JPH06220571A - 切削工具用の超硬合金及び被覆超硬合金 - Google Patents
切削工具用の超硬合金及び被覆超硬合金Info
- Publication number
- JPH06220571A JPH06220571A JP5222817A JP22281793A JPH06220571A JP H06220571 A JPH06220571 A JP H06220571A JP 5222817 A JP5222817 A JP 5222817A JP 22281793 A JP22281793 A JP 22281793A JP H06220571 A JPH06220571 A JP H06220571A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- cemented carbide
- cutting
- carbide
- hard alloy
- sintered hard
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Landscapes
- Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
- Physical Vapour Deposition (AREA)
- Chemical Vapour Deposition (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 強度と靭性をバランス良く向上させることに
よって、一般鋼及びインコネルやＴｉ合金等の難削材に
対し優れた切削性能を有し、工具の長寿命化を果し得る
切削工具用のＷＣ−Ｃｏ系超硬合金及び被覆超硬合金を
提供する。 【構成】 結合相として４〜１０重量％のＣｏを含むＷ
Ｃ基超硬合金で、ＷＣ結晶の８０％以上が粒度０.１〜
１.０μｍの微粒子Ａと粒度３.０〜１０.０μｍの粗粒
子Ｂとからなり、粗粒子Ｂに対する微粒子Ａの重量比Ａ
／Ｂが０.１〜１.０である切削工具用の超硬合金、及び
この超硬合金の表面に被覆層を設けた切削工具用の被覆
超硬合金。
よって、一般鋼及びインコネルやＴｉ合金等の難削材に
対し優れた切削性能を有し、工具の長寿命化を果し得る
切削工具用のＷＣ−Ｃｏ系超硬合金及び被覆超硬合金を
提供する。 【構成】 結合相として４〜１０重量％のＣｏを含むＷ
Ｃ基超硬合金で、ＷＣ結晶の８０％以上が粒度０.１〜
１.０μｍの微粒子Ａと粒度３.０〜１０.０μｍの粗粒
子Ｂとからなり、粗粒子Ｂに対する微粒子Ａの重量比Ａ
／Ｂが０.１〜１.０である切削工具用の超硬合金、及び
この超硬合金の表面に被覆層を設けた切削工具用の被覆
超硬合金。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、一般鋼のほかインコネ
ルやＴｉ合金等の難削材の切削にも適した、切削工具用
の超硬合金及びその表面に被覆層を設けた被覆超硬合金
に関する。
ルやＴｉ合金等の難削材の切削にも適した、切削工具用
の超硬合金及びその表面に被覆層を設けた被覆超硬合金
に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、航空機の軽量化や高性能化をめざ
して、機体やエンジン等に新しい材料の採用が増えてい
る。例えば、ジェットエンジンの構造材料としては、高
出力化並びに省燃費化を目的として、インコネル等のＮ
ｉ基耐熱合金の採用が増加している。又、機体の軽量化
をめざして、比強度の高いＴｉ合金の使用も増加しつつ
ある。
して、機体やエンジン等に新しい材料の採用が増えてい
る。例えば、ジェットエンジンの構造材料としては、高
出力化並びに省燃費化を目的として、インコネル等のＮ
ｉ基耐熱合金の採用が増加している。又、機体の軽量化
をめざして、比強度の高いＴｉ合金の使用も増加しつつ
ある。
【０００３】しかし、これらのＮｉ基耐熱合金やＴｉ合
金は、高温強度が高いうえに加工硬化しやすく、又熱伝
導率が低く、切削工具との親和性も高いため、切削加工
を行いにくい性質を有する難削材の１種である。このた
め、これらの材料の切削加工は、Ｋ種の超硬合金と呼ば
れるＷＣ−Ｃｏ系の超硬合金からなる工具を用いて、約
３０ｍ／ｍｉｎ以下という一般鋼の場合の１／５以下の
切削速度で加工を行っており、それでも工具寿命は一般
鋼の場合の１／２以下という現状である。
金は、高温強度が高いうえに加工硬化しやすく、又熱伝
導率が低く、切削工具との親和性も高いため、切削加工
を行いにくい性質を有する難削材の１種である。このた
め、これらの材料の切削加工は、Ｋ種の超硬合金と呼ば
れるＷＣ−Ｃｏ系の超硬合金からなる工具を用いて、約
３０ｍ／ｍｉｎ以下という一般鋼の場合の１／５以下の
切削速度で加工を行っており、それでも工具寿命は一般
鋼の場合の１／２以下という現状である。
【０００４】かかる現状を改善するため、難削材用の切
削工具として幾つかのＷＣ−Ｃｏ系超硬合金工具が提案
されている。例えば、特開平１−１９１７６０号公報に
は、ＷＣ結晶の平均粒径が０.３〜１.２μｍと小さく、
Ｃｏの添加量が２〜５.５重量％と少ない超硬合金製の
Ｔｉ合金用の切削工具が開示されている。又、特開平３
−１１１１０５号公報には、Ｃｏ量が４〜８重量％のＷ
Ｃ−Ｃｏ系超硬合金の表面に、０.５〜５μｍの平均膜
厚を有するＴｉＣの内層と１〜５μｍの平均膜厚を有す
るＣｒ3Ｃ2の外層とからなる被覆層を形成した、被覆超
硬合金からなる切削工具が記載されている。
削工具として幾つかのＷＣ−Ｃｏ系超硬合金工具が提案
されている。例えば、特開平１−１９１７６０号公報に
は、ＷＣ結晶の平均粒径が０.３〜１.２μｍと小さく、
Ｃｏの添加量が２〜５.５重量％と少ない超硬合金製の
Ｔｉ合金用の切削工具が開示されている。又、特開平３
−１１１１０５号公報には、Ｃｏ量が４〜８重量％のＷ
Ｃ−Ｃｏ系超硬合金の表面に、０.５〜５μｍの平均膜
厚を有するＴｉＣの内層と１〜５μｍの平均膜厚を有す
るＣｒ3Ｃ2の外層とからなる被覆層を形成した、被覆超
硬合金からなる切削工具が記載されている。
【０００５】しかしながら、特開平１−１９１７６０号
公報記載の切削工具は、従来から切削工具として用いら
れていた超硬合金のＷＣ結晶粒度が０.７〜６.０μｍ及
び結合相のＣｏ量が５.０〜１２.０重量％であったのに
対して、ＷＣ結晶の平均粒径を０.３〜１.２μｍと小さ
くして欠陥サイズを小さくすることにより強度を向上さ
せ、且つＣｏ量を２〜５.５重量％と少なくして耐熱性
を高めているが、一旦導入された亀裂を進展させ難くす
るための改良が検討されておらず、従って破壊靭性的な
特性の向上が不十分なため疲労的な破壊に弱く、工具寿
命は依然として短かった。特に、機械的衝撃が繰り返し
加わる断続旋削やフライス切削では欠損が生じやすく、
寿命が一層短くなっていた。又、特開平３−１１１１０
５号公報記載の被覆超硬合金からなる切削工具は、母材
である超硬合金に特別の工夫を行っていないため、機械
的衝撃の加わりやすい断続旋削やフライス切削では強度
及び破壊靭性の不足から欠損が生じやすく、従ってその
工具寿命は満足すべきものではなかった。
公報記載の切削工具は、従来から切削工具として用いら
れていた超硬合金のＷＣ結晶粒度が０.７〜６.０μｍ及
び結合相のＣｏ量が５.０〜１２.０重量％であったのに
対して、ＷＣ結晶の平均粒径を０.３〜１.２μｍと小さ
くして欠陥サイズを小さくすることにより強度を向上さ
せ、且つＣｏ量を２〜５.５重量％と少なくして耐熱性
を高めているが、一旦導入された亀裂を進展させ難くす
るための改良が検討されておらず、従って破壊靭性的な
特性の向上が不十分なため疲労的な破壊に弱く、工具寿
命は依然として短かった。特に、機械的衝撃が繰り返し
加わる断続旋削やフライス切削では欠損が生じやすく、
寿命が一層短くなっていた。又、特開平３−１１１１０
５号公報記載の被覆超硬合金からなる切削工具は、母材
である超硬合金に特別の工夫を行っていないため、機械
的衝撃の加わりやすい断続旋削やフライス切削では強度
及び破壊靭性の不足から欠損が生じやすく、従ってその
工具寿命は満足すべきものではなかった。
【０００６】一般に、同一Ｃｏ量の超硬合金の強度（抗
折力）は、その合金のＷＣ粒度とほぼ相関関係にあり、
ＷＣ粒度が細かくなればなるほど強度（抗折力）は向上
するが、逆に靭性（破壊靭性）は低下する。しかるに、
抗折力が大きいほど微小亀裂の発生は起こりにくく、破
壊靭性が大きいほど微小亀裂の進展は遅くなると考えら
れるため、工具寿命の向上のためには抗折力と靭性を同
