JPH0673560A - Coated sintered hard alloy member and its production - Google Patents
Coated sintered hard alloy member and its productionInfo
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- JPH0673560A JPH0673560A JP5083438A JP8343893A JPH0673560A JP H0673560 A JPH0673560 A JP H0673560A JP 5083438 A JP5083438 A JP 5083438A JP 8343893 A JP8343893 A JP 8343893A JP H0673560 A JPH0673560 A JP H0673560A
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Abstract
Description
【０００１】[0001]
【産業上の利用分野】本発明は、切削工具などに使用さ
れる被覆超硬合金部材およびその製造方法に関し、特
に、強靭かつ耐摩耗性に優れた被覆超硬合金部材および
その製造方法に関するものである。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a coated cemented carbide member used for a cutting tool and the like and a method for producing the same, and more particularly to a coated cemented carbide member excellent in toughness and wear resistance and a method for producing the same. Is.
【０００２】[0002]
【従来の技術】超硬合金の表面に炭化チタンなどの被覆
層を蒸着した被覆超硬合金は、母材の靭性と表面の耐摩
耗性を兼備えるため、鋼、鋳物などの切削加工におい
て、高能率切削工具として多く用いられている。2. Description of the Related Art A coated cemented carbide obtained by depositing a coating layer such as titanium carbide on the surface of cemented carbide has both the toughness of the base material and the wear resistance of the surface. It is often used as a high-efficiency cutting tool.
【０００３】近年、切削工具の切削効率の高度化が進ん
でいる。切削効率は、切削速度（Ｖ）と送り量（ｆ）と
の積によって決定される。Ｖを上昇させると、工具寿命
が急速に低下する。そのため、ｆを大きくすることによ
って切削効率の向上が図られてきた。ｆを大きくするこ
とによって切削効率の向上を図るためには、切削工具の
母材として、高い切削応力に対応可能な強靭な材料を用
いることが要求される。In recent years, the cutting efficiency of cutting tools has been improved. The cutting efficiency is determined by the product of the cutting speed (V) and the feed amount (f). If V is increased, the tool life will be reduced rapidly. Therefore, cutting efficiency has been improved by increasing f. In order to improve the cutting efficiency by increasing f, it is required to use a tough material capable of withstanding high cutting stress as the base material of the cutting tool.
【０００４】切削工具において、耐摩耗性と耐欠損性と
いう相反する特性を両立させることによって切削特性を
向上させるため、従来からいくつかの提案がなされてい
る。その例として、超硬合金の最表面に鉄族金属の量が
合金内部に比べて多い層（結合相富化層）を有するも
の、超硬合金の最表面にＷＣと結合金属のみからなる層
（脱β層）を有するもの、あるいは合金内部に比べて硬
度が低下した領域（硬度低下層）を有するものをそれぞ
れ母材とすることにより、耐摩耗性と耐欠損性の向上を
図ることが提案されてきた。In the cutting tool, several proposals have been made in the past in order to improve the cutting characteristics by satisfying the contradictory characteristics of wear resistance and fracture resistance. Examples thereof include a layer having a larger amount of iron group metal on the outermost surface of the cemented carbide (bonded phase-enriched layer) than the inside of the alloy, a layer composed of only WC and the binder metal on the outermost surface of the cemented carbide. It is possible to improve wear resistance and fracture resistance by using a base material having a (de-β layer) or a material having a region where the hardness is lower than the inside of the alloy (hardness reducing layer). Has been proposed.
【０００５】[0005]
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記従
来技術では、図１に示すような切刃の、特に角になって
いる切刃稜線部１においては、脱β層が全く生成され
ず、角の周辺部でもその厚みが極端に薄くなってしまう
という問題がある。また、切刃稜線部１では結合相が減
少し、硬質相が増加することによって、硬度が合金内部
よりも高くなっているため、十分な耐摩耗性と耐欠損性
を得ることは不可能であった。さらに、これらの被覆超
硬合金における被覆方法として、一般に使用されている
化学蒸着法を用いた場合、角になった切刃稜線部１では
被覆層形成時に母材の炭素との反応によって、もろいη
相が生じる。そのため、耐欠損性が低下したり、η相部
分とともに被覆層が脱落し、摩耗が進行する原因となる
という問題があった。However, in the above-mentioned prior art, no de-beta layer is generated at all in the cutting edge ridge line portion 1 of the cutting edge as shown in FIG. There is a problem that the thickness becomes extremely thin even in the peripheral part of the. Further, in the cutting edge ridge portion 1, since the binder phase decreases and the hard phase increases, the hardness is higher than that inside the alloy, so that it is impossible to obtain sufficient wear resistance and fracture resistance. there were. Furthermore, when a generally used chemical vapor deposition method is used as a coating method for these coated cemented carbides, the corner cutting edge ridge line portion 1 is fragile due to the reaction with the carbon of the base material when the coating layer is formed. η
Phases occur. Therefore, there is a problem that the chipping resistance is lowered, or the coating layer is removed together with the η phase portion, which causes wear to proceed.
【０００６】超硬合金の強度を向上する方法として、合
金中の結合相の量を多くする方法がある。しかしなが
ら、結合相の量の増加によって靭性の向上にはつながる
ものの、高い切削速度の条件下においては刃先温度が高
くなるため、刃先に塑性変形が生じる。As a method of improving the strength of cemented carbide, there is a method of increasing the amount of binder phase in the alloy. However, although an increase in the amount of the binder phase leads to an improvement in toughness, the temperature of the cutting edge becomes high under the condition of a high cutting speed, so that the cutting edge undergoes plastic deformation.
【０００７】また、合金中のＴｉ，Ｔａなどの添加物を
増加することによって、超硬合金の耐熱性を向上させて
工具寿命を改善する方法がある。しかしながらこの方法
には、合金強度の著しい低下を招くという欠点がある。There is also a method of improving the heat resistance of the cemented carbide and increasing the tool life by increasing the additives such as Ti and Ta in the alloy. However, this method has a drawback that it causes a significant decrease in alloy strength.
