と共に、上記硬質被覆層の基体表面に対する第１層を、
炭化チタン、窒化チタン、および炭窒化チタンのうちの
いずれかで構成し、さらに、 上記表面軟化層におけるＣｏプール相の形状を基体表面
に平行の横広がり板状層とし、かつ、基体内部硬さに対
する表面軟化層硬さの割合＝３０〜５０％、 基体内部ＣＯ含有量に対する表面軟化層Ｃｏ含有量の割
合＝５００〜８００％、 を満足する、耐熱塑性変形性のすぐれた表面彼覆ＷＣ基
超硬合金製切削工具。
（２）ＷＣを主成分とし、これに（Ｔｉ、Ｔａ。
（Ｎｂ）、Ｗ）Ｃ−Ｎのうちのいずれか１種の形成成分
と、Ｃｏとを単体粉末および複合固溶体粉末のいずれか
、または両方の状態で配合してなる圧粉体を、 雰囲気圧力が０．１〜１Ｏｔｏｒｒの浸炭性雰囲気中、
例えばＣＨ４またはＣＨ４とＨ２からなる浸炭性雰囲気
中、１２８０〜１３８０℃の範囲内の温度で、焼結開始
温度を焼結終了温度より高くし、かつこの間を０．２〜
ｂ 結してなる、耐熱塑性変形性のすぐれた表面被覆ＷＣＣ
超超硬合金製切削工具製造法。
と、Ｃｏとを単体粉末および複合固溶体粉末のいずれか
、または両方の状態で配合してなる圧粉体を、 雰囲気圧力が０．１〜１Ｏｔｏｒｒの浸炭性雰囲気中、
例えばＣＨ４またはＣＨ４とＨ２からなる浸炭性雰囲気
中、１２８０〜１３８０℃の範囲内の温度で、焼結開始
温度を焼結終了温度より高くし、かつこの間を０．２〜
ｂ 結してなる、耐熱塑性変形性のすぐれた表面被覆ＷＣＣ
超超硬合金製切削工具製造法。
に特徴を有するものである。
つぎに、この発明の表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具
およびその製造法における条件を上記の通りに限定した
理由を説明する。
およびその製造法における条件を上記の通りに限定した
理由を説明する。
（ａ） 基体の成分組成
Ｃｏ成分には、基体の靭性を向上させる作用があるが、
その含有量が３％未満では所望の靭性を確保することが
できないばかりでなく、表面軟化層におけるＣｏプール
相の形状を横広がりの板状層とすることができず、一方
その含有量が７％を越えると基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３〜７％に限定した
ものであり、またＣＴｉ 、Ｔａ、（Ｎｂ）、Ｗ：ｌ
Ｃ−Ｎ成分は、基体の耐摩耗性向上と、焼結条件との関
係において表面軟化層に横広がりの板状層を形成するの
に不可欠の成分であるが、その含有量が５％未満では前
記の作用、に所望の効果が得られず、その含有量が６０
９６を越えると基体の靭性が低下するようになることか
ら、その含有量を５〜６０％と定めた。
その含有量が３％未満では所望の靭性を確保することが
できないばかりでなく、表面軟化層におけるＣｏプール
相の形状を横広がりの板状層とすることができず、一方
その含有量が７％を越えると基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３〜７％に限定した
ものであり、またＣＴｉ 、Ｔａ、（Ｎｂ）、Ｗ：ｌ
Ｃ−Ｎ成分は、基体の耐摩耗性向上と、焼結条件との関
係において表面軟化層に横広がりの板状層を形成するの
に不可欠の成分であるが、その含有量が５％未満では前
記の作用、に所望の効果が得られず、その含有量が６０
９６を越えると基体の靭性が低下するようになることか
ら、その含有量を５〜６０％と定めた。
（ｂ） 表面軟化層の硬さ割合およびＣｏ含有量割合
ＷＣ基超硬合金基体が、上記の組成を有し、かつ表面部
に形成された表面軟化層におけるＣ。
ＷＣ基超硬合金基体が、上記の組成を有し、かつ表面部
に形成された表面軟化層におけるＣ。