時に向上させることが必要であり、そのための開発努力
が重ねられている。
折力）は、その合金のＷＣ粒度とほぼ相関関係にあり、
ＷＣ粒度が細かくなればなるほど強度（抗折力）は向上
するが、逆に靭性（破壊靭性）は低下する。しかるに、
抗折力が大きいほど微小亀裂の発生は起こりにくく、破
壊靭性が大きいほど微小亀裂の進展は遅くなると考えら
れるため、工具寿命の向上のためには抗折力と靭性を同
時に向上させることが必要であり、そのための開発努力
が重ねられている。
【０００７】かかる開発努力による強度と靭性を同時に
改善した超硬合金として、例えば特開昭６２−１７０４
５１号公報に、ＷＣ等の硬質相が微粒子群と粗粒子群と
からなる超硬合金が提案されている。しかしながら、こ
の超硬合金は破壊靭性を１０ＭＮ／ｍ3/2以上とするた
め、ＷＣ−Ｃｏ系の場合はＣｏ量を１０重量％以上必要
とする結果、切削温度が上昇しやすい鋼の高速切削及び
難削材の切削には不向きであった。又、微粒子群／粗粒
子群の最適重量比を１〜３としているため、強度に比べ
破壊靭性の向上が必ずしも十分ではなかった。
改善した超硬合金として、例えば特開昭６２−１７０４
５１号公報に、ＷＣ等の硬質相が微粒子群と粗粒子群と
からなる超硬合金が提案されている。しかしながら、こ
の超硬合金は破壊靭性を１０ＭＮ／ｍ3/2以上とするた
め、ＷＣ−Ｃｏ系の場合はＣｏ量を１０重量％以上必要
とする結果、切削温度が上昇しやすい鋼の高速切削及び
難削材の切削には不向きであった。又、微粒子群／粗粒
子群の最適重量比を１〜３としているため、強度に比べ
破壊靭性の向上が必ずしも十分ではなかった。
【０００８】一方、一般鋼切削用の超硬合金工具として
は、粒度２〜６μｍのＷＣ粒子と５〜８重量％のＣｏを
含み、更に耐クレーター摩耗の抑制のためにＴｉＣ、Ｎ
ｂＣ、ＴａＣ等の炭化物を５〜１０重量％添加した超硬
合金の表面に、ＴｉＣ、ＴｉＣＮ、ＴｉＮ、Ａｌ2Ｏ3等
からなる被覆層を３〜１０μｍの厚さに形成した被覆超
硬合金が一般的に使用されている。
は、粒度２〜６μｍのＷＣ粒子と５〜８重量％のＣｏを
含み、更に耐クレーター摩耗の抑制のためにＴｉＣ、Ｎ
ｂＣ、ＴａＣ等の炭化物を５〜１０重量％添加した超硬
合金の表面に、ＴｉＣ、ＴｉＣＮ、ＴｉＮ、Ａｌ2Ｏ3等
からなる被覆層を３〜１０μｍの厚さに形成した被覆超
硬合金が一般的に使用されている。
【０００９】しかしながら、この被覆超硬合金工具を用
いて一般鋼を３００ｍ／ｍｉｎ以上の高速で切削する
と、非常に短寿命であるのが実情であった。これは、３
００ｍ／ｍｉｎ以上の高速切削では、刃先が１０００℃
以上という超硬合金の融点に近い高温にさらされるため
である。又、超硬合金や被覆超硬合金の工具は摩耗の進
行を抑制するため通常は湿式切削に供されるので、部品
の多数個切削や断続切削となる実際の切削条件下では、
切削時の高温と非切削時の冷却が交互に繰り返されるこ
とになり、この熱衝撃により導入される亀裂が原因とな
って被覆層の剥離や欠損が生じ、短寿命となっていた。
いて一般鋼を３００ｍ／ｍｉｎ以上の高速で切削する
と、非常に短寿命であるのが実情であった。これは、３
００ｍ／ｍｉｎ以上の高速切削では、刃先が１０００℃
以上という超硬合金の融点に近い高温にさらされるため
である。又、超硬合金や被覆超硬合金の工具は摩耗の進
行を抑制するため通常は湿式切削に供されるので、部品
の多数個切削や断続切削となる実際の切削条件下では、
切削時の高温と非切削時の冷却が交互に繰り返されるこ
とになり、この熱衝撃により導入される亀裂が原因とな
って被覆層の剥離や欠損が生じ、短寿命となっていた。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、かかる従来
の事情に鑑み、強度と靭性をバランス良く向上させるこ
とによって、一般鋼及びインコネルやＴｉ合金等の難削
材に対して優れた切削性能を有し、しかも工具の長寿命
化を果し得る切削工具用のＷＣ−Ｃｏ系超硬合金及び被
覆超硬合金を提供することを目的とする。
の事情に鑑み、強度と靭性をバランス良く向上させるこ
とによって、一般鋼及びインコネルやＴｉ合金等の難削
材に対して優れた切削性能を有し、しかも工具の長寿命
化を果し得る切削工具用のＷＣ−Ｃｏ系超硬合金及び被
覆超硬合金を提供することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するた
め、本発明が提供する切削工具用超硬合金は、結合相と
して４〜１０重量％のＣｏを含むＷＣ基超硬合金におい
て、ＷＣ結晶の８０％以上が粒度０.１〜１.０μｍの微
粒子Ａと粒度３.０〜１０.０μｍの粗粒子Ｂとからな
り、粗粒子Ｂに対する微粒子Ａの重量比Ａ／Ｂが０.１
〜１.０であることを特徴とする。
め、本発明が提供する切削工具用超硬合金は、結合相と
して４〜１０重量％のＣｏを含むＷＣ基超硬合金におい
て、ＷＣ結晶の８０％以上が粒度０.１〜１.０μｍの微
粒子Ａと粒度３.０〜１０.０μｍの粗粒子Ｂとからな
り、粗粒子Ｂに対する微粒子Ａの重量比Ａ／Ｂが０.１
〜１.０であることを特徴とする。
【００１２】又、本発明の切削工具用被覆超硬合金の１
つは、上記の超硬合金を母材とし、その表面にＴｉの炭
化物、窒化物又は炭窒化物か、ＴｉとＡｌの合金の炭化
物、窒化物又は炭窒化物の単層又は複層からなり、全体
の膜厚が０.２〜１０μｍの被覆層を備えることを特徴
とするもので、難削材の切削に適している。
つは、上記の超硬合金を母材とし、その表面にＴｉの炭
化物、窒化物又は炭窒化物か、ＴｉとＡｌの合金の炭化
物、窒化物又は炭窒化物の単層又は複層からなり、全体
の膜厚が０.２〜１０μｍの被覆層を備えることを特徴
とするもので、難削材の切削に適している。
【００１３】本発明の切削工具用被覆超硬合金の他の１
つは、上記の超硬合金を母材とし、その表面にＴｉ、Ｚ
ｒ又はＨｆの炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物又は
ホウ窒化物の単層又は複層と、Ｔｉ、Ｚｒ又はＨｆの酸
化物若しくはＡｌ2Ｏ3の単層又は複層とからなり、全体
の膜厚が５〜１００μｍの被覆層を備えることを特徴と
するもので、一般鋼の切削に適している。
つは、上記の超硬合金を母材とし、その表面にＴｉ、Ｚ
ｒ又はＨｆの炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物又は
ホウ窒化物の単層又は複層と、Ｔｉ、Ｚｒ又はＨｆの酸
化物若しくはＡｌ2Ｏ3の単層又は複層とからなり、全体
の膜厚が５〜１００μｍの被覆層を備えることを特徴と
するもので、一般鋼の切削に適している。
【００１４】
【作用】本発明者らは、インコネルやＴｉ合金等の難削
材の切削加工における工具の摩耗機構を鋭意研究した結
果、難削材と超硬合金工具の化学的反応（溶着）により
生じた硬質粒子の剥離から工具刃先が鈍化して切削抵抗
が増大するため、工具がその切削抵抗に耐えられなくな
ったときチッピングが発生し、これにより更に切削抵抗
が増大すると同時に、切削温度の上昇から急激な逃げ面
摩耗が発達し、短時間で寿命に至るという事実が判明し
た。
材の切削加工における工具の摩耗機構を鋭意研究した結
果、難削材と超硬合金工具の化学的反応（溶着）により
生じた硬質粒子の剥離から工具刃先が鈍化して切削抵抗
が増大するため、工具がその切削抵抗に耐えられなくな
ったときチッピングが発生し、これにより更に切削抵抗
が増大すると同時に、切削温度の上昇から急激な逃げ面
摩耗が発達し、短時間で寿命に至るという事実が判明し
た。
【００１５】ところで、切削工具用のＷＣ−Ｃｏ系超硬
合金は、一般的にＷＣ結晶の粒径が０.７〜６.０μｍ及
びＣｏ量が５.０〜１２.０重量％であり、その耐摩耗性
を改善向上させるためには、前記特開平１−１９１７６
０号公報に記載のごとくＷＣ結晶の粒度を小さくするか
又は結合相であるＣｏの量を少なくして硬度を高くする
方法がある。しかし、いずれの方法も高硬度ゆえに靭性
の低下は否めない。一方、ＷＣ結晶の粒度を小さくして
Ｃｏ量を増やすと靭性は向上するが、ＷＣ結晶が微粒ゆ
えに趨き取り摩耗に弱く、又Ｃｏ量が多いために難削材
との溶着も起こり易くなる。
合金は、一般的にＷＣ結晶の粒径が０.７〜６.０μｍ及
びＣｏ量が５.０〜１２.０重量％であり、その耐摩耗性
を改善向上させるためには、前記特開平１−１９１７６
０号公報に記載のごとくＷＣ結晶の粒度を小さくするか
又は結合相であるＣｏの量を少なくして硬度を高くする
方法がある。しかし、いずれの方法も高硬度ゆえに靭性
