JPH06228700A - セメンテッドカーバイド - Google Patents

セメンテッドカーバイド

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JPH06228700A
JPH06228700A JP5344568A JP34456893A JPH06228700A JP H06228700 A JPH06228700 A JP H06228700A JP 5344568 A JP5344568 A JP 5344568A JP 34456893 A JP34456893 A JP 34456893A JP H06228700 A JPH06228700 A JP H06228700A
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cemented carbide
phase
binder phase
cubic phase
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Per Gustafsson
グスタフソン ペル
Leif Akesson
オーケッソン レイフ
Ake Ostlund
オェーストルンド オーケ
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Sandvik AB
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Abstract

(57)【要約】 【目的】 タフネス強度と可塑変形抵抗が共に高水準で
発揮される、切削工具材として有利なセメンテッドカー
バイドを実現すること。 【構成】 ＷＣと立方晶相をバインダ相と共に含有する
セメンテッドカーバイドにおいて、富バインダ相表面領
域を、立方晶相が本質的に存在しない外位部分と立方晶
相と成層化バインダ相層とを含有する内位部分で構成さ
れるように、生成する。

Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は富バインダ相表面領域を
有する被覆セメンテッドカーバイドインサートとその製
造方法に関する。具体的には、本発明は、富バインダ相
表面領域がタフネス挙動と可塑変形抵抗のユニークな組
合せが達成されるように変更されている、斯ゝる被覆イ
ンサートに関する。
【０００２】
【従来の技術】富バインダ相表面領域を有する被覆セメ
ンテッドカーバイドインサートは今日、スチールとステ
ンレスの材料の機械工作に大いに使用されている。富バ
インダ相表面領域のお蔭で適用範囲が拡張されている。
【０００３】ＷＣ、立方晶相(Cubic phase) 及びバイン
ダ相を含有するセメンテッドカーバイド上に富バインダ
相表面領域を生成する方法は傾斜焼結 (gradient sinte
ring) として知られ、例えば飛岡（ＵＳＰ４，２７７，
２８３）、 Newmeth（ＵＳＰ４，６１０，９３１）、谷
口（ＵＳＰ４，８３０，２８３）及び岡田（ＵＳＰ５，
１０６，６７４）を通じて知られるようになった。
【０００４】飛岡とNewmeth の特許はインサート表面の
近傍に立方晶相の溶解によりバインダ相富化を実現する
方法を開示している。これらの方法は立方晶相にある程
度の窒素を含有させることを必要とするものであるが、
これは焼結温度での立方晶相の溶解が焼結雰囲気中の窒
素分圧を越える窒素分圧、即ち窒素活性を焼結中のイン
サート本体内に要求するからである。窒素は焼結サイク
ルの始めに原料粉末及び／或いは炉雰囲気から添加され
得る。立方晶相の溶解は、所望のバインダ相富化をもた
らすバインダ相で充填されるべき小空体積を生み出す結
果となる。その結果、本質的にＷＣとバインダ相から成
る概して約２５μｍ厚の表面領域が得られる。この領域
の下側に立方晶相に富み且つそれだけバインダ相が欠乏
した領域が得られる。その結果、この下側領域は脆化
し、クラックが相対的に容易に成長することになる。こ
の下側領域を排除する方法はスウェーデン特許出願９２
００５３０−５に開示されている。
【０００５】また、富バインダ相表面領域は制御された
冷却、例えば岡田特許により、即ち例えば谷口特許に従
った焼結の後或いはその過程でバインダ相の固／液領域
に一定温度で制御された脱炭により、実現され得る。富
バインダセメンテッドカーバイドインサートのこの種の