プール相の形状が第３図に示されるように横広がりの板
状層を呈する場合に限って、 基体内部硬さに対する表面軟化層の硬さ割合：３０〜５
０％、 基体内部Ｃｏ含有量に対する表面軟化層のＣ。
状層を呈する場合に限って、 基体内部硬さに対する表面軟化層の硬さ割合：３０〜５
０％、 基体内部Ｃｏ含有量に対する表面軟化層のＣ。
含有量の割合二５００〜８００％、
の条件を満足するようになることが経験的に求められた
ものであり、したがってこの条件を満足しない場合、す
なわち硬さ割合が３０％未満でも、また５０％を越えて
も、さらにＣＯ含有量割合が５００％未満でも、また８
００％を越えても、ＣＯプール相の形状は横広がりの板
状層ではなくなるのである。
ものであり、したがってこの条件を満足しない場合、す
なわち硬さ割合が３０％未満でも、また５０％を越えて
も、さらにＣＯ含有量割合が５００％未満でも、また８
００％を越えても、ＣＯプール相の形状は横広がりの板
状層ではなくなるのである。
（ｃ） 焼結条件
ＷＣＣ超超硬合金基体表面部に形成される表面軟化層に
おけるＣｏプール相の形状を、横広がりの板状層とする
には、上記の通り基体の組成を限定した上で、雰囲気圧
力が０．１〜１Ｏｔｏｒｒの浸炭性雰囲気中、結合相の
固相・液相共存領域を中心とする１２８０〜１３８０℃
の範囲内の温度で、焼結開始温度を焼結終了温度より高
くし、かつこの間を０．２〜ｂ する必要があり、これらの条件は経験的に定められたも
のであり、したがって、雰囲気圧力、焼結温度、および
汎度勾配のうちのいずれの条件でも上記の範囲から外れ
ると、ＣＯプール相を横広がりの板状層とすることがで
きないものである。
おけるＣｏプール相の形状を、横広がりの板状層とする
には、上記の通り基体の組成を限定した上で、雰囲気圧
力が０．１〜１Ｏｔｏｒｒの浸炭性雰囲気中、結合相の
固相・液相共存領域を中心とする１２８０〜１３８０℃
の範囲内の温度で、焼結開始温度を焼結終了温度より高
くし、かつこの間を０．２〜ｂ する必要があり、これらの条件は経験的に定められたも
のであり、したがって、雰囲気圧力、焼結温度、および
汎度勾配のうちのいずれの条件でも上記の範囲から外れ
ると、ＣＯプール相を横広がりの板状層とすることがで
きないものである。
ちなみに、上記の真空雰囲気中、１４００℃以上の温度
に加熱した後、前記加熱温度からの冷却を、浸炭性雰囲
気中で０．５〜２．５℃／ｗｉｎの温度勾配で行なう従
来焼結方法や、真空焼結体を、浸炭性雰囲気中で、１４
００℃以上の温度で熱処理する従来方法では、表面軟化
層におけるＣｏプール相の形状は横広がりの板状層とは
ならず、いずれの場合も塊状を呈するようになるもので
あり、このような塊状形状のＣｏプール相では所望のす
ぐれた耐熱塑性変形性を確保することができないもので
ある。
に加熱した後、前記加熱温度からの冷却を、浸炭性雰囲
気中で０．５〜２．５℃／ｗｉｎの温度勾配で行なう従
来焼結方法や、真空焼結体を、浸炭性雰囲気中で、１４
００℃以上の温度で熱処理する従来方法では、表面軟化
層におけるＣｏプール相の形状は横広がりの板状層とは
ならず、いずれの場合も塊状を呈するようになるもので
あり、このような塊状形状のＣｏプール相では所望のす
ぐれた耐熱塑性変形性を確保することができないもので
ある。
つぎに、この発明の表面被覆ＷＣＣ超超硬合金製切削工
具よびその製造法を実施例により具体的に説明する。
具よびその製造法を実施例により具体的に説明する。
原料粉末として、いずれも１μｍの平均粒径を有する”
０．７１ＷＯ，２９）（ＣＯ，６９Ｎ０．３１）粉末、
（” ａｏ、ｇａＮ ｂ ｏ、ｔ□） Ｃ粉末、（Ｔｉ