の低下は否めない。一方、ＷＣ結晶の粒度を小さくして
Ｃｏ量を増やすと靭性は向上するが、ＷＣ結晶が微粒ゆ
えに趨き取り摩耗に弱く、又Ｃｏ量が多いために難削材
との溶着も起こり易くなる。
【００１６】このような事実の検討に基づいて、本発明
者らは、結合相のＣｏ量を比較的少なく抑えたまま、Ｗ
Ｃ結晶を単一粒度ではなく、微粒子群と粗粒子群との２
種類の混合したものとすることによって、超硬合金の強
度と靭性を同時に改善向上させることができ、しかも難
削材との化学的反応による溶着が起こらず、一般鋼や難
削材に対して優れた切削性能が得られることを見いだ
し、本発明に至ったものである。
者らは、結合相のＣｏ量を比較的少なく抑えたまま、Ｗ
Ｃ結晶を単一粒度ではなく、微粒子群と粗粒子群との２
種類の混合したものとすることによって、超硬合金の強
度と靭性を同時に改善向上させることができ、しかも難
削材との化学的反応による溶着が起こらず、一般鋼や難
削材に対して優れた切削性能が得られることを見いだ
し、本発明に至ったものである。
【００１７】即ち本発明の超硬合金においては、ＷＣ結
晶が平均粒子サイズで３：１以上異なる微粒子Ａと粗粒
子Ｂの２つの群からなり、微粒子Ａの粒度は０.１〜１.
０μｍ、及び粗粒子Ｂの粒度は３.０〜１０.０μｍの範
囲が特に好ましい。ただし、ＷＣ結晶の粒度を画一的に
上記２種類のみにすることは製造上難しいので、全ＷＣ
結晶の８０％以上、好ましくは９０％以上が微粒子Ａと
粗粒子Ｂのいずれかの群に含まれれば良い。
晶が平均粒子サイズで３：１以上異なる微粒子Ａと粗粒
子Ｂの２つの群からなり、微粒子Ａの粒度は０.１〜１.
０μｍ、及び粗粒子Ｂの粒度は３.０〜１０.０μｍの範
囲が特に好ましい。ただし、ＷＣ結晶の粒度を画一的に
上記２種類のみにすることは製造上難しいので、全ＷＣ
結晶の８０％以上、好ましくは９０％以上が微粒子Ａと
粗粒子Ｂのいずれかの群に含まれれば良い。
【００１８】上記の微粒子ＡはＷＣ結晶の単位面積当た
りの表面積が大きく、結合相であるＣｏとの濡れ性が大
きいため、高硬度で脆い被削材の切削における擦り摩耗
に有効である。一方、粗粒子ＢはＷＣ結晶が粗大でＣｏ
と接する面積が少ないので、高強度で粘い被削材の切削
における趨き取り摩耗に有効である。そこで、微粒子Ａ
と粗粒子Ｂの重量比Ａ／Ｂを０.１〜１.０とすることに
より、それぞれの優位性を失うことなく、様々な被削材
に対して従来の超硬合金より優れた強度と破壊靭性を有
し、優れた切削性能を発揮する。ただし、微粒子Ａと粗
粒子Ｂの重量比Ａ／Ｂが０.１未満では微粒子Ａが少な
すぎるため強度が不足し、逆に１.０を越えると破壊靭
性が低下する。
りの表面積が大きく、結合相であるＣｏとの濡れ性が大
きいため、高硬度で脆い被削材の切削における擦り摩耗
に有効である。一方、粗粒子ＢはＷＣ結晶が粗大でＣｏ
と接する面積が少ないので、高強度で粘い被削材の切削
における趨き取り摩耗に有効である。そこで、微粒子Ａ
と粗粒子Ｂの重量比Ａ／Ｂを０.１〜１.０とすることに
より、それぞれの優位性を失うことなく、様々な被削材
に対して従来の超硬合金より優れた強度と破壊靭性を有
し、優れた切削性能を発揮する。ただし、微粒子Ａと粗
粒子Ｂの重量比Ａ／Ｂが０.１未満では微粒子Ａが少な
すぎるため強度が不足し、逆に１.０を越えると破壊靭
性が低下する。
【００１９】この様に本発明の超硬合金は、ＷＣ結晶の
粗粒子と微粒子の最適な組み合わせにより、強度と靭性
が共に優れており、一般鋼はもちろん難削材用として最
適な工具材料となっている。又、粗粒ＷＣの間に微粒Ｗ
Ｃが入り込んで粗粒ＷＣの間の隙間を埋めるため、結合
相の平均自由工程が大きくなり、機械的性質が向上す
る。尚、本発明の超硬合金では、ＷＣ結晶の微粒子と粗
粒子の最適な組み合わせにより結合相であるＣｏを増や
さなくても靭性の向上を得ることができるが、Ｃｏ含有
量が４重量％未満ではやはり靭性の低下が著しく、１０
重量％を越えると被削材との溶着が生じ易く工具寿命が
低下するので、Ｃｏ量を４〜１０重量％の範囲とする。
粗粒子と微粒子の最適な組み合わせにより、強度と靭性
が共に優れており、一般鋼はもちろん難削材用として最
適な工具材料となっている。又、粗粒ＷＣの間に微粒Ｗ
Ｃが入り込んで粗粒ＷＣの間の隙間を埋めるため、結合
相の平均自由工程が大きくなり、機械的性質が向上す
る。尚、本発明の超硬合金では、ＷＣ結晶の微粒子と粗
粒子の最適な組み合わせにより結合相であるＣｏを増や
さなくても靭性の向上を得ることができるが、Ｃｏ含有
量が４重量％未満ではやはり靭性の低下が著しく、１０
重量％を越えると被削材との溶着が生じ易く工具寿命が
低下するので、Ｃｏ量を４〜１０重量％の範囲とする。
【００２０】本発明の超硬合金の結合相中に、Ｖ又はＣ
ｒの炭化物、窒化物又は炭窒化物からなる硬質粒子が分
散含有されると、微粒ＷＣ結晶の溶解及び析出による異
常な粒成長を防ぐ効果がある。しかし、これら硬質粒子
の含有量が合金全体の０.１重量％未満では粒成長防止
の効果がみられず、３.０重量％を越えると超硬合金の
強度に悪影響を及ぼすので、これらの硬質粒子の含有量
は合金全体の０.１〜３.０重量％の範囲とすることが好
ましい。
ｒの炭化物、窒化物又は炭窒化物からなる硬質粒子が分
散含有されると、微粒ＷＣ結晶の溶解及び析出による異
常な粒成長を防ぐ効果がある。しかし、これら硬質粒子
の含有量が合金全体の０.１重量％未満では粒成長防止
の効果がみられず、３.０重量％を越えると超硬合金の
強度に悪影響を及ぼすので、これらの硬質粒子の含有量
は合金全体の０.１〜３.０重量％の範囲とすることが好
ましい。
【００２１】又、ＴｉＣ、ＮｂＣ、ＴａＣ、(ＮｂＴａ)
Ｃ等の炭化物も、超硬合金の結合相中に含まれることに
よって、強度、高温硬度、熱伝導率、及び耐クレーター
性の向上に効果がある。しかし、本発明の超硬合金にお
いては、これら炭化物を多量に添加するとかえって超硬
合金の強度低下を招くので、これらの炭化物及びそれら
の固溶体の含有量は合計で５重量％以下とすべきであ
る。
Ｃ等の炭化物も、超硬合金の結合相中に含まれることに
よって、強度、高温硬度、熱伝導率、及び耐クレーター
性の向上に効果がある。しかし、本発明の超硬合金にお
いては、これら炭化物を多量に添加するとかえって超硬
合金の強度低下を招くので、これらの炭化物及びそれら
の固溶体の含有量は合計で５重量％以下とすべきであ
る。
【００２２】尚、本発明の超硬合金は、原料粉末である
ＷＣ粉末の粒径を、目的とするＷＣ結晶の微粒子群と粗
粒子群の粒度に応じて調整混合し、混合ＷＣ粉末をＣｏ
粉末等と共に焼結することにより製造する。焼結方法と
しては、通常の真空焼結を用いることができることは勿
論であるが、更に熱間静水圧プレス(ＨＩＰ)焼結を用い
たり、シンターＨＩＰ焼結を行えば、得られる超硬合金
の抗折力を３００ｋｇ／ｍｍ2以上にすることができ、
切削性能を更に高めることができる。
ＷＣ粉末の粒径を、目的とするＷＣ結晶の微粒子群と粗
粒子群の粒度に応じて調整混合し、混合ＷＣ粉末をＣｏ
粉末等と共に焼結することにより製造する。焼結方法と
しては、通常の真空焼結を用いることができることは勿
論であるが、更に熱間静水圧プレス(ＨＩＰ)焼結を用い
たり、シンターＨＩＰ焼結を行えば、得られる超硬合金
の抗折力を３００ｋｇ／ｍｍ2以上にすることができ、
切削性能を更に高めることができる。
【００２３】更に、本発明の超硬合金は、先に説明した
特性に加えて、耐熱衝撃性に優れていること及び被覆層
を形成しても強度の低下が小さいという特性を備えてい
る。従って、本発明の超硬合金を母材として、その表面
に各種の被覆層を設けることによって、有用な被覆超硬
合金工具を提供することが可能である。
特性に加えて、耐熱衝撃性に優れていること及び被覆層
を形成しても強度の低下が小さいという特性を備えてい
る。従って、本発明の超硬合金を母材として、その表面
に各種の被覆層を設けることによって、有用な被覆超硬
合金工具を提供することが可能である。
【００２４】即ち、耐熱衝撃性は下記数１の数式
【数１】ΔＴ＝Ｋ×σｋ／αＥ （ΔＴ：耐熱衝撃性、 σ：抗折力、 α：熱膨張係数、
ｋ：熱伝導率、 Ｅ：ヤング率、 Ｋ：定数）によって
表される。
ｋ：熱伝導率、 Ｅ：ヤング率、 Ｋ：定数）によって
表される。
【００２５】ところで、本発明の超硬合金は、微粒ＷＣ
により欠陥寸法が低下するので抗折力σが大きくなり、
熱を伝える結合相の平均自由工程が大きいため熱伝導率
ｋが大きいうえ、ヤング率Ｅ及び熱膨張係数αは通常の
超硬合金と変わらないから、数１から耐熱衝撃性が優れ