構造は、表面に主として平行なバインダ相の、１−３μ
ｍ厚の成層状の層を含む２５−３５μｍ未満厚の表面領
域に特徴がある。表面から１５μｍ内の表面近傍には最
大厚で且つ大半が連続している層が見い出される。更
に、インサートの内部は特定量の遊離炭素に特徴があ
る。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】セメンテッドカーバイ
ドが成層構造を生成する能力は昔から知られている。こ
の領域のバインダ相富化の度合とこの領域の表面からの
深さは、焼結後のインタスティッシャルバランス（inte
rstitial balance) と凝固域での冷却速度に強く依存し
ている。このインタスティッシャルバランス、即ち、炭
化物／窒化物生成原子の量と炭素と窒素の量との比、は
成層化層の制御された生成のために狹い組成範囲内で制
御されなければならない。
【０００７】立方晶相の溶解により生成された富バイン
ダ相を有するセメンテッドカーバイドは、成層化された
ものと比較し、一般的には、非常に高い可塑変形抵抗と
組合されたむしろ低いタフネス挙動に特徴がある。この
種のセメンテッドカーバイドの呈する低レベルのタフネ
スと高変形抵抗は、富バインダ相領域の下側の領域にお
いて立方晶相が富化し、それに対応してバインダ相が欠
乏（貧化）することに主として帰因するものである。
【０００８】成層化バインダ相傾斜を含むセメンテッド
カーバイドは、幾分劣る可塑変形抵抗と組合された極端
に良好なタフネス挙動によって一般的に特徴付けられ
る。このタフネス挙動はバインダ相の富化と富バインダ
相の成層構造の結果である。可塑変形抵抗の低下は、工
具の切削領域に生じる非常に高い剪断応力がバインダ相
の成層化されて成る表面に最も近接した肉厚層中での局
部的滑り現象をもたらすことが支配的に起因している。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】タフネス強度と可塑変
形抵抗が共にバランス良く高水準で発揮される、切削工
具材として有利なセメンテッドカーバイドを実現するこ
とにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】驚くべきことに、立方晶
の溶解によるバインダ相富化と成層化層の生成をもたら
す条件との組合せによってユニークな構造が得られるこ
とが判明した。本発明に係るこの構造は既知のものと比
較して、成層化層が一層深い配位にあり、そしてバイン
ダ相の最大富化値が低く且つ鈍化していることに特徴が
ある。立方晶相の溶解を成層化層の生成と組合せること
が可能になることは、切削工具の炭化タングステン基セ
メンテッドカーバイドの特性を最適化する新しい方法を
もたらす。
【００１１】本発明によれば、＜７５μｍ厚、好ましく
は２０−５０μｍ厚の富バインダ相表面領域、Ａ＋Ｂ
（図１と図２）を有するセメンテッドカーバイドが提供
される。この表面領域の外位部分Ａは少くとも１０μｍ
厚、好ましくは＜２５μｍ厚であって、これは本質的に
立方晶相の存在しないものである。この表面領域の内位
部分Ｂが少くとも１０μｍ厚、好ましくは＜３０μｍ厚
であって、これは立方晶相並びに成層化バインダ相層Ｓ
を含有する。成層化バインダ相層は内位部分Ｂにおいて
は肉厚で且つ良く成長しているのに対し、外位部分Ａで
は肉薄で且つ非常に狹い範囲にしか分布していない。富
バインダ相表面領域Ａ＋Ｂのバインダ相含有量は本体全
部の名目バインダ相含有量より大きく、内位部分Ｂに名
目バインダ相含有量の１．５−４倍、好ましくは２−３
倍の含有量最大値を有している。これに加えて、表面領
域Ａ＋Ｂの内位部分Ｂのタングステン含有量は本体全部
の名目タングステン含有量より小さく、名目タングステ
ン含有量の＜０．９５、好ましくは０．７５−０．９で
ある。この表面領域Ａ＋Ｂ並びにＷＣ、立方晶相及びバ
インダ相の名目含有量を本質的に有する約１００−３０
０μｍ厚の下側領域Ｃはグラファイトを含有していな
い。しかし、本発明に係るセメンテッドカーバイドの内
部には、Ｃ０４−Ｃ０８のＣ−空隙率（C-porosity) が
ある。セメンテッドカーバイドの頂上には１−２μｍ厚
コバルト及び／或いはグラファイト（肉薄層がある。
【００１２】本発明はバインダ相と立方晶相の種々の量
を含有するセメンテッドカーバイドに適用可能である。