Ｏ，３２Ｔ ａ ｏ 、 １ｓ Ｎ ｂ ｏ 、 ｔ
ｇＷ ｏ 、 ３５） ＣＢ’ｌ末’ ”０．５８Ｗ
ｏ、４゜）Ｃ粉末、Ｔｉ Ｃ粉末、ＴｉＮ粉末、ＴａＣ
粉末、ＮｂＣ粉末、および（Ｔ ｌ Ｏ，３９ＴａＯ，
２０ＷＯ，４１）Ｃ粉末−サラニ”ｔ’４］粒径：３．
５μｍのＷＣ粉末および同１．２卯のＣｏ粉末を用意し
、これら原料粉末をそれぞれ第１表に示される組成に配
合し・ボールミルにて７２時時間式混合し、乾燥した後
、ｌｏｋｇ／−の圧力にてＩＳＯ現格Ｓ Ｎ Ｍ Ｇ
１２０４０ｇに則した形状の圧粉体にプレス成形シ、つ
イテこれらの圧粉体を第１表に示される条件で焼結（な
お、比較法１’、 ２’では、真空焼結後に、別途、雰
囲気圧カニ １５０ｔｏｒｒ、雰囲気ガス組成；ＣＨ
４＋Ｈ２、加熱温度： １４９０℃、保持時間：３０分
、炉冷の条件で熱処理を施す）して、内部の成分組成、
硬さ、およびＣｏ含有量、さらに表面軟化層の最表面部
の硬さおよびＣｏ含有量がそれぞれ第２表に示される通
りのＷＣＣ超超硬合金基体製造゛し、ついで、これらの
基体を洗浄した後、０．００ｍｍの丸木−ニングを施し
た状態で、通常の化学蒸若法を用い、同じく第２表に示
される組成および平均層厚を有する硬質被覆層を形成す
ることにより本発明法１〜６および比較法１′〜４′を
それぞれ実施し、本発明表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削
チップ（以下本発明被覆切削チップという）１〜６およ
び比較表面被覆ＷＣＣ超超硬合金製切削チップ以下比較
被覆切削チップという）１′〜４′をそれぞれ製造した
。
０．７１ＷＯ，２９）（ＣＯ，６９Ｎ０．３１）粉末、
（” ａｏ、ｇａＮ ｂ ｏ、ｔ□） Ｃ粉末、（Ｔｉ
Ｏ，３２Ｔ ａ ｏ 、 １ｓ Ｎ ｂ ｏ 、 ｔ
ｇＷ ｏ 、 ３５） ＣＢ’ｌ末’ ”０．５８Ｗ
ｏ、４゜）Ｃ粉末、Ｔｉ Ｃ粉末、ＴｉＮ粉末、ＴａＣ
粉末、ＮｂＣ粉末、および（Ｔ ｌ Ｏ，３９ＴａＯ，
２０ＷＯ，４１）Ｃ粉末−サラニ”ｔ’４］粒径：３．
５μｍのＷＣ粉末および同１．２卯のＣｏ粉末を用意し
、これら原料粉末をそれぞれ第１表に示される組成に配
合し・ボールミルにて７２時時間式混合し、乾燥した後
、ｌｏｋｇ／−の圧力にてＩＳＯ現格Ｓ Ｎ Ｍ Ｇ
１２０４０ｇに則した形状の圧粉体にプレス成形シ、つ
イテこれらの圧粉体を第１表に示される条件で焼結（な
お、比較法１’、 ２’では、真空焼結後に、別途、雰
囲気圧カニ １５０ｔｏｒｒ、雰囲気ガス組成；ＣＨ
４＋Ｈ２、加熱温度： １４９０℃、保持時間：３０分
、炉冷の条件で熱処理を施す）して、内部の成分組成、
硬さ、およびＣｏ含有量、さらに表面軟化層の最表面部
の硬さおよびＣｏ含有量がそれぞれ第２表に示される通
りのＷＣＣ超超硬合金基体製造゛し、ついで、これらの
基体を洗浄した後、０．００ｍｍの丸木−ニングを施し
た状態で、通常の化学蒸若法を用い、同じく第２表に示
される組成および平均層厚を有する硬質被覆層を形成す
ることにより本発明法１〜６および比較法１′〜４′を
それぞれ実施し、本発明表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削
チップ（以下本発明被覆切削チップという）１〜６およ
び比較表面被覆ＷＣＣ超超硬合金製切削チップ以下比較
被覆切削チップという）１′〜４′をそれぞれ製造した
。
なお、比較被覆切削チップ１′〜４′は、焼結条件を従
来焼結条件とした比較法１′〜４′によってそれぞれ製
造されたものである。
来焼結条件とした比較法１′〜４′によってそれぞれ製
造されたものである。
この結果得られた各種の被覆切削チップについて表面軟