ていることが説明できる。更に、粗粒ＷＣの存在により
破壊靭性が大きくなっているので、一旦導入された亀裂
も進展が遅くなり、破壊の進行を遅らせる効果があるた
め、熱的な衝撃を受けやすい湿式切削やフライス切削に
おいて特に効果が大きい。
により欠陥寸法が低下するので抗折力σが大きくなり、
熱を伝える結合相の平均自由工程が大きいため熱伝導率
ｋが大きいうえ、ヤング率Ｅ及び熱膨張係数αは通常の
超硬合金と変わらないから、数１から耐熱衝撃性が優れ
ていることが説明できる。更に、粗粒ＷＣの存在により
破壊靭性が大きくなっているので、一旦導入された亀裂
も進展が遅くなり、破壊の進行を遅らせる効果があるた
め、熱的な衝撃を受けやすい湿式切削やフライス切削に
おいて特に効果が大きい。
【００２６】又、一般に超硬合金に被覆層をコーティン
グすると抗折力が低下することが知られている。その原
因は、コーティング後の冷却時に母材と被覆層との熱膨
張係数差により導入される亀裂が、グリフィスの亀裂と
同様に応力集中源の役目を果すためとされている（鈴木
寿著、「超硬合金と焼結硬質材料」、丸善発行、第２１
３頁参照）。このとき、応力集中源となる亀裂深さは、
被覆層の厚さ＋母材に侵入した亀裂深さと考えることが
できる。
グすると抗折力が低下することが知られている。その原
因は、コーティング後の冷却時に母材と被覆層との熱膨
張係数差により導入される亀裂が、グリフィスの亀裂と
同様に応力集中源の役目を果すためとされている（鈴木
寿著、「超硬合金と焼結硬質材料」、丸善発行、第２１
３頁参照）。このとき、応力集中源となる亀裂深さは、
被覆層の厚さ＋母材に侵入した亀裂深さと考えることが
できる。
【００２７】よって、被覆超硬合金の抗折力は下記数２
の数式
の数式
【数２】σm -1＝σo -1＋Ｋ（ｄc＋ｄw）1/2 （σm：被覆超硬合金の抗折力、 σo：超硬合金母材の
抗折力、 ｄc：被覆層の厚さ、 ｄw：超硬合金母材に侵
入した亀裂深さ、 Ｋ：定数）で表すことができる。
抗折力、 ｄc：被覆層の厚さ、 ｄw：超硬合金母材に侵
入した亀裂深さ、 Ｋ：定数）で表すことができる。
【００２８】そして、本発明の超硬合金においては、微
粒ＷＣを有するため超硬合金の抗折力σoは大きく、粗
粒ＷＣにより破壊靭性が大きくなるため亀裂が母材深く
まで達し難いので、超硬合金母材に侵入した亀裂深さｄ
wは小さくなる。従って、本発明の超硬合金を母材とす
る被覆超硬合金は、従来のものと比較して被覆層コーテ
ィング後の抗折力の低下が少ない。更に、被覆切削工具
の強度を向上させるため、被覆後に機械的衝撃を加えて
超硬合金母材に圧縮残留応力を与えることを試みたとこ
ろ、本発明の被覆超硬合金では従来のものと比較して機
械的衝撃付加後の靭性の向上効果が大きいことも判明し
た。
粒ＷＣを有するため超硬合金の抗折力σoは大きく、粗
粒ＷＣにより破壊靭性が大きくなるため亀裂が母材深く
まで達し難いので、超硬合金母材に侵入した亀裂深さｄ
wは小さくなる。従って、本発明の超硬合金を母材とす
る被覆超硬合金は、従来のものと比較して被覆層コーテ
ィング後の抗折力の低下が少ない。更に、被覆切削工具
の強度を向上させるため、被覆後に機械的衝撃を加えて
超硬合金母材に圧縮残留応力を与えることを試みたとこ
ろ、本発明の被覆超硬合金では従来のものと比較して機
械的衝撃付加後の靭性の向上効果が大きいことも判明し
た。
【００２９】この様に、本発明の超硬合金は強度と靭性
に優れ且つそのバランスが良いうえに、耐熱衝撃性に優
れ且つ被覆層を形成しても強度の低下が小さいという特
性を備えているため、本発明の超硬合金を母材として表
面に被覆層を設けた被覆超硬合金は、切削工具として優
れた特性を有するものとなる。以下、難削材切削用と一
般鋼切削用の被覆超硬合金について、特に優れた特性を
有するものを具体的に説明する。
に優れ且つそのバランスが良いうえに、耐熱衝撃性に優
れ且つ被覆層を形成しても強度の低下が小さいという特
性を備えているため、本発明の超硬合金を母材として表
面に被覆層を設けた被覆超硬合金は、切削工具として優
れた特性を有するものとなる。以下、難削材切削用と一
般鋼切削用の被覆超硬合金について、特に優れた特性を
有するものを具体的に説明する。
【００３０】まず、本発明の超硬合金を母材とし、更に
その表面にＴｉの炭化物、窒化物又は炭窒化物か、Ｔｉ
とＡｌの合金の炭化物、窒化物又は炭窒化物の単層又は
複層からなる被覆層を形成した被覆超硬合金は、難削材
の切削用として特に有効である。中でも被覆層を物理的
蒸着法により設けた被覆超硬合金は、被覆層に圧縮残留
応力を有するため亀裂が入り難く、被覆後も母材となる
超硬合金の優れた強度と靭性を保持することができる。
従って、この被覆超硬合金は、難削材の切削においても
チッピングが発生し難く、被覆層による耐溶着性の向上
と相俟って、難削材切削における大幅な工具寿命の延長
を図ることができる。
その表面にＴｉの炭化物、窒化物又は炭窒化物か、Ｔｉ
とＡｌの合金の炭化物、窒化物又は炭窒化物の単層又は
複層からなる被覆層を形成した被覆超硬合金は、難削材
の切削用として特に有効である。中でも被覆層を物理的
蒸着法により設けた被覆超硬合金は、被覆層に圧縮残留
応力を有するため亀裂が入り難く、被覆後も母材となる
超硬合金の優れた強度と靭性を保持することができる。
従って、この被覆超硬合金は、難削材の切削においても
チッピングが発生し難く、被覆層による耐溶着性の向上
と相俟って、難削材切削における大幅な工具寿命の延長
を図ることができる。
【００３１】難削材切削用の被覆超硬合金における上記
被覆層は、通常の物理的蒸着法（ＰＶＤ法）や化学的蒸
着法（ＣＶＤ法）を用いて形成する。尚、被覆層全体の
膜厚は、０.２μｍ未満では被覆による効果が得られ
ず、１０μｍを越えると強度が低下しやすくなるため、
０.２〜１０μｍの範囲とすることが好ましい。
被覆層は、通常の物理的蒸着法（ＰＶＤ法）や化学的蒸
着法（ＣＶＤ法）を用いて形成する。尚、被覆層全体の
膜厚は、０.２μｍ未満では被覆による効果が得られ
ず、１０μｍを越えると強度が低下しやすくなるため、
０.２〜１０μｍの範囲とすることが好ましい。
【００３２】又、上記本発明の超硬合金を母材とし、そ
の表面にＴｉ、Ｚｒ又はＨｆの炭化物、窒化物、炭窒化
物、炭酸化物又はホウ窒化物の単層又は複層と、Ｔｉ、
Ｚｒ又はＨｆの酸化物若しくはＡｌ2Ｏ3の単層又は複層
とからなり、全体の膜厚が５〜１００μｍの被覆層を備
える被覆超硬合金は、一般鋼の切削用として特に優れた
性能を有している。
の表面にＴｉ、Ｚｒ又はＨｆの炭化物、窒化物、炭窒化
物、炭酸化物又はホウ窒化物の単層又は複層と、Ｔｉ、
Ｚｒ又はＨｆの酸化物若しくはＡｌ2Ｏ3の単層又は複層
とからなり、全体の膜厚が５〜１００μｍの被覆層を備
える被覆超硬合金は、一般鋼の切削用として特に優れた
性能を有している。
【００３３】この一般鋼切削用の被覆超硬合金における
上記被覆層も、通常の物理的蒸着法（ＰＶＤ法）や化学
的蒸着法（ＣＶＤ法）を用いて形成し、被覆層全体の膜
厚が５μｍ未満では耐摩耗性の向上が小さく、１００μ
ｍを越えると耐欠損性が低下するため、全体の膜厚を５
〜１００μｍの範囲とすることが好ましい。尚、前記し
たごとくＴｉ、Ｔａ、Ｎｂの炭化物を合計で５重量％以
下添加することは、強度、高温硬度、熱伝導率を更に向
上させるため好ましい。
上記被覆層も、通常の物理的蒸着法（ＰＶＤ法）や化学
的蒸着法（ＣＶＤ法）を用いて形成し、被覆層全体の膜
厚が５μｍ未満では耐摩耗性の向上が小さく、１００μ
ｍを越えると耐欠損性が低下するため、全体の膜厚を５
〜１００μｍの範囲とすることが好ましい。尚、前記し
たごとくＴｉ、Ｔａ、Ｎｂの炭化物を合計で５重量％以
下添加することは、強度、高温硬度、熱伝導率を更に向
上させるため好ましい。
【００３４】
【実施例】実施例１ 市販の平均粒径０.５μｍの微粒ＷＣ粉末と平均粒径５
μｍの粗粒ＷＣ粉末、Ｃｏ粉末及びＣｒ3Ｃ2粉末を準備
し、これらの原料粉末をボールミルで２４時間湿式混合
し、乾燥した後、１.５ｋｇ／ｃｍ2の圧力でプレス成形
した。次いで、圧粉体を真空中にて１４５０℃で焼結
し、その後更に１０００ｋｇ／ｃｍ2の圧力でＨＩＰ処
理した。
μｍの粗粒ＷＣ粉末、Ｃｏ粉末及びＣｒ3Ｃ2粉末を準備
し、これらの原料粉末をボールミルで２４時間湿式混合
し、乾燥した後、１.５ｋｇ／ｃｍ2の圧力でプレス成形
した。次いで、圧粉体を真空中にて１４５０℃で焼結
し、その後更に１０００ｋｇ／ｃｍ2の圧力でＨＩＰ処
理した。
【００３５】使用するＷＣ粉末の粗粒と微粒の割合を調