【０００８】本発明の１つの目的は、耐摩耗性を劣化さ
せることなく、耐欠損性を大幅に向上させた被覆超硬合
金部材を提供することにある。[0008] One object of the present invention is to provide a coated cemented carbide member having significantly improved fracture resistance without deteriorating wear resistance.
【０００９】本発明の他の目的は、高能率の切削加工に
おいても、耐摩耗性と靭性との両方を兼備えた被覆超硬
合金部材を提供することにある。Another object of the present invention is to provide a coated cemented carbide member having both wear resistance and toughness even in high efficiency cutting.
【００１０】[0010]
【課題を解決するための手段およびその作用】本発明の
第１の局面における被覆超硬合金部材は、１種以上の鉄
族金属を結合金属とし、周期律表ＩＶＢ、ＶＢ、ＶＩＢ
族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸窒化物から選
ばれた１種以上を硬質相とする超硬合金母材の表面に、
被覆層を有している。その硬質相は、Ｚｒおよび／また
はＨｆの炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸窒化物より選
ばれた１種以上と、ＷＣとを含む。この超硬合金部材の
切刃稜線部の最表面には、ＷＣおよび鉄族金属のみから
なる層を有する。被覆層は、周期律表ＩＶＢ、ＶＢ、Ｖ
ＩＢ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物、硼化
物、および酸化アルミニウムから選ばれた１種以上の材
料からなる、単層または多重層からなっている。Means for Solving the Problem and Its Action The coated cemented carbide member according to the first aspect of the present invention comprises one or more iron group metals as a binding metal and has periodic tables IVB, VB and VIB.
On the surface of a cemented carbide base material having at least one selected from carbides, nitrides, carbonitrides and carbonitrides of group metals as a hard phase,
It has a coating layer. The hard phase includes WC and one or more selected from Zr and / or Hf carbides, nitrides, carbonitrides, and carbonitrides. On the outermost surface of the cutting edge ridge portion of this cemented carbide member, there is a layer consisting of WC and an iron group metal only. The coating layer is a periodic table IVB, VB, V
It consists of a single layer or multiple layers of one or more materials selected from carbides, nitrides, carbonitrides, oxides, borides and aluminum oxides of Group IB metals.
【００１１】この構造により、切刃稜線部においても脱
β層が生成されるため、耐摩耗性を劣化させることな
く、耐欠損性を向上させることができる。With this structure, the de-β-layer is formed even at the ridge line of the cutting edge, so that the fracture resistance can be improved without deteriorating the wear resistance.
【００１２】本発明の被覆超硬合金部材の好ましい実施
例においては、母材表面におけるＷＣおよび鉄族金属の
みからなる層の厚さが、切刃稜線部を構成する平坦部に
おいて５〜５０μｍ、切刃稜線部において、平坦部での
厚さの０．１〜１．４倍になっている。In a preferred embodiment of the coated cemented carbide member of the present invention, the thickness of the layer consisting only of WC and the iron group metal on the surface of the base metal is 5 to 50 μm in the flat portion constituting the cutting edge ridge, At the ridge of the cutting edge, the thickness is 0.1 to 1.4 times the thickness at the flat portion.
【００１３】本発明の第２の局面のおける被覆超硬合金
部材は、上記第１の局面における被覆超硬合金部材の切
刃稜線部の最表面に、ＷＣおよび鉄族金属のみからなる
層を有していたのに対して、母材の切刃稜線部の最表面
に、結合金属が合金内部に比べて多い結合相富化層を有
している点を特徴とし、その他の構造は上記第１の局面
における被覆超硬合金部材と同様である。A coated cemented carbide member according to a second aspect of the present invention is a coated cemented carbide member according to the first aspect, wherein a layer consisting of WC and an iron group metal is formed on the outermost surface of the cutting edge ridge portion. On the other hand, the outermost surface of the ridge of the cutting edge of the base material, characterized in that the binder metal has more binder phase enriched layer compared to the inside of the alloy, other structures are the above This is the same as the coated cemented carbide member in the first aspect.
【００１４】この構造によっても、切刃稜線部のように
角になった部分においても結合相富化層および硬度低下
層が生成されるため、やはり耐摩耗性を劣化させること
なく耐欠損性を向上させることができる。With this structure as well, the binder phase-enriched layer and the hardness-reduced layer are formed even at the corners such as the ridge of the cutting edge, so that the chipping resistance can be improved without deteriorating the wear resistance. Can be improved.
【００１５】この被覆超硬合金部材の好ましい実施例に
おいては、結合相富化層の厚さを、切刃稜線部を構成し
ている面の平坦部において５〜１００μｍ、切刃稜線部
において平坦部での厚さの０．１〜１．４倍とされる。
この倍率が０．１倍未満では、耐摩耗性は維持される
が、耐欠損性については従来の富化層のない合金と同じ
程度にまで劣化してしまう。逆に１．４倍を越えると、
耐欠損性は従来品に比べて大幅に向上されるが、耐摩耗
性が劣化してしまう。また、切刃稜線部の被覆層直下の
母材表面から深さ２〜５０μｍのまでの範囲における鉄
族金属の量を、重量比で、合金内部に比べて１．５〜５
倍とすることが好ましい。この倍率が１．５倍未満にお
いては、耐摩耗性は維持されるが、耐欠損性が十分に向
上せず、逆に５倍を越えると、耐欠損性は向上するもの
の、耐摩耗性が劣化してしまう。In a preferred embodiment of this coated cemented carbide member, the thickness of the binder phase enriched layer is 5 to 100 μm in the flat portion of the surface forming the cutting edge ridge, and flat in the cutting edge ridge. It is 0.1 to 1.4 times the thickness of the part.