化層の縦断面を金属顕微鏡により観察したところ、本発
明被覆切削チップ１〜６には、いずれも第３図に示され
る通りの基体表面に平行の横広がりの板状層を呈するＣ
Ｏプール相が存在していたが、比較被覆切削チップ１′
〜４′は、塊状のＣｏプール相が分散した組織をもつも
のであった。
化層の縦断面を金属顕微鏡により観察したところ、本発
明被覆切削チップ１〜６には、いずれも第３図に示され
る通りの基体表面に平行の横広がりの板状層を呈するＣ
Ｏプール相が存在していたが、比較被覆切削チップ１′
〜４′は、塊状のＣｏプール相が分散した組織をもつも
のであった。
また、これらのうちの本発明被覆切削チップ１゜４、お
よび６について、基体表面部の硬さ分布およびＣｏ濃度
分布を調べたところ第４図および第５図に示される結果
を示した。なお、第５図におけるＣｏｏａ皿は、チップ
の表面から所定深さの研磨面をそれぞれＸ線を用い、定
量分析することにより求めたものである。
よび６について、基体表面部の硬さ分布およびＣｏ濃度
分布を調べたところ第４図および第５図に示される結果
を示した。なお、第５図におけるＣｏｏａ皿は、チップ
の表面から所定深さの研磨面をそれぞれＸ線を用い、定
量分析することにより求めたものである。
また、これらの各種被覆切削チップについて、被削材：
５４５Ｃ（硬さ： ＨＢ２４０）の丸棒、切削速度：
２８０ ｍ／ｍｉｎ、 送 リ： ０．２ ｍ＋＊／ ｒｅｖ、、切込み１
３ｍｍ。
５４５Ｃ（硬さ： ＨＢ２４０）の丸棒、切削速度：
２８０ ｍ／ｍｉｎ、 送 リ： ０．２ ｍ＋＊／ ｒｅｖ、、切込み１
３ｍｍ。
の条件での鋼の乾式連続高速切削試験、被削材：ＳＮＣ
Ｍ４３９ （硬さ： ＨＢ３５０）の丸棒、 切削速度： １２０ ｍ／ｍｉｎ 。
Ｍ４３９ （硬さ： ＨＢ３５０）の丸棒、 切削速度： １２０ ｍ／ｍｉｎ 。
送 リ ： ０．９５關／ｒｅｖ、、切込み１３ｍ
ｍ、 の条件での鋼の乾式連続高速り切削試験、被削材：ＳＮ
ＣＭ４３９ （硬さ： ＨＢ２７０）の丸棒、 切削速度： １８０ ｍ／ｍｉｎ、 送 リ： ０．４ ｍｍ／ ｒｅｖ、、切込みニア
＋ａｍ。
ｍ、 の条件での鋼の乾式連続高速り切削試験、被削材：ＳＮ
ＣＭ４３９ （硬さ： ＨＢ２７０）の丸棒、 切削速度： １８０ ｍ／ｍｉｎ、 送 リ： ０．４ ｍｍ／ ｒｅｖ、、切込みニア
＋ａｍ。
の条件での鋼の乾式連続高切込み切削試験、をそれぞれ
行ない、いずれの試験でも切刃の逃げ面摩耗幅が０．４
１に至るまでの切削時間を測定した。これらの結果を第
２表に示した。
行ない、いずれの試験でも切刃の逃げ面摩耗幅が０．４
１に至るまでの切削時間を測定した。これらの結果を第
２表に示した。
第２表、第４図および第５図に示される結果から、本発
明被覆切削チップ１〜６は、いずれもＷＣＣ超超硬合金
基体おける硬さ割合およびＣＯ含有量割合がそれぞれ３
０〜５０％および５００〜８００％の範囲内にあり、か
つ第２図および第３図に示され名範囲内の硬さ分布およ
びＣｏ濃度分布をもち、切刃に高い発熱を伴なう高速切
削や高送り切削、さらに高切込み切削のいずれの切削に
おいても切刃に塑性変形の発生がなく、すぐれた切削性
能を長期に亘って発揮するのに対して、比較被覆切削チ
ップ１′〜４′は、いずれも上記の条件のうちの少なく
ともいずれかの条件（第２表には※印を示す）がこの発
明の範囲から外れた状態になっており、このことは上記
の通りＣｏプール相が塊状分散形状をもっことに原因す
るものであり、比較的短時間で塑性変形を起し、使用寿
命に至ることが明らかである。
明被覆切削チップ１〜６は、いずれもＷＣＣ超超硬合金
基体おける硬さ割合およびＣＯ含有量割合がそれぞれ３
０〜５０％および５００〜８００％の範囲内にあり、か