バインダ相はコバルトと、タングステン、チタン、タン
タル及びニオブ等の溶解炭化物生成元素を含む。しか
し、ニッケルや鉄の意図的或いは自然的添加が成果に相
当影響すると信ずべき理由はないし、バインダ相と金属
間層 (intermetallic phases) を生成し得る金属の少量
添加も成果に相当に影響することもない。
【００１３】バインダ相生成元素の量は、２w.t.％と１
０w.t.％、好ましくは４w.t.％と８w.t.％の間で変動し
得る。立方晶相生成元素の量は可成り自由に変動し得
る。種々の量のチタン、タンタル、ニオブ、バナジュー
ム、タングステン及び／或いはモリブデンを含有するセ
メンテッドカーバイドに本発明は適用可能である。タフ
ネスと変形抵抗の最適な組合せは、チタン、タンタル、
ニオブ等々の立方晶相生成元素の４−１５w.t.％、好ま
しくは７−１０w.t.％に対応する量の炭化物で達成され
る。原料粉末から、或いは焼結工程を通じて添加される
窒素の量は焼結中の立方晶相の溶解速度を決定する。窒
素の最適量は立方晶相の量に依存し、そしてIVＢ族とＶ
Ｂ族の元素の重量％当り０．１w.t.％と３w.t.％間で変
動し得る。
【００１４】本発明に係る所望の成層化構造を達成する
のに必要なバインダ相中の炭素量は共晶組成、即ちグラ
ファイト飽和と一致する。従って炭素の最適量は他の全
元素の関数であり、安易に述べることは出来ない。炭素
含有量は正確な混和と焼結、焼結に関連した浸炭処理、
のいづれによっても制御することが出来る。
【００１５】本発明に係るセメンテッドカーバイドの製
造は窒素と、成層化層の生成のために上述の最適量の炭
素とを含有した予備焼結された或いは圧縮固化した本体
を不活性雰囲気や、真空下で１５−１８０分間、１３８
０−１５２０℃で、次いで２０−１００℃／時、好まし
くは４０−７５℃／時の低速冷却を凝固領域を通じて行
いながら１３００−１２２０℃、好ましくは１２９０−
１２５０℃で焼結するのが最良である。別の採り得る方
法は、やゝ準共晶の本体をＣＨ4 ／Ｈ2 及び／或いはＣ
Ｏ2 ／ＣＯの混合物を含有する浸炭雰囲気で３０−１８
０分間、１３８０−１５２０℃で、次いで上述のように
低速冷却を行いながら同じ雰囲気で、好ましくは不活性
雰囲気や真空下で焼結することを含む。
【００１６】本発明に係るセメンテッドカーバイドイン
サートは、ＣＶＤやＰＶＤ法で公知の肉薄摩耗抵抗被覆
層で被覆するのが好ましい。最下位の被覆層として好ま
しくはチタンの炭化物、窒化物、炭窒化物、酸炭化物、
酸窒化物或いは酸炭窒化物を蒸着させ、最上層として、
酸化物、好ましくは酸化アルミニウムを蒸着するのが好
ましい。セメンテッドカーバイド面上のコバルト及び／
或いはグラファイトの層を、上記の蒸着の前に取り除
く、例えば電解エッチング法やブラスト法によって除
く。
【００１７】
【作用】富バインダ相領域の外位部分ではなく表面から
離れた内位部分に成層化バインダ相層が存在するので、
高剪断力によるこの領域中の滑り現象の発生が従来品に
較べ抑制されるので、可塑変形抵抗の低下が抑制され
る。
【００１８】
【実施例】例１ ２．２w.t.％のＴｉＣ、０．４w.t.％のＴｉＣＮ、３．
６w.t.％のＴａＣ、２．４w.t.％のＮｂＣ、６．５w.t.
％のＣｏ及び残部のＷＣ並びに０．２５w.t.％の過化学
量論的炭素含有分から成る粉末混合原料から旋削インサ
ートＣＮＭＧ１２０４０８を加圧成形した。このインサ
ートブランクを、脱ロウ処理のために先ず４５０℃未満
の温度にしてＨ2 の雰囲気で、次いで真空下で１３５０
℃までの温度に昇温させ、その後にＡｒの保護雰囲気に
変えて１時間、１４５０℃で最終的に焼結した。これは
標準プラクティスに従うものである。冷却は焼結時のも
のと同じ保護雰囲気で６０℃／ｈの良く制御された温度
降下で以って１２９０−１２４０℃の温度範囲になるよ
うに実行した。その後、この冷却を維持されている保護
雰囲気の下での正常な炉冷却として続行した。
【００１９】インサートの富バインダ相表面領域の構造
は、本質的に立方晶相の存在しない１５μｍ厚の適度に
バインダ相が富化された外位部分Ａを有し、この外位部
分Ａでは成層化バインダ相構造が低度に成長していた。
この外位部分Ａの下には、立方晶相を含有し、且つ成層
化バインダ相構造としてバインダ相が強度に富化されて
成る２０μｍ厚の内位部分Ｂがあった。この内位部分Ｂ