If this magnification is less than 0.1 times, the wear resistance is maintained, but the fracture resistance deteriorates to the same degree as that of the conventional alloy having no enriched layer. On the contrary, if it exceeds 1.4 times,
Although the fracture resistance is greatly improved as compared with the conventional product, the wear resistance is deteriorated. Further, the amount of the iron group metal in the range of the depth of 2 to 50 μm from the surface of the base material immediately below the coating layer of the ridge of the cutting edge is 1.5 to 5 in weight ratio as compared with the inside of the alloy.
It is preferably doubled. If this ratio is less than 1.5 times, the abrasion resistance is maintained, but the fracture resistance is not sufficiently improved. On the contrary, if it exceeds 5 times, the fracture resistance is improved, but the abrasion resistance is not improved. It will deteriorate.
【００１６】さらに、被覆層直下の母材表面から深さ２
〜５０μｍまでの範囲に、合金内部に比較して硬度が低
下した硬度低下層を生成することによっても、耐摩耗性
を劣化させることなく、耐欠損性を向上させることがで
きる。Further, a depth of 2 from the surface of the base metal immediately below the coating layer.
By forming a hardness-reduced layer having a hardness lower than that of the inside of the alloy in the range of up to 50 μm, the fracture resistance can be improved without deteriorating the wear resistance.
【００１７】また、被覆超硬合金母材の内部硬度が５０
０ｇ荷重のビッカース硬度（Ｈｖ）で１３００〜１７０
０ｋｇ／ｍｍ2 であり、かつ切刃稜線部の硬度低下層に
おける硬度が内部硬度の０．６〜０．９５倍であること
が望ましい。その倍率が内部硬度の０．６倍未満である
場合、耐摩耗性劣化の傾向が見られ、逆に０．９５倍を
越えると耐欠損性の向上が少なくなる。The internal hardness of the coated cemented carbide base material is 50.
Vickers hardness (Hv) of 0 g load is 1300 to 170
It is desirable that the hardness is 0 kg / mm 2 and the hardness in the hardness lowering layer of the cutting edge ridge is 0.6 to 0.95 times the internal hardness. If the magnification is less than 0.6 times the internal hardness, the wear resistance tends to deteriorate, and if it exceeds 0.95 times, the improvement in fracture resistance decreases.
【００１８】上述した第１および第２の局面における被
覆超硬合金部材によれば、切刃稜線部を含めた母材最表
面に、脱β層、結合相富化層、あるいは硬度低下層を有
する構造において、硬質相がＺｒおよび／またはＨｆの
炭化物、窒化物、炭窒化物より選ばれる１種以上と、Ｖ
Ｂ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物より選ばれる１種
以上の固溶体とを含み、さらにＷＣを含むことにより、
さらに耐摩耗性および耐塑性変形性を向上させることが
できる。According to the coated cemented carbide member in the above-mentioned first and second aspects, the de-beta layer, the binder phase enriched layer, or the hardness decreasing layer is formed on the outermost surface of the base material including the cutting edge ridge. In the structure having, at least one selected from a carbide, a nitride, and a carbonitride whose hard phase is Zr and / or Hf, and V
By including at least one solid solution selected from the group consisting of carbides, nitrides and carbonitrides of Group B metals, and further including WC,
Further, wear resistance and plastic deformation resistance can be improved.
【００１９】これは、このような組成のものを用いるこ
とによって、脱β層、結合相富化層などの母材表層領域
から深さ１〜２００μｍまでの範囲にわたって、内部に
比べて硬度が高い領域が生じ、これによって耐塑性変形
性が向上するからである。この耐塑性変形性の向上は、
母材表層領域から深さ１〜２００μｍまでの範囲にわた
って硬度の高い５ａ族金属の炭化物、窒化物または炭窒
化物より選ばれる１種以上の金属成分が、母材内部と比
較して増加していることに起因している。This is because by using such a composition, the hardness is higher than that of the inside from the base material surface layer region such as the de-beta layer and the binder phase enriched layer to the depth of 1 to 200 μm. This is because a region is generated, which improves the plastic deformation resistance. This improvement in plastic deformation resistance is
One or more metal components selected from a carbide, a nitride, or a carbonitride of a Group 5a metal having high hardness over the range from the surface layer region of the base material to a depth of 1 to 200 μm are increased compared with the inside of the base material. It is due to being present.
【００２０】このような硬度が高い母材表層部直下近傍
の領域の厚さは、１〜２００μｍが望ましい。その厚さ
が１μｍ未満では、そのような硬度が高い領域がない状
態と変わることがなく、また２００μｍを越えると、耐
摩耗性および耐塑性変形性に対する効果は大きくなる
が、耐欠損性が不足する傾向となる。The thickness of the region immediately below the base material surface layer having high hardness is preferably 1 to 200 μm. When the thickness is less than 1 μm, there is no change to the state where there is no such high hardness region, and when it exceeds 200 μm, the effect on wear resistance and plastic deformation resistance is large, but the fracture resistance is insufficient. Tend to do.
【００２１】また、そのような硬度が高い領域の最高硬
度は、Ｈｖ硬度、荷重５００ｇで表わした場合に、１４
００〜１９００ｋｇ／ｍｍ2 の範囲であることが望まし
い。最高硬度の範囲が１４００ｋｇ／ｍｍ2 未満では耐
欠損性に対する効果は大きくなるが、耐摩耗性および耐
塑性変形性が不足する傾向となり、逆に１９００ｋｇ／
ｍｍ2 を越えると、耐摩耗性および耐塑性変形性に対す
る効果は大きくなるが、耐欠損性が不足する傾向とな
る。Further, the maximum hardness in such a high hardness region is 14 when expressed by Hv hardness and load of 500 g.
It is preferably in the range of 00 to 1900 kg / mm 2 . When the maximum hardness range is less than 1400 kg / mm 2 , the effect on fracture resistance is large, but wear resistance and plastic deformation resistance tend to be insufficient, and conversely 1900 kg / mm 2.