つ第２図および第３図に示され名範囲内の硬さ分布およ
びＣｏ濃度分布をもち、切刃に高い発熱を伴なう高速切
削や高送り切削、さらに高切込み切削のいずれの切削に
おいても切刃に塑性変形の発生がなく、すぐれた切削性
能を長期に亘って発揮するのに対して、比較被覆切削チ
ップ１′〜４′は、いずれも上記の条件のうちの少なく
ともいずれかの条件（第２表には※印を示す）がこの発
明の範囲から外れた状態になっており、このことは上記
の通りＣｏプール相が塊状分散形状をもっことに原因す
るものであり、比較的短時間で塑性変形を起し、使用寿
命に至ることが明らかである。
上述のように、この発明の表面被覆ＷＣ基超硬合金製切
削工具は、基体表面部に形成された表面軟化層における
Ｃｏプール相の形状が横広がりの板状層を呈し、これに
よって耐熱塑性変形性のすぐれたものになっているので
、これを切刃に高い発熱を伴なう高速切削や、高送りお
よび高切込みなどの重切削などに用いた場合に、すぐれ
た切削性能を著しく長期に亘って発揮するようになるな
ど工業上有用な特性を有するものである。
削工具は、基体表面部に形成された表面軟化層における
Ｃｏプール相の形状が横広がりの板状層を呈し、これに
よって耐熱塑性変形性のすぐれたものになっているので
、これを切刃に高い発熱を伴なう高速切削や、高送りお
よび高切込みなどの重切削などに用いた場合に、すぐれ
た切削性能を著しく長期に亘って発揮するようになるな
ど工業上有用な特性を有するものである。
第１図は基体表面からの深さ距離とビッカース硬さとの
関係図、第２図は基体表面からの深さ距離とＣｏ含有量
との関係図、第３図は本発明表面被覆ＷＣＣ超超硬合金
製切削工具表面部の縦断面を示す金属顕微鏡による組織
写真（１０００倍）、第４図は各種被覆切削チップの基
体表面部における硬さ分布曲線図、第５図は同基体表面
部におけるＣｏａ度分面分布曲線図る。 ＋００ 基＃衰面つ゛ら４宥２距譚 （μｍ） 第 図 Ｊ体者面ｔ′らｄ）５祭苫距離 Ｃμｍ） 茅４図
関係図、第２図は基体表面からの深さ距離とＣｏ含有量
との関係図、第３図は本発明表面被覆ＷＣＣ超超硬合金
製切削工具表面部の縦断面を示す金属顕微鏡による組織
写真（１０００倍）、第４図は各種被覆切削チップの基
体表面部における硬さ分布曲線図、第５図は同基体表面
部におけるＣｏａ度分面分布曲線図る。 ＋００ 基＃衰面つ゛ら４宥２距譚 （μｍ） 第 図 Ｊ体者面ｔ′らｄ）５祭苫距離 Ｃμｍ） 茅４図
Claims (6)
- （１）表面軟化層を有する炭化タングステン基超硬合金
基体の表面に、化学蒸着法または物理蒸着法により単層
または複層の硬質被覆層を２〜２０μｍの平均層厚で形
成してなる表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削
工具において、 上記基体を、重量％で、 結合相形成成分としてＣｏ：３〜７％、 分散相形成成分として、ＴｉとＴａとＷの炭化物および
炭窒化物、並びにＴｉとＴａとＮｂとＷの炭化物および
炭窒化物のうちのいずれか１種：５〜６０％、 を含有し、残りが同じく分散相形成成分としての炭化タ
ングステンと不可避不純物からなる組成を有する炭化タ
ングステン基超硬合金で構成すると共に、上記硬質被覆
層の基体表面に対する第１層を、炭化チタン、窒化チタ
ン、および炭窒化チタンのうちのいずれかで構成し、さ
らに、 上記表面軟化層におけるＣｏプール相の形状を基体表面
に平行の横広がり板状層とし、かつ、基体内部硬さに対
する表面軟化層硬さの割合：３０〜５０％、 基体内部Ｃｏ含有量に対する表面軟化層Ｃｏ含有量の割
合：５００〜８００％、 を満足することを特徴とする耐熱塑性変形性のすぐれた