中のコバルト含有量の最大値は約１７w.t.％であった。
この内位部分Ｂの下には、立方晶相とバインダ相の本質
的に名目含有量を有するがグラファイトは含有していな
い約１５０−２００μｍ厚の領域Ｃがあった。インサー
ト内部には、グラファイトがＣ０８未満存在していた。
表面にはコバルトとグラファイトの薄フィルムがあっ
た。このフィルムはエッジ丸め処理に関連させた電気化
学的方法によって除去された。インサートには、公知の
ＣＶＤ法によってＴｉＣＮとＡｌ2 Ｏ3 の約１０μｍ厚
被覆層を蒸着した。
【００２０】例２ 例１と類似の粉末混合物であるが、約０．２０w.t.％の
過化学量的炭素含有分を有する原料から、旋削インサー
トＣＮＭＧ１２０４０８を加圧成形した。このインサー
トブランクを脱ロウのために先ず水素雰囲気において４
５０℃未満の温度に加熱し、次いで真空下で１３５０℃
まで加熱した後、１バールのＣＨ4 ／Ｈ2 の浸炭雰囲気
で１時間、１４５０℃で焼結した。冷却は、１２９０−
１２４０℃の温度範囲に６０℃／ｈの良く制御された温
度降下で以って保護不活性雰囲気において実行した。そ
の後、冷却を維持されている保護雰囲気で正規の炉冷却
として続行した。
【００２１】得られたインサートの構造は例１のインサ
ートと本質的に同じであった。インサートは例１に従っ
てエッチング処理し、エッジ丸め処理し、次いで被覆処
理した。
【００２２】例３（比較例） 例１と同様の粉末混合物であるが、ＴｉＣＮの代りにＴ
ｉＣを有している原料から例１と同じタイプのインサー
トを例１に従って焼結した。得られたインサートの表面
構造は、例１のものと比較して云えば、外位部分Ａが殆
んど無く（＜５μｍ）、即ち立方晶相を含む内位部分Ｂ
が表面まで延在してバインダ相が強度に富化され且つ約
２５w.t.％の明確な（鋭い）最大値を有していることに
特徴がある。下側領域Ｃは例１と同じ構造であった。イ
ンサートは例１に従ってエッチング処理し、エッジ丸め
処理し、次いで被覆処理した。
【００２３】例４ ２．７w.t.％のＴｉＣＮ、３．６w.t.％のＴａＣ、２．
４w.t.％のＮｂＣ、６．５w.t.％のＣｏ及び残部のＷＣ
並びに０．３０w.t.％の過化学量論的炭素含有分からな
る粉末混合原料から、旋削インサートＣＮＭＧ１２０４
０８を加圧成形した。このインサートブランクを、先ず
脱ロウのためにＨ2 の雰囲気で４５０℃未満の温度で加
熱し、次いで真空下で１３５０℃に加熱し、それからＡ
ｒの保護雰囲気で１時間、１４５０℃で焼結した。
【００２４】１２９５−１２３０℃の温度範囲に、焼結
と同じ保護雰囲気で７０℃／時の良く制御された温度降
下で冷却を行った。その後、この冷却を維持されている
保護雰囲気の正常な炉冷却として続行した。
【００２５】得られたインサートの表面領域の構造は、
立方晶相が本質に皆無で、成層化バインダ相構造が本質
的に存在せず、且つ適度にバインダ相が富化された２５
μｍ厚の外位部分Ａを有していた。この外位部分Ａの下
には、立方晶相を含有し、成層化バインダ相構造として
適度にバインダ相が富化されている１５μｍ厚の下位部
分Ｂを有していた。この下位部分Ｂの最大コバルト含有
量は約１０w.t.％であった。その下の領域Ｃとインサー
ト内部は例１のものと同じであった。インサートは例１
に従ってエッチング処理し、エッジ丸め処理し、そして
被覆処理した。
【００２６】例５（比較例） 例４と類似の粉末混合原料から同じタイプのインサート
を加圧成形し、このブランクを例４に従って、但し制御
冷却工程を適用せずに焼結した。インサート表面構造は
立方晶相が本質的に皆無の適度にバインダ相が富化され
た２０−２５μｍ厚の最外領域から構成されていた。成
層化バインダ相の傾向は現れていなかった。この領域の
下にはバインダ相が貧化し、立方晶相が富化された約７
５−１００μｍ厚の領域が存在した。この領域の最少コ
バルト含有量は約５w.t.％であった。インサートの内部
はＣ−空隙率Ｃ０８を呈した。インサートは例４に従っ
てエッチング処理され、エッジ丸み処理され、次いで被
覆された。例６ 例１，２，３，４及び５のＣＮＭＧ１２０４０８インサ
ートを用いて、硬度ＨＢ１１０を有する非合金化(unall
oyed) スチールに対する断続旋削工作の試験を下記の切
削条件で実行した。 速度：８０ｍ／分 送り：０．３０mm／rev 切込み：２mm 各バリアントの３０個の切刃を破損するまで、或いは最