If it exceeds mm 2 , the effect on wear resistance and plastic deformation resistance increases, but the fracture resistance tends to be insufficient.
【００２２】上記第１あるいは第２の局面における被覆
超硬合金は、次のような方法により製造される。まず被
覆超硬合金母材を焼結した後に、脱β層、結合相富化層
あるいは硬度低下層が残存する範囲内において、母材稜
線部を研摩して角落としするか、あるいは、予め金型プ
レスによって母材稜線部を角落としされた形状にプレス
成形した後、焼結する。この場合の角落としには、母材
稜線部を面取りすることや、湾曲面に形成することが含
まれる。The coated cemented carbide according to the first or second aspect is manufactured by the following method. First, after the coated cemented carbide base metal is sintered, the base metal ridge line is ground to remove corners within the range where the de-β layer, binder phase enriched layer or hardness-reduced layer remains. The base material ridgeline portion is press-formed by a die press into a shape with corners cut off, and then sintered. The corner removal in this case includes chamfering of the base material ridgeline portion and formation of a curved surface.
【００２３】このように、被覆超硬合金部材の切刃稜線
部にも、脱β層、結合相富化層あるいは硬度低下層を残
存させた状態で、その厚みを調整する方法としては、Ｚ
ｒおよび／またはＨｆの炭化物、窒化物、炭窒化物、炭
酸窒化物から選ばれた１種以上の材料の硬質層中の総量
を変化させた組成の粉末を用い、これを１３５０〜１５
００℃の範囲で、真空中または一定の窒素圧力中で保持
する方法がある。As described above, as a method of adjusting the thickness of the coated cemented carbide member while the de-β layer, the binder phase-enriched layer or the hardness-reduced layer is left on the ridge line of the cutting edge, Z is
A powder having a composition in which the total amount of one or more materials selected from carbides, nitrides, carbonitrides, and carbonitrides of r and / or Hf in the hard layer is varied is used.
There is a method of holding in a vacuum or constant nitrogen pressure in the range of 00 ° C.
【００２４】さらに、得られた焼結体の切刃稜線部に、
たとえば、アルミナ粒またはＧＣ砥粒などのセラミック
粒を用いたブラシ研摩、あるいは、バレル研摩によるホ
ーニング処理を施したり、研削することによって角を落
とし、脱β層、結合相富化層あるいは硬度低下層の厚さ
と、稜線部以外における当該層の厚さとの比を調整する
ことができる。また、これと同様の組成の粉末を用い、
粉末成形時に予め金型プレスによって切刃稜線部の角が
落とされた形状に成形し、同様の方法で焼結することに
よっても、切刃稜線部に脱β層、結合相富化層あるいは
硬度低下層を形成することができる。Furthermore, on the ridge line of the cutting edge of the obtained sintered body,
For example, brush polishing using ceramic particles such as alumina particles or GC abrasive particles, or honing treatment by barrel polishing or grinding to remove the corners to remove the β layer, the binder phase enriched layer, or the hardness decreasing layer. And the thickness of the layer other than the ridge portion can be adjusted. Also, using a powder of the same composition as this,
When powder is molded into a shape in which the corners of the ridge of the cutting edge have been dropped by a die press in advance, and sintered by the same method, the β-layer, the binder phase-enriched layer, or the hardness of the cutting edge ridge can also be obtained. A lowering layer can be formed.
【００２５】その後さらに、このような超硬合金を母材
として、その表面に被覆層を形成する。被覆層は、周期
律表ＩＶＢ、ＶＢ、ＶＩＢ族金属の炭化物、窒化物、炭
窒化物、酸化物、硼化物および酸化アルミニウムから選
ばれた１種以上の単層または多重層で、通常の化学蒸着
法や物理蒸着法によって形成される。この被覆層によ
り、高速切削における耐摩耗性と耐欠損性をバランス良
く向上させることができる。Thereafter, a coating layer is formed on the surface of the cemented carbide as a base material. The coating layer is one or more single layers or multiple layers selected from carbides, nitrides, carbonitrides, oxides, borides and aluminum oxides of metals of Group IVB, VB and VIB of the Periodic Table, and has a conventional chemical composition. It is formed by a vapor deposition method or a physical vapor deposition method. With this coating layer, wear resistance and fracture resistance in high-speed cutting can be improved in a well-balanced manner.
【００２６】上記第１の局面あるいは第２の局面におけ
る被覆超硬合金部材のさらに好ましい実施例において
は、切刃稜線部を含めた母材最表面に脱β層、結合相富
化層、あるいは硬度低下層を有する構造に、切刃稜線部
の母材最表面にη相が存在しない構造を組合わせる。こ
の構造により、耐摩耗性と耐欠損性をさらに向上させる
ことができる。これは、通常の化学蒸着法では最もη相
が析出しやすい切刃稜線部に、もろいη相が存在しない
ために、η相のもろさに起因する切刃強度の劣化が防止
されることによって耐欠損性が向上するとともに、切削
加工時にもろいη相とともに被覆層が脱落して摩耗が進
行するという現象を防止することによって耐摩耗性が向
上するためである。In a further preferred embodiment of the coated cemented carbide member according to the first aspect or the second aspect, a debeta layer, a binder phase enriched layer, or a binder phase enriched layer is formed on the outermost surface of the base material including the cutting edge ridge. The structure having the hardness-reduced layer is combined with the structure in which the η phase does not exist on the outermost surface of the base material of the cutting edge ridge. With this structure, wear resistance and fracture resistance can be further improved. This is because the brittle η phase does not exist at the edge of the cutting edge where the η phase is most likely to precipitate in the ordinary chemical vapor deposition method, and therefore the deterioration of the cutting edge strength due to the brittleness of the η phase is prevented. This is because the chipping property is improved and the wear resistance is improved by preventing the phenomenon that the coating layer falls off along with the brittle η phase during the cutting process and the wear progresses.