表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具。 - （２）上記基体の表面部には、上記表面軟化層における
横広がり板状層のＣｏプール相によって、表面から内部
に向って、相対的に硬さが低く、かつ硬さ変化が緩慢な
領域と、これに続いて硬さが急激に内部硬さまで上昇す
る領域とが存在することを特徴とする上記特許請求の範
囲第（１）項記載の耐熱塑性変形性のすぐれた表面被覆
炭化タングステン基超硬合金製切削工具。 - （３）上記基体の表面部は、第１図の基体表面からの深
さ距離とビッカース硬さとの関係図において、Ａ点、Ｂ
点、Ｃ点、およびＤ点を直線で結んだ上限曲線と、Ａ′
点、Ｂ′点、Ｃ′点、およびＤ′点を直線で結んだ下限
曲線で囲まれた範囲内の硬さ分布をもつことを特徴とす
る上記特許請求の範囲第（１）項または第（２）項記載
の耐熱塑性変形性のすぐれた表面被覆炭化タングステン
基超硬合金製切削工具。 - （４）上記基体の表面部には、上記表面軟化層における
横広がり板状層のＣｏプール相によって、表面から内部
に向って、相対的にＣｏ含有量が非常に高く、かつＣｏ
含有量変化が緩慢な領域と、これに続いてＣｏ含有量が
急激に内部Ｃｏ含有量まで低減する領域とが存在するこ
とを特徴とする上記特許請求の範囲第（１）項、第（２
）項、または第（３）項記載の耐熱塑性変形性のすぐれ
た表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具。 - （５）上記基体の表面部は、第２図の基体表面からの深
さ距離とＣｏ含有量との関係図において、ａ点、ｂ点、
ｃ点、、ｄ点、ｅ点、およびｆ点を直線で結んだ上限曲
線と、ａ′点、ｂ′点、ｃ′点、ｄ′点、ｅ′点、およ
びｆ′点を直線で結んだ下限曲線で囲まれた範囲内のＣ
ｏ濃度分布をもつことを特徴とする上記特許請求の範囲
第（１）項、第（２）項、第（３）項、または第（４）
項記載の耐熱塑性変形性のすぐれた表面被覆炭化タング
ステン基超硬合金製切削工具。 - （６）炭化タングステンを主成分とし、これにＴｉとＴ
ａとＷの炭化物および炭窒化物、並びにＴｉとＴａとＮ
ｂとＷの炭化物および炭窒化物のうちのいずれか１種の
形成成分と、Ｃｏとを単体粉末および複合固溶体粉末の
いずれか、または両方の状態で配合してなる圧粉体を、 雰囲気圧力が０．１〜１０ｔｏｒｒの浸炭性雰囲気中、
１２８０〜１３８０℃の範囲内の温度で、焼結開始温度
を焼結終了温度より高くし、かつこの間を０．２〜２℃
／ｍｉｎの温度勾配で降温しながら焼結することを特徴
とする耐熱塑性変形性のすぐれた表面被覆炭化タングス
テン基超硬合金製切削工具の製造法。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27541288A JP2684721B2 (ja) | 1988-10-31 | 1988-10-31 | 表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具およびその製造法 |
| DE19893936129 DE3936129C2 (de) | 1988-10-31 | 1989-10-30 | Klingenteil aus zementiertem Carbid auf Basis von Wolframcarbid für Schneidwerkzeuge sowie Verfahren zur Herstellung desselben |
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