大１０分間使用した。平均工具寿命は下記表の通りであ
った。
【００２７】例１，２，３の間で差が出るようにするた
めに、同じ試験を切削流体を用いずに繰返した。次の結
果が得られた。
【００２８】例７ 例１，２，３，４，５のインサートを硬度ＨＢ２８０の
強靱硬質化スチール (tough-harden) スチールに対する
連続旋削工作の試験を行った。次の切削条件を用いた。 速度：２５０ｍ／分 送り：０．２５mm／rev. 切込み：２mm
【００２９】この工作はインサートの逃げ面のフランク
摩耗として観測され得る切刃の可塑変形をもたらした。
０．４mmのフランク摩耗に至るまでの時間は５個の切刃
で測定し、各々次の結果となった。
【００３０】
【発明の効果】例６．７から本発明に係るインサート
（例４）が従来技術によるもの（比較品）よりも、変形
抵抗を著しく損うことなく著しく良好なタフネス挙動を
発揮することは明白である。更に、例１，２の本発明に
係るインサートは従来技術によるもの（比較品）に較
べ、タフネス挙動を損わずに明確に良好な変形抵抗を有
している。大きなスパン (span) の切削特性が得られる
ので、従来より一層広い用途が期待される。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明に係る富バインダ相表面領域の結晶の構
造を示す１２００倍率の図面に代る写真である。
【図２】本発明に係る富バインダ相表面領域のＴｉ，Ｃ
ｏ及びＷの分布を示すグラフである。
【符号の説明】
Ａ＋Ｂ…富バインダ相表面領域 Ｃ…内側の領域 Ｓ…バインダ相の成層化層
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 オーケ オェーストルンド スウェーデン国，エス−183 46 テービ ィ，コッパルベーゲン 114

Claims (5)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】 バインダ相と共にＷＣと立方晶相を含有
    して成り、且つ富バインダ相表面領域を有するセメンテ
    ッドカーバイドにおいて、富バインダ相表面領域が立方
    晶相が本質的に存在しない外位部分と、立方晶相と成層
    化バインダ相層を含有する内位部分を有していることを
    特徴とするセメンテッドカーバイド。
  2. 【請求項２】 該表面領域が＜７５μｍ厚であり、該外
    位領域部分が＞１０μｍ厚であり、該内位領域部分が＞
    １０μｍ厚である、請求項１に記載のセメンテッドカー
    バイド。
  3. 【請求項３】 該内位領域部分においてバインダ相含有
    量がセメンテッドカーバイドの名目バインダ相含有量の
    １．５−４倍の最大値を有しており、タングステン含有
    量がセメンテッドカーバイドの名目タングステン含有量
    の＜０．９５の最少値を有している、請求項１或いは２
    に記載のセメンテッドカーバイド。
  4. 【請求項４】 富バインダ相表面領域を有するセメンテ
    ッドカーバイドの製造方法において、最適量の炭素と共
    に窒素を含有している予備焼結されたグリーン成形体を
    不活性雰囲気或いは真空下で１５−１８０分間、１３８
    ０−１５２０℃で焼結し、引き続いて２０−１００℃／
    時の速度の冷却を凝固域を通じて行って１３００−１２
    ２０℃で焼結することを特徴とする、本質的に立方晶相
    が存在しない外位部分と、立方晶相と成層化バインダ相
    層を含有する内位部分を含む富バインダ相表面領域を有
    するセメンテッドカーバイドの製造方法。
  5. 【請求項５】 富バインダ相表面領域を有するセメンテ
    ッドカーバイドの製造方法において、僅かに準共晶化し
    た成形体を、ＣＨ4 ／Ｈ2 及び／或いはＣＯ2 ／ＣＯの
    混合気を含有する浸炭化雰囲気で３０−１８０分間、１
    ３８０−１５２０℃で焼結し、引き続いて同じ雰囲気で
    ゆっくりと冷却することを特徴とする、本質的に立方晶
    相が存在しない外位部分と、立方晶相と成層化バインダ
    相層を含有する富バインダ相表面領域を有するセメンテ
    ッドカーバイドの製造方法。
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