【００２７】このような、切刃稜線部の母材最表面にη
相が存在しない構造の製造方法としては、母材に直接接
する第１層目の被覆層を、物理蒸着法を用いて被覆する
方法や、メタンを炭素源としている従来の化学蒸着法に
比べて母材からの炭素の供給量が少なくて済む原料を用
いた化学蒸着法によって被覆する方法がある。母材との
密着度（耐剥離性）も含めて考えると、特にアセトニト
リルを炭素、窒素源として用い、９００℃以上の温度領
域でＭＴ−ＣＶＤ（MODERATE TEMPERATURE-CHEMICAL VA
POR DEPOSITION）によってその被覆層の形成を行なうこ
とが、特に有効である。Η is formed on the outermost surface of the base metal at the ridge of the cutting edge.
Compared with the conventional chemical vapor deposition method that uses methane as a carbon source, the first coating layer that is in direct contact with the base material is coated using a physical vapor deposition method, or a conventional chemical vapor deposition method that uses methane as a carbon source. There is a method of coating by a chemical vapor deposition method using a raw material that requires only a small amount of carbon supplied from the base material. Considering the adhesion (peeling resistance) with the base material, especially when acetonitrile is used as a carbon and nitrogen source, MT-CVD (MODERATE TEMPERATURE-CHEMICAL VA
It is particularly effective to form the coating layer by POR DEPOSITION).
【００２８】本発明の第３の局面における被覆超硬合金
部材は、ＷＣと、鉄族金属の１種またはそれ以上とを結
合金属とする超硬合金において、以下の構造を有する。The coated cemented carbide member according to the third aspect of the present invention is a cemented carbide containing WC and one or more iron group metals as a binding metal and has the following structure.
【００２９】Ｚｒおよび／またはＨｆの炭化物、窒化
物、炭窒化物およびこれらの２種以上の固溶体の群より
選ばれた１種以上からなる硬質相を０．３ｗｔ％から１
５ｗｔ％含有する。また、結合相として、Ｃｏのみ、ま
たはＣｏおよびＮｉを２ｗｔ％から１５ｗｔ％含有す
る。硬質相および結合相以外の残りの含有物として、炭
化タングステンと不可避不純物をさらに含んでいる。From 0.3 wt% to 1 of a hard phase composed of at least one selected from the group consisting of Zr and / or Hf carbides, nitrides, carbonitrides and solid solutions of two or more of these.
Contains 5 wt%. Further, as the binder phase, only Co or 2 wt% to 15 wt% of Co and Ni are contained. The remaining contents other than the hard phase and the binder phase further include tungsten carbide and unavoidable impurities.
【００３０】このような硬質相および結合相の組成を有
することにより、高速および高送りの切削条件におい
て、工具の耐摩耗性と耐欠損性のバランスを向上するこ
とができる。通常の鋼や鋳物などの加工では、工具の刃
先温度が数百℃〜１０００℃まで上昇し、温度上昇とと
もに工具の合金の強度や硬度が著しく低下する。しか
し、合金中にＺｒやＨｆの炭化物などを本発明の範囲で
添加することにより、従来のＴｉ、Ｔａ、Ｎｂの炭化物
などのみを添加した合金よりも、室温においてはもちろ
ん、高温においての合金強度が高くなるとともに、高温
における硬度を高く維持することができる。すなわち、
本発明品の範囲でＺｒやＨｆの炭化物などを含む合金で
は、室温における硬度は、従来の合金よりも相対的に低
いが、高温（切削温度付近）では逆転して高くなる。し
たがって、炭化物などを同量含む同じ組成の従来合金と
比較して、高温における硬度が高くなるため、硬質相の
量を減らして結合相の量を従来品より増加させて、合金
としての靭性を向上させつつ、耐摩耗性を維持すること
が可能となった。By having such a composition of the hard phase and the binder phase, it is possible to improve the balance between the wear resistance and the fracture resistance of the tool under the cutting conditions of high speed and high feed. In the processing of ordinary steel or casting, the cutting edge temperature of the tool rises to several hundreds of degrees Celsius to 1000 degrees Celsius, and as the temperature rises, the strength and hardness of the alloy of the tool remarkably decreases. However, by adding Zr or Hf carbides to the alloy within the scope of the present invention, the alloy strength at high temperature as well as at room temperature is higher than that of the conventional alloys containing only Ti, Ta and Nb carbides. And the hardness at high temperature can be maintained high. That is,
The alloy containing Zr or Hf carbides within the range of the present invention has a relatively low hardness at room temperature as compared with the conventional alloy, but reversely increases at a high temperature (near cutting temperature). Therefore, as compared with the conventional alloy of the same composition containing the same amount of carbides, etc., the hardness at high temperature becomes higher, so the amount of hard phase is reduced and the amount of binder phase is increased compared to the conventional product to improve the toughness as an alloy. It has become possible to maintain wear resistance while improving.
【００３１】さらに、このような構造を有する超硬合金
母材の表面に、周期律表ＩＶＢ、ＶＢ、ＶＩＢ族金属の
炭化物、窒化物、酸化物、硼化物および酸化アルミニウ
ムのうちの１種もしくはそれ以上からなる単層あるいは
多重層の被覆層を有している。Further, on the surface of the cemented carbide base material having such a structure, one of carbides, nitrides, oxides, borides and aluminum oxides of metals of Group IVB, VB and VIB of the Periodic Table or It has a single-layer or multi-layer coating layer consisting of more than that.
【００３２】このような被覆層を有することにより、超
硬合金の表面の耐摩耗性が確保される。このような被覆
層は、通常の化学蒸着法あるいは物理蒸着法によって形
成される。By having such a coating layer, the wear resistance of the surface of the cemented carbide is ensured. Such a coating layer is formed by an ordinary chemical vapor deposition method or physical vapor deposition method.