整し、上記の方法に従って、硬質相であるＷＣ結晶の粒
度分布が異なる超硬合金を作製した。表１に、ＷＣ結晶
の粒度０.１〜１.０μｍの微粒子Ａ、粒度３.０〜１０
μｍの粗粒子Ｂ、Ｃｏ及びＣｒ3Ｃ2の合金全体に対する
割合、並びにＷＣの微粒子Ａと粗粒子Ｂの重量Ａ／Ｂを
示した。尚、超硬合金中のＷＣ結晶の粒度分布は、合金
の鏡面研磨組織の光学顕微鏡観察及び走査型電子顕微鏡
観察により測定した。
整し、上記の方法に従って、硬質相であるＷＣ結晶の粒
度分布が異なる超硬合金を作製した。表１に、ＷＣ結晶
の粒度０.１〜１.０μｍの微粒子Ａ、粒度３.０〜１０
μｍの粗粒子Ｂ、Ｃｏ及びＣｒ3Ｃ2の合金全体に対する
割合、並びにＷＣの微粒子Ａと粗粒子Ｂの重量Ａ／Ｂを
示した。尚、超硬合金中のＷＣ結晶の粒度分布は、合金
の鏡面研磨組織の光学顕微鏡観察及び走査型電子顕微鏡
観察により測定した。
【００３６】
【表１】 微粒ＷＣ 粗粒ＷＣ ＷＣ重量比 Ｃｏ量 Ｃｒ3Ｃ2量試料 Ａ(wt％) Ｂ(wt％) Ａ／Ｂ (wt％) (wt％) 1＊ 4 85 0.05 6 0.5 2 9 84 0.11 6 0.5 3 16 71 0.23 6 0.5 4 32 57 0.56 6 0.5 5 40 44 0.91 6 0.5 6＊ 50 43 1.16 6 0.5 7＊ 63 30 2.1 6 0.5 8＊ 75 0 − 6 0.5 （注）表中の＊を付した試料は比較例である（以下同じ）。
【００３７】得られた各超硬合金試料の抗折力を２０ｍ
ｍスパンの試験片により３点曲げ試験法に従って測定
し、破壊靭性を荷重５０ｋｇのインデンテーション法に
より測定した結果を、それぞれ下記表２に示した。又、
各超硬合金試料でＩＳＯ型番ＳＰＧＮ１２０３０８形状
の切削工具を作製し、インコネル７１８からなる丸棒に
長さ方向に４本の溝を等間隔に設けた４溝材を被削材と
して、下記切削条件下において切削試験を行った。
ｍスパンの試験片により３点曲げ試験法に従って測定
し、破壊靭性を荷重５０ｋｇのインデンテーション法に
より測定した結果を、それぞれ下記表２に示した。又、
各超硬合金試料でＩＳＯ型番ＳＰＧＮ１２０３０８形状
の切削工具を作製し、インコネル７１８からなる丸棒に
長さ方向に４本の溝を等間隔に設けた４溝材を被削材と
して、下記切削条件下において切削試験を行った。
【００３８】切削速度 Ｖ： ３０ｍ／ｍｉｎ 送 り 量 ｆ： ０.２ｍｍ／ｒｅｖ 切り込み ｄ： ０.５ｍｍ 湿式切削 この切削試験において、逃げ面平均摩耗量が０.２ｍｍ
に達するまでの時間を切削可能時間とし、その結果を表
２に併せて示した。
に達するまでの時間を切削可能時間とし、その結果を表
２に併せて示した。
【００３９】
【表２】
【００４０】上記表２の結果から、ＷＣ結晶の微粒子Ａ
と粗粒子Ｂの重量比Ａ／Ｂが本発明の範囲内にある試料
は、強度と靭性が共にバランス良く高められ、切削性能
に優れ工具としての寿命が長いことが判る。
と粗粒子Ｂの重量比Ａ／Ｂが本発明の範囲内にある試料
は、強度と靭性が共にバランス良く高められ、切削性能
に優れ工具としての寿命が長いことが判る。
【００４１】実施例２ 実施例１と同じ微粒ＷＣ粉末と粗粒ＷＣ粉末、Ｃｏ粉
末、及びＶＣ粉末を準備し、各粉末の割合を変えた以外
は実施例１と同様にして、表３に示す組成並びにＷＣ結
晶の粒度分布を有する超硬合金を作製した。但し、表３
中の組成は、ＷＣ結晶の粒度０.１〜１.０μｍの微粒子
Ａ、粒度３.０〜１０μｍの粗粒子Ｂ、Ｃｏ及びＶＣの
合金全体に対する割合であり、ＷＣ結晶の微粒と粗粒の
重量比Ａ／Ｂは一定とした。
末、及びＶＣ粉末を準備し、各粉末の割合を変えた以外
は実施例１と同様にして、表３に示す組成並びにＷＣ結
晶の粒度分布を有する超硬合金を作製した。但し、表３
中の組成は、ＷＣ結晶の粒度０.１〜１.０μｍの微粒子
Ａ、粒度３.０〜１０μｍの粗粒子Ｂ、Ｃｏ及びＶＣの
合金全体に対する割合であり、ＷＣ結晶の微粒と粗粒の
重量比Ａ／Ｂは一定とした。
【００４２】
【表３】 微粒ＷＣ 粗粒ＷＣ ＷＣ重量比 Ｃｏ量 ＶＣ量試料 Ａ(wt％) Ｂ(wt％) Ａ／Ｂ (wt％) (wt％) 9＊ 23 69 0.33 3 0.3 10 19 57 0.33 5 0.3 11 23 69 0.33 7 0.3 12 19 57 0.33 9 0.3 13＊ 21 63 0.33 11 0.3 14＊ 21 64 0.33 13 0.3
【００４３】得られた各超硬合金試料の抗折力と破壊靭
性を実施例１と同様の方法により測定し、その結果を下
記表４に示した。又、各超硬合金試料でＩＳＯ型番ＳＰ
ＧＮ１２０３０８形状の切削工具を作製し、ＤＰＧ４２
００Ｒなる８枚刃のカッターを用いて、Ｔｉ合金(Ｔｉ
−６重量％Ａｌ−４重量％Ｖ)を被削材として、下記切
削条件下において切削試験を行った。
性を実施例１と同様の方法により測定し、その結果を下
記表４に示した。又、各超硬合金試料でＩＳＯ型番ＳＰ
ＧＮ１２０３０８形状の切削工具を作製し、ＤＰＧ４２
００Ｒなる８枚刃のカッターを用いて、Ｔｉ合金(Ｔｉ
−６重量％Ａｌ−４重量％Ｖ)を被削材として、下記切
削条件下において切削試験を行った。
【００４４】切削速度 Ｖ： ６０ｍ／ｍｉｎ 送 り 量 ｆ： ０.２ｍｍ／刃 切り込み ｄ： ２ｍｍ 湿式切削 この切削試験において、逃げ面平均摩耗量が０.２ｍｍ
に達するまでの時間を切削可能時間とし、その結果を抗
折力及び破壊靭性と併せて表４に示した。
に達するまでの時間を切削可能時間とし、その結果を抗
折力及び破壊靭性と併せて表４に示した。
【００４５】
【表４】
【００４６】上記表４の結果から、Ｃｏ量が増加するに
従って破壊靭性及び抗折力が共に向上するものの、Ｃｏ
量が１０重量％を越えると被削材であるＴｉ合金との溶
着が起こりやすくなり、チッピングの発生が激しくなっ
て、工具寿命が急激に短くなることが判る。
従って破壊靭性及び抗折力が共に向上するものの、Ｃｏ
量が１０重量％を越えると被削材であるＴｉ合金との溶
着が起こりやすくなり、チッピングの発生が激しくなっ
て、工具寿命が急激に短くなることが判る。
【００４７】実施例３ 実施例２で作製した超硬合金試料９（比較例）及び試料
１０（本発明例）を母材とし、その表面に通常のＰＶＤ
法又はＣＶＤ法により、下記表５に示すＴｉ又はＴｉと
Ａｌの合金の窒化物等からなる被覆層を形成した。得ら
れた各被覆超硬合金試料で実施例１と同じ形状の切削工
具を作製し、インコネル７１８からなる丸棒に長さ方向
に４本の溝を等間隔に設けた４溝材を被削材として、実
施例１と同じ切削条件下に湿式にて切削試験を行い、得
られた結果を表５に示した。
１０（本発明例）を母材とし、その表面に通常のＰＶＤ
法又はＣＶＤ法により、下記表５に示すＴｉ又はＴｉと
Ａｌの合金の窒化物等からなる被覆層を形成した。得ら
れた各被覆超硬合金試料で実施例１と同じ形状の切削工
具を作製し、インコネル７１８からなる丸棒に長さ方向
に４本の溝を等間隔に設けた４溝材を被削材として、実
施例１と同じ切削条件下に湿式にて切削試験を行い、得
られた結果を表５に示した。
【００４８】
【表５】 第１層 第２層 第３層 切削可能試料 母材 被覆方法 (μｍ) (μｍ) (μｍ) 時間(min) 9 ＊ 9 なし − − − 1 9A＊ 9 ＰＶＤ TiN(0.5) TiCN(2) TiN(0.5) 1.2 9B＊ 9 ＰＶＤ TiN(0.5) TiAlN(2) TiN(0.5) 1.3 9C＊ 9 ＣＶＤ TiN(0.5) TiCN(2) TiN(0.5) 0.8 11 11 なし − − − 6 11A 11 ＰＶＤ TiN(0.5) TiCN(2) TiN(0.5) 11 11B 11 ＰＶＤ TiN(0.5) TiAlN(2) TiN(0.5) 15 11C 11 ＣＶＤ TiN(0.5) TiCN(2) TiN(0.5) 7
【００４９】上記表５から判るように、Ｔｉ又はＴｉと
Ａｌの合金の窒化物等からなる被覆層を設けた被覆超硬
合金試料は被覆層のない試料に比べ工具寿命が延長し、
特に本発明の超硬合金を母材とする試料、とりわけＰＶ
Ｄ法により被覆層を形成した試料１１Ａ及び１１Ｂにお
いて工具寿命の延長が顕著である。
Ａｌの合金の窒化物等からなる被覆層を設けた被覆超硬
合金試料は被覆層のない試料に比べ工具寿命が延長し、
特に本発明の超硬合金を母材とする試料、とりわけＰＶ
Ｄ法により被覆層を形成した試料１１Ａ及び１１Ｂにお
いて工具寿命の延長が顕著である。
【００５０】実施例４ 前記実施例１で作製した超硬合金試料１（比較例）及び
試料３（本発明例）を母材とし、各超硬合金試料の表面