【００３３】なお、このときのＺｒおよび／またはＨｆ
の炭化物、窒化物、炭窒化物、およびこれらの２種以上
の固溶体の群より選ばれた１種以上からなる硬質相の量
は、０．３ｗｔ％未満では合金強度および高温における
硬度の向上の効果が十分ではなく、高温や高速での切削
において、工具寿命向上の効果を十分に発揮することが
できない。また、その量が１５ｗｔ％を越えると、合金
の強度の低下が著しくなり、靭性が不足して、やはり工
具寿命が低下する。Incidentally, at this time, Zr and / or Hf
If the amount of the hard phase consisting of the above-mentioned carbides, nitrides, carbonitrides, and one or more kinds selected from the group consisting of two or more kinds of these solid solutions is less than 0.3 wt%, the alloy strength and the hardness at high temperature are improved. The effect is not sufficient, and the effect of improving the tool life cannot be sufficiently exerted in cutting at high temperature and high speed. On the other hand, if the amount exceeds 15 wt%, the strength of the alloy is significantly reduced, the toughness is insufficient, and the tool life is also shortened.
【００３４】また、結合相は２ｗｔ％未満では合金の焼
結性の低下により、また逆に１５ｗｔ％を越えると耐塑
性変形性の低下により、いずれも工具寿命の向上を図る
ことができない。Further, if the binder phase is less than 2 wt%, the sinterability of the alloy is deteriorated, and conversely, if it exceeds 15 wt%, the plastic deformation resistance is deteriorated, so that neither tool life can be improved.
【００３５】Ｚｒ、Ｈｆは、予めそれらにＷを固溶させ
た炭化物、あるいは炭窒化物の形で金属中に添加するこ
とができる。またＺｒの炭窒化物は、Ｈｆとの固溶体で
あっても、同様の効果を得ることができる。Zr and Hf can be added to the metal in the form of carbide or carbonitride in which W is previously solid-solved in them. Further, the same effect can be obtained even if the Zr carbonitride is a solid solution with Hf.
【００３６】従来より、ＷＣ−Ｃｏの超硬合金にＺｒお
よび／またはＨｆなどを添加することにより、合金の強
度を向上可能であることが知られている（「粉体および
粉体冶金」第２６巻第６号、２１３頁）。しかしながら
この添加量については、従来は、結合相であるＣｏの量
が１０％に対して５ｍｏｌ％以下（合金中においてＺｒ
Ｃの場合０．９ｗｔ％以下、ＨｆＣの場合１．６ｗｔ％
以下）という微量添加における検討しかなされていな
い。本発明においては、結合相に対して５ｍｏｌ％以上
添加しており、添加量が従来よりも多い領域について検
討することにより、この領域の組成を有する合金を採用
することが工具寿命の向上に対して効果を有することを
初めて見出したものである。It has been conventionally known that the strength of an alloy can be improved by adding Zr and / or Hf to a WC-Co cemented carbide (see "Powder and powder metallurgy"). 26, No. 6, 213). However, with respect to this addition amount, conventionally, the amount of Co as a binder phase is 5 mol% or less with respect to 10% (Zr
0.9 wt% or less for C, 1.6 wt% for HfC
The following) has only been considered in the addition of a small amount. In the present invention, 5 mol% or more is added to the binder phase, and by studying a region where the addition amount is larger than in the past, it is recommended to adopt an alloy having a composition in this region for improving the tool life. It is the first time that it has been found to have an effect.
【００３７】この被覆超硬合金部材の好ましい実施例に
よれば、被覆層直下の超硬合金母材表面から深さ２〜１
００μｍまでの範囲内において、Ｚｒおよび／またはＨ
ｆの炭化物、窒化物、炭窒化物およびこれらの２種以上
の固溶体の群より選ばれた１種以上からなる硬質相が消
失または減少している超硬合金を用いる。According to a preferred embodiment of the coated cemented carbide member, a depth of 2 to 1 from the surface of the cemented carbide base material immediately below the coating layer.
Within the range of up to 00 μm, Zr and / or H
A cemented carbide in which the hard phase, which is composed of at least one selected from the group consisting of carbides, nitrides, carbonitrides of f, and solid solutions of two or more of these, is eliminated or reduced is used.
【００３８】この構造により、超硬合金表面の靭性を向
上させることができ、上述した超硬合金内部の組成との
組合せによって、超硬合金全体の靭性をさらに向上させ
ることができる。従来、Ｔｉの窒化物または炭窒化物を
利用することによって合金表面にＴｉの窒化物などが消
滅することが知られている（たとえば日本金属学会誌第
４５巻第１号、９０頁）。しかしながらこのような従来
のものにおいては、工具の切刃稜線部には、窒化物など
が消失せずに残っていた。それに対し、本発明の被覆超
硬合金部材においては、ＺｒまたはＨｆなどの、窒化物
または炭窒化物を合金に添加した場合には、切刃稜線部
においても、これらの窒化物または炭窒化物は消失ある
いは減少した構造になっている。この構造によって、従
来の合金に比べて、著しく工具の切刃の靭性を向上させ
ることが可能となった。このＺｒまたはＨｆなどの硬質
相が消失あるいは減少した層は、合金母材表面から２μ
ｍ未満の厚さであると、表面の靭性向上に対して効果が
生じない。またその厚さが１００μｍを越えると、耐摩
耗性の低下につながる。その厚さは、５から５０μｍの
範囲内であることが好ましい。With this structure, the toughness of the cemented carbide surface can be improved, and the toughness of the entire cemented carbide can be further improved by the combination with the above-mentioned composition inside the cemented carbide. It is conventionally known that Ti nitride or the like is eliminated on the surface of an alloy by using Ti nitride or carbonitride (for example, Journal of Japan Institute of Metals, Vol. 45, No. 1, p. 90). However, in such a conventional one, nitrides and the like remained on the cutting edge ridge portion of the tool without disappearing. On the other hand, in the coated cemented carbide member of the present invention, when a nitride or carbonitride such as Zr or Hf is added to the alloy, these nitrides or carbonitrides are also present in the cutting edge ridge portion. Has disappeared or decreased structure. With this structure, it is possible to significantly improve the toughness of the cutting edge of the tool as compared with the conventional alloy. The layer in which the hard phase such as Zr or Hf disappears or decreases is 2μ from the surface of the alloy base material.