にＣＶＤ法により下記表６に示す被覆層をそれぞれ形成
した。
試料３（本発明例）を母材とし、各超硬合金試料の表面
にＣＶＤ法により下記表６に示す被覆層をそれぞれ形成
した。
【００５１】
【表６】 第１層 第２層 第３層 第４層 第５層 被覆層 (μｍ) (μｍ) (μｍ) (μｍ) (μｍ) Ａ TiC(5) TiBN(0.5) Al2O3(5) TiN(0.5) − Ｂ＊ TiCN(5) TiC(5) TiN(5) − − Ｃ TiCN(10) Al2O3(20) ZrO2(5) − − Ｄ TiCN(20) TiCO(2) Al2O3(40) HfO2(10) TiN(1) Ｅ＊ TiC(50) Al2O3(60) − − − Ｆ TiN(1) ZrN(2) TiCN(10) HfC(20) Al2O3(20) Ｇ TiN(5) ZrN(5) TiCN(5) HfCN(5) HfO2(5)
【００５２】又、新たに母材として、全体に対してＷＣ
結晶の微粒子Ａが２５重量％及び素粒子Ｂが６６重量％
（重量比Ａ／Ｂ＝０.３８）で、１.５重量％のＴａＮｂ
Ｃ、１.５重量％のＴｉＣ及び６重量％のＣｏを含有す
る超硬合金試料１５（本発明例）と、粒度２〜６μｍの
粗粒ＷＣを８７重量％と３重量％のＴａＣ、２重量％の
ＮｂＣ、２重量％のＴｉＣ及び６重量％のＣｏを含有す
る超硬合金試料１６（比較例）とを作製し、それらの表
面にも同様に表６に示す被覆層を形成した。
結晶の微粒子Ａが２５重量％及び素粒子Ｂが６６重量％
（重量比Ａ／Ｂ＝０.３８）で、１.５重量％のＴａＮｂ
Ｃ、１.５重量％のＴｉＣ及び６重量％のＣｏを含有す
る超硬合金試料１５（本発明例）と、粒度２〜６μｍの
粗粒ＷＣを８７重量％と３重量％のＴａＣ、２重量％の
ＮｂＣ、２重量％のＴｉＣ及び６重量％のＣｏを含有す
る超硬合金試料１６（比較例）とを作製し、それらの表
面にも同様に表６に示す被覆層を形成した。
【００５３】次に、得られた各被覆超硬合金試料からな
る型番ＳＮＭＧ４３３ＥＭＵ形状の切削工具を用いて、
ＳＣＭ４１５（ＨB１８０）を被削材として下記の２種
の切削条件にて切削試験を行った。各切削試験におい
て、逃げ面平均摩耗量が０.２ｍｍに達するまでの時間
を切削可能時間とし、その結果を下記表７に示した。
る型番ＳＮＭＧ４３３ＥＭＵ形状の切削工具を用いて、
ＳＣＭ４１５（ＨB１８０）を被削材として下記の２種
の切削条件にて切削試験を行った。各切削試験におい
て、逃げ面平均摩耗量が０.２ｍｍに達するまでの時間
を切削可能時間とし、その結果を下記表７に示した。
【００５４】試験１（３秒の繰り返し旋削） 切削速度 Ｖ： ５００ｍ／ｍｉｎ 送 り 量 ｆ： ０.５ｍｍ／ｒｅｖ 切り込み ｄ： １.５ｍｍ 湿式切削試験２（４Ｖ溝材の断続旋削） 切削速度 Ｖ： ２５０ｍ／ｍｉｎ 送 り 量 ｆ： ０.４ｍｍ／ｒｅｖ 切り込み ｄ： １.５ｍｍ 湿式切削
【００５５】
【表７】
【００５６】上記表７の結果から、微粒ＷＣと粗粒ＷＣ
を有する超硬合金母材の表面に酸化物を含む被覆層を形
成した本発明の被覆超硬合金試料からなる切削工具は、
一般鋼を切削した場合の耐摩耗性及び耐欠損性が共に優
れ、切削性能が向上していることが判る。又、Ｔｉ、Ｔ
ａ及びＮｂの炭化物及びそれらの固溶体を含有する超硬
合金を母材とする場合においても、これら炭化物の含有
量が５重量％以下の本発明の被覆超硬合金試料１５Ａ
は、炭化物含有量が多い従来の被覆超硬合金試料１６Ａ
に比べ切削性能が著しく向上していることが判る。
を有する超硬合金母材の表面に酸化物を含む被覆層を形
成した本発明の被覆超硬合金試料からなる切削工具は、
一般鋼を切削した場合の耐摩耗性及び耐欠損性が共に優
れ、切削性能が向上していることが判る。又、Ｔｉ、Ｔ
ａ及びＮｂの炭化物及びそれらの固溶体を含有する超硬
合金を母材とする場合においても、これら炭化物の含有
量が５重量％以下の本発明の被覆超硬合金試料１５Ａ
は、炭化物含有量が多い従来の被覆超硬合金試料１６Ａ
に比べ切削性能が著しく向上していることが判る。
【００５７】
【発明の効果】本発明によれば、強度と靭性がバランス
良く向上しており、一般鋼及びインコネルやＴｉ合金等
の難削材に対して溶着が少なく優れた切削性能を有し、
従来に比べて工具寿命を大幅に延長し得る、切削工具用
のＷＣ−Ｃｏ系の超硬合金及びその表面に被覆層を設け
た被覆超硬合金を提供することができる。
良く向上しており、一般鋼及びインコネルやＴｉ合金等
の難削材に対して溶着が少なく優れた切削性能を有し、
従来に比べて工具寿命を大幅に延長し得る、切削工具用
のＷＣ−Ｃｏ系の超硬合金及びその表面に被覆層を設け
た被覆超硬合金を提供することができる。
フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２３Ｃ 16/34 7325−4Ｋ (72)発明者 野村 俊雄 兵庫県伊丹市昆陽北一丁目１番１号 住友 電気工業株式会社伊丹製作所内
Claims (5)
- 【請求項１】 結合相として４〜１０重量％のＣｏを含
むＷＣ基超硬合金であって、ＷＣ結晶の８０％以上が粒
度０.１〜１.０μｍの微粒子Ａと粒度３.０〜１０.０μ
ｍの粗粒子Ｂとからなり、粗粒子Ｂに対する微粒子Ａの
重量比Ａ／Ｂが０.１〜１.０であることを特徴とする切
削工具用超硬合金。 - 【請求項２】 結合相中にＶ又はＣｒの炭化物、窒化物
又は炭窒化物が合金全体の０.１〜３.０重量％の割合で
分散していることを特徴とする、請求項１に記載の切削
工具用超硬合金。 - 【請求項３】 結合相中にＴｉ、Ｎｂ又はＴａの炭化物
及びそれらの固溶体が合金全体の５重量％以下の割合で
分散していることを特徴とする、請求項１又は２に記載
の切削工具用超硬合金。 - 【請求項４】 請求項１、２又は３のいずれかに記載の
超硬合金を母材とし、その表面にＴｉの炭化物、窒化物
又は炭窒化物か、又はＴｉとＡｌの合金の炭化物、窒化
物又は炭窒化物からなる単層又は複層であって、全体の
膜厚が０.２〜１０μｍの被覆層を備えることを特徴と
する切削工具用被覆超硬合金。 - 【請求項５】 請求項１、２又は３のいずれかに記載の
超硬合金を母材とし、その表面にＴｉ、Ｚｒ又はＨｆの
炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物又はホウ窒化物の
単層又は複層と、Ｔｉ、Ｚｒ又はＨｆの酸化物若しくは
Ａｌ2Ｏ3の単層又は複層とからなり、全体の膜厚が５〜
１００μｍの被覆層を備えることを特徴とする切削工具
用被覆超硬合金。
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5222817A JPH06220571A (ja) | 1992-08-31 | 1993-08-16 | 切削工具用の超硬合金及び被覆超硬合金 |
| KR1019940704064A KR0170453B1 (ko) | 1993-08-16 | 1994-04-08 | 절삭공구용초경합금 및 피복초경합금 |
| EP94912079A EP0665308B1 (en) | 1993-08-16 | 1994-04-08 | Cemented carbide alloy for cutting tool and coated cemented carbide alloy |
| DE69422487T DE69422487T2 (de) | 1993-08-16 | 1994-04-08 | Gesinterte karbidlegierungen für schneidwerkzeuge und beschichtete gesinterte karbidlegierung |
| US08/397,289 US5624766A (en) | 1993-08-16 | 1994-04-08 | Cemented carbide and coated cemented carbide for cutting tool |
| PCT/JP1994/000596 WO1995005497A1 (fr) | 1993-08-16 | 1994-04-08 | Alliage de carbure cemente pour outil de coupe et alliage de carbure cemente pourvu d'une couche de revetement |
| TW083103175A TW493009B (en) | 1993-08-16 | 1994-04-11 | Sintered hard alloy and coated sintered hard alloy for cutting tool |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25558292 | 1992-08-31 | ||
| JP4-255582 | 1992-08-31 | ||
| JP5222817A JPH06220571A (ja) | 1992-08-31 | 1993-08-16 | 切削工具用の超硬合金及び被覆超硬合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06220571A true JPH06220571A (ja) | 1994-08-09 |
Family
ID=26525097
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5222817A Pending JPH06220571A (ja) | 1992-08-31 | 1993-08-16 | 切削工具用の超硬合金及び被覆超硬合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06220571A (ja) |
Cited By (20)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1996022399A1 (en) * | 1995-01-20 | 1996-07-25 | The Dow Chemical Company | Cemented ceramic tool made from ultrafine solid solution powders, method of making same, and the material thereof |
| JPH10298699A (ja) * | 1997-04-25 | 1998-11-10 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 超硬合金 |
| JPH10298698A (ja) * | 1997-04-25 | 1998-11-10 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 超硬合金 |
| JP2003508637A (ja) * | 1999-09-06 | 2003-03-04 | サンドビック アクティエボラーグ | 被覆された超硬合金インサート |
| JP2005246598A (ja) * | 2004-02-05 | 2005-09-15 | Mitsubishi Materials Corp | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を有する表面被覆サーメット製切削工具 |
| JP2006026883A (ja) * | 2004-06-18 | 2006-02-02 | Mitsubishi Materials Corp | 高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 |
| JP2006026882A (ja) * | 2004-06-18 | 2006-02-02 | Mitsubishi Materials Kobe Tools Corp | 耐熱合金の高速切削で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 |
| JP2006026881A (ja) * | 2004-06-18 | 2006-02-02 | Mitsubishi Materials Kobe Tools Corp | 耐熱合金の高速切削で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 |
| JP2006150555A (ja) * | 2004-12-01 | 2006-06-15 | Mitsubishi Materials Corp | 耐熱合金の高速切削で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 |
| JP2006150554A (ja) * | 2004-12-01 | 2006-06-15 | Mitsubishi Materials Corp | 耐熱合金の高速切削で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 |
| JP2006159340A (ja) * | 2004-12-07 | 2006-06-22 | Mitsubishi Materials Kobe Tools Corp | 高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 |
| JP2007030096A (ja) * | 2005-07-27 | 2007-02-08 | Tungaloy Corp | ｃＢＮ工具 |
| US7811683B2 (en) | 2006-09-27 | 2010-10-12 | Kyocera Corporation | Cutting tool |
| JP2013032559A (ja) * | 2011-08-01 | 2013-02-14 | Mts:Kk | 高強度超硬合金及び被覆超硬合金 |
| KR101302374B1 (ko) * | 2010-11-22 | 2013-09-06 | 한국야금 주식회사 | 내마모성과 내치핑성이 우수한 초경합금 |
| JP2017039954A (ja) * | 2015-08-17 | 2017-02-23 | オーエスジー株式会社 | 超硬合金 |
| JPWO2020196590A1 (ja) * | 2019-03-25 | 2020-10-01 | ||
| JP2021501258A (ja) * | 2017-10-31 | 2021-01-14 | エリコン メテコ（ユーエス）インコーポレイテッド | 耐摩耗性の層 |
| US20210129230A1 (en) * | 2018-04-12 | 2021-05-06 | Mcmaster University | Ultra soft cutting tool coatings and coating method |
| US11458545B2 (en) | 2017-03-30 | 2022-10-04 | Kyocera Corporation | Cutting insert and cutting tool |
-
1993
- 1993-08-16 JP JP5222817A patent/JPH06220571A/ja active Pending
Cited By (26)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1996022399A1 (en) * | 1995-01-20 | 1996-07-25 | The Dow Chemical Company | Cemented ceramic tool made from ultrafine solid solution powders, method of making same, and the material thereof |
| JPH10298699A (ja) * | 1997-04-25 | 1998-11-10 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 超硬合金 |
| JPH10298698A (ja) * | 1997-04-25 | 1998-11-10 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 超硬合金 |
| JP2003508637A (ja) * | 1999-09-06 | 2003-03-04 | サンドビック アクティエボラーグ | 被覆された超硬合金インサート |
| JP2005246598A (ja) * | 2004-02-05 | 2005-09-15 | Mitsubishi Materials Corp | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を有する表面被覆サーメット製切削工具 |