If the thickness is less than m, no effect is produced for improving the surface toughness. If the thickness exceeds 100 μm, the wear resistance is reduced. Its thickness is preferably in the range of 5 to 50 μm.
【００３９】このような、硬質相が消失または減少した
層は、Ｚｒおよび／またはＨｆの硬質相を炭化物、窒化
物あるいは炭窒化物として添加し、１３５０℃から１５
００℃の範囲において、真空中あるいは一定の窒素圧力
下で加熱保持し、その保持時間、真空度、窒素圧力を制
御することにより、その厚さを制御することができる。In such a layer in which the hard phase disappears or is reduced, the hard phase of Zr and / or Hf is added as a carbide, a nitride or a carbonitride, and the temperature is changed from 1350 ° C to 15 ° C.
The thickness can be controlled by heating and holding in a vacuum or under a constant nitrogen pressure in the range of 00 ° C., and controlling the holding time, the degree of vacuum, and the nitrogen pressure.
【００４０】本発明の第４の局面における被覆超硬合金
部材は、上記第３の局面における被覆超硬合金部材と同
様の組成を有する被覆超硬合金部材であって、上記硬質
相に加えてさらに、ＺｒとＨｆを除く周期律表のＩＶ
Ｂ、ＶＢ、ＶＩＢ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物お
よびこれらの２種以上の固溶体からなる群より選ばれた
１種以上からなる硬質相を、０．０３ｗｔ％から３５ｗ
ｔ％をさらに含んでいる。The coated cemented carbide member according to the fourth aspect of the present invention is a coated cemented carbide member having the same composition as the coated cemented carbide member according to the third aspect, and in addition to the above hard phase. Furthermore, IV of the periodic table excluding Zr and Hf
0.03 wt% to 35 w of a hard phase composed of one or more selected from the group consisting of carbides, nitrides, carbonitrides of B, VB and VIB group metals and solid solutions of two or more thereof.
It also contains t%.
【００４１】上記構造を有する被覆超硬合金部材の特徴
は以下のとおりである。ＺｒまたはＨｆの炭化物などを
含む合金は、高温下での合金強度や硬度が高いという特
徴を持つため、従来の合金以上に結合相量を増加させて
靭性を向上させることが可能である。しかしながら、一
方、低温では硬度が低いという欠点を有している。その
ため、ＺｒまたはＨｆの炭化物などの硬質相だけでは、
刃先温度の上がらない切削条件で加工する場合などにお
いて、耐摩耗性が不足する傾向がある場合がある。そこ
で、そのような条件下での耐摩耗性の不足を補うため
に、ＺｒまたはＨｆの炭化物などの他に、ＺｒとＨｆを
除く、硬度の高い周期律表のＩＶＢ、ＶＢ、ＶＩＢ族金
属の炭化物などを含有させることによって、低温下での
硬度を保持することが可能となる。ＺｒおよびＨｆ以外
のＩＶＢ、ＶＢ、ＶＩＢ族金属の炭化物などの量が０．
０３ｗｔ％未満では、硬度を高める効果が表われない。
また、その量が３５ｗｔ％を越えると、逆に硬度が高く
なりすぎ、欠損しやすくなるために、工具寿命の低下に
つながる。The characteristics of the coated cemented carbide member having the above structure are as follows. Since alloys containing Zr or Hf carbides have the characteristics of high alloy strength and hardness at high temperatures, it is possible to improve the toughness by increasing the amount of binder phase more than conventional alloys. However, on the other hand, it has the drawback of low hardness at low temperatures. Therefore, only with a hard phase such as Zr or Hf carbide,
In the case of machining under cutting conditions in which the temperature of the cutting edge does not rise, wear resistance may tend to be insufficient. Therefore, in order to compensate for the lack of wear resistance under such conditions, in addition to Zr or Hf carbides, etc., Zr and Hf are excluded from the IVB, VB, and VIB group metals of the periodic table with high hardness. By including a carbide or the like, it becomes possible to maintain the hardness at low temperature. The amount of IVB, VB, and VIB group metal carbides other than Zr and Hf is 0.
If it is less than 03 wt%, the effect of increasing the hardness cannot be obtained.
On the other hand, if the amount exceeds 35 wt%, the hardness becomes too high and the chip is liable to be broken, which leads to shortening of the tool life.
【００４２】その他の硬質相や結合相の数値限定の理由
は、上述した第３の局面における被覆超硬合金部材の場
合と同様である。The reason for limiting the numerical values of the other hard phases and binder phases is the same as in the case of the coated cemented carbide member in the third aspect described above.
【００４３】第４の局面における被覆超硬合金部材にお
いても、上記第３の局面における被覆超硬合金部材と同
様に、被覆層直下の超硬合金母材表面から深さ２〜１０
０μｍまでの範囲において、硬質相が消失または減少し
ていることが望ましい。その理由は上記第３の局面にお
ける好ましい実施例で述べたとおりであり、その厚さの
好ましい範囲は、やはり５から５０μｍである。In the coated cemented carbide member according to the fourth aspect, similarly to the coated cemented carbide member according to the third aspect, the depth of 2 to 10 from the cemented carbide base material surface immediately below the coating layer.
It is desirable that the hard phase disappears or decreases in the range of up to 0 μm. The reason is as described in the preferred embodiment in the third aspect, and the preferable range of the thickness is still 5 to 50 μm.
【００４４】またその厚さの制御方法についても、上述
した第３の局面における被覆超硬合金部材の場合におい
て述べたものと同様の方法が適用可能である。As for the method of controlling the thickness, the same method as that described in the case of the coated cemented carbide member in the third aspect described above can be applied.