| JP2006026883A (ja) * | 2004-06-18 | 2006-02-02 | Mitsubishi Materials Corp | 高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 |
| JP2006026882A (ja) * | 2004-06-18 | 2006-02-02 | Mitsubishi Materials Kobe Tools Corp | 耐熱合金の高速切削で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 |
| JP2006026881A (ja) * | 2004-06-18 | 2006-02-02 | Mitsubishi Materials Kobe Tools Corp | 耐熱合金の高速切削で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 |
| JP4621973B2 (ja) * | 2004-06-18 | 2011-02-02 | 三菱マテリアル株式会社 | 耐熱合金の高速切削で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 |
| JP4697389B2 (ja) * | 2004-06-18 | 2011-06-08 | 三菱マテリアル株式会社 | 高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 |
| JP2006150555A (ja) * | 2004-12-01 | 2006-06-15 | Mitsubishi Materials Corp | 耐熱合金の高速切削で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 |
| JP2006150554A (ja) * | 2004-12-01 | 2006-06-15 | Mitsubishi Materials Corp | 耐熱合金の高速切削で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 |
| JP4697390B2 (ja) * | 2004-12-01 | 2011-06-08 | 三菱マテリアル株式会社 | 耐熱合金の高速切削で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 |
| JP4697391B2 (ja) * | 2004-12-01 | 2011-06-08 | 三菱マテリアル株式会社 | 耐熱合金の高速切削で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 |
| JP2006159340A (ja) * | 2004-12-07 | 2006-06-22 | Mitsubishi Materials Kobe Tools Corp | 高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 |
| JP4621975B2 (ja) * | 2004-12-07 | 2011-02-02 | 三菱マテリアル株式会社 | 高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 |
| JP2007030096A (ja) * | 2005-07-27 | 2007-02-08 | Tungaloy Corp | ｃＢＮ工具 |
| US7811683B2 (en) | 2006-09-27 | 2010-10-12 | Kyocera Corporation | Cutting tool |
| KR101302374B1 (ko) * | 2010-11-22 | 2013-09-06 | 한국야금 주식회사 | 내마모성과 내치핑성이 우수한 초경합금 |
| JP2013032559A (ja) * | 2011-08-01 | 2013-02-14 | Mts:Kk | 高強度超硬合金及び被覆超硬合金 |
| JP2017039954A (ja) * | 2015-08-17 | 2017-02-23 | オーエスジー株式会社 | 超硬合金 |
| US11458545B2 (en) | 2017-03-30 | 2022-10-04 | Kyocera Corporation | Cutting insert and cutting tool |
| JP2021501258A (ja) * | 2017-10-31 | 2021-01-14 | エリコン メテコ（ユーエス）インコーポレイテッド | 耐摩耗性の層 |
| US11819913B2 (en) | 2017-10-31 | 2023-11-21 | Oerlikon Metco (Us) Inc. | Wear resistant layer |
| US20210129230A1 (en) * | 2018-04-12 | 2021-05-06 | Mcmaster University | Ultra soft cutting tool coatings and coating method |
| JPWO2020196590A1 (ja) * | 2019-03-25 | 2020-10-01 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP1710326B1 (en) | Surface-coated cutting tool | |
| KR0170453B1 (ko) | 절삭공구용초경합금 및 피복초경합금 | |
| EP2643498B1 (en) | Coated cutting tool insert for metal machining that generates high temperatures | |
| JPH06220571A (ja) | 切削工具用の超硬合金及び被覆超硬合金 | |
| EP0914490B1 (en) | Cemented carbide insert for turning, milling and drilling | |
| EP1798309B1 (en) | Coated cutting tool insert | |
| JP3127708B2 (ja) | 切削工具用の被覆超硬合金 | |
| EP0913489A1 (en) | Cemented carbide, process for the production thereof, and cemented carbide tools | |
| EP1772216B1 (en) | Surface coating cutting tool with coating film having intensity distribution of compression stress | |
| EP0819776B1 (en) | Cutting blade made of titanium carbonitride-type cermet, and cutting blade made of coated cermet | |
| KR20110100621A (ko) | 황삭용 향상된 피복 절삭 인서트 | |
| EP1413648B1 (en) | Coated cutting tool | |
| KR101529726B1 (ko) | 밀링용 피복 절삭 인서트 | |
| KR101133476B1 (ko) | Ｃｖｄ 피복 절삭공구 인서트 | |
| JPH08209336A (ja) | 被覆硬質合金 | |
| JP3016703B2 (ja) | 被覆硬質部材 | |
| JP2001353603A (ja) | 表面被覆立方晶窒化硼素焼結体工具 | |
| JP3404012B2 (ja) | 硬質皮膜被覆工具 | |
| EP1087026B1 (en) | TiCN-based cermet | |
| EP1352697B1 (en) | Coated cutting tool insert | |
| JPH05177411A (ja) | 被覆切削工具及びその製造方法 | |
| JP3333081B2 (ja) | 結晶配向性高強度被覆部材 | |
| EP1043414B1 (en) | Cermet cutting insert | |
| JP4069749B2 (ja) | 荒加工用切削工具 | |
| JP2019155569A (ja) | 硬質被覆層が優れた耐酸化性・耐溶着性を発揮する表面被覆切削工具 |