【００４５】[0045]
【実施例】以下、本発明の実施例について説明する。 （実施例１）表１に示すＡ〜Ｄの組成（重量％）からな
る完粉を、ＩＳＯ規格ＣＮＭＧ１２０４０８の形状（図
１参照）を有するチップに成形した後、１４５０℃まで
真空昇温し、１時間保持した上で、冷却した。その後、
この焼結体の切刃稜線部１に、ＧＣ砥粒を用いたブラシ
でホーニング処理を行ない、湾曲面を形成した。その
後、形成された焼結体を母材として、通常のＣＶＤで、
内層にＴｉの炭化物、窒化物、および炭窒化物を計７μ
ｍ、外層に酸化アルミニウムを１μｍの厚さで被覆し
た。EXAMPLES Examples of the present invention will be described below. (Example 1) A complete powder composed of compositions A to D (% by weight) shown in Table 1 was molded into a chip having a shape of ISO standard CNMG120408 (see FIG. 1), and then the temperature was raised to 1450 ° C. under vacuum. It was kept for 1 hour and then cooled. afterwards,
The cutting edge ridge portion 1 of this sintered body was subjected to a honing treatment with a brush using GC abrasive grains to form a curved surface. After that, by using the formed sintered body as a base material and performing ordinary CVD,
7μ in total of Ti carbide, nitride, and carbonitride in the inner layer
The outer layer was coated with aluminum oxide to a thickness of 1 μm.
【００４６】これらの各サンプルについて、図１に示す
切刃稜線部１における断面構造を分析したところ、次の
ような結果が得られた。When the cross-sectional structure of the cutting edge ridge line portion 1 shown in FIG. 1 was analyzed for each of these samples, the following results were obtained.
【００４７】サンプルＡの断面構造を図２（ａ）
（ｂ）、サンプルＤの断面を図（ａ）（ｂ）に示す。図
２（ａ），３（ａ）は組織写真を示し、図２（ｂ），３
（ｂ）はそれぞれの模式図を示している。内層および外
層からなる被覆層は、図２（ｂ）、３（ｂ）において
は、単一の層として、参照番号２を付して表わされてい
る。図２（ｂ），３（ｂ）の模式図に示すように、サン
プルＡは切刃稜線部１にも脱β層３が形成されているの
に対し、サンプルＤにおいてはそれが形成されていない
ことがわかる。各サンプルの平坦部における脱β層３の
厚みａ、切刃稜線部１における脱β層３の厚みｂ（ａお
よびｂについては図２（ｂ）参照）、およびこれらの比
率ｂ／ａを下記の表１に示す。The cross-sectional structure of sample A is shown in FIG.
(B), the cross section of sample D is shown in FIGS. 2 (a) and 3 (a) show photographs of the structure, and FIGS.
(B) has shown each schematic diagram. The covering layer consisting of the inner layer and the outer layer is represented by a reference numeral 2 as a single layer in FIGS. 2 (b) and 3 (b). As shown in the schematic views of FIGS. 2B and 3B, in the sample A, the deβ-layer 3 is formed also on the cutting edge ridge line portion 1, whereas in the sample D, it is formed. I know there isn't. The thickness a of the deβ-layer 3 in the flat portion of each sample, the thickness b of the deβ-layer 3 in the cutting edge ridgeline portion 1 (see FIG. 2B for a and b), and the ratio b / a thereof are as follows. Is shown in Table 1.
【００４８】[0048]
【表１】 [Table 1]
【００４９】上記サンプルＡ〜Ｄを用いて、切削性能の
評価試験を行なった。評価試験の切削条件ｑｏ以下に示
す。An evaluation test of cutting performance was performed using the samples A to D. The cutting conditions qo of the evaluation test are shown below.
【００５０】切削条件１（耐摩耗性テスト） 切削速度：３００ｍ／min 被削材：ＳＣＭ４１５ 送り：０．４ｍｍ／rev 切削時間：３０ｍｉｎ 切込み：２．０ｍｍ 切削油：水溶性切削条件２（耐欠損性テスト） 切削速度：１００ｍ／min 被削材：ＳＣＭ４３５（４溝材） 送り：０．２〜０．４ｍｍ／rev 切削時間：３０ｓｅｃ 切込み：２．０ｍｍ ８回繰返し 上記評価試験の結果は、次の表２に示す通りである。 Cutting condition 1 (wear resistance test) Cutting speed: 300 m / min Work material: SCM415 Feed: 0.4 mm / rev Cutting time: 30 min Cutting depth: 2.0 mm Cutting oil: Water-soluble cutting condition 2 (fracture resistance) Property test) Cutting speed: 100 m / min Work material: SCM435 (4 groove material) Feed: 0.2-0.4 mm / rev Cutting time: 30 sec Depth: 2.0 mm Repeated 8 times The results of the above evaluation test are as follows. Table 2 below.
【００５１】[0051]
【表２】 [Table 2]
【００５２】上記の試験結果から明らかなように、切刃
稜線部１に脱β層３のないサンプルＤは、逃げ面摩耗
量、欠損率ともに他のサンプルに比べて劣っている。 （実施例２）次に、下記の表３に示すＥ〜Ｋの組成（重
量％）からなる完粉を用い、被覆超硬合金を形成した。
チップ形状、焼結条件、切刃稜線部のホーニング加工条
件および被覆層２の組成の厚さは、上記実施例１と同様
である。各サンプルの平坦部と切刃稜線部１における脱
β層３の厚み（上記ａおよびｂ）と、これらの比率（ｂ
／ａ）を次の表３に示す。As is clear from the above test results, the sample D having no de-β layer 3 on the cutting edge ridge 1 is inferior to the other samples in both the flank wear amount and the defect rate. (Example 2) Next, a coated cemented carbide was formed by using complete powders having compositions (wt%) of E to K shown in Table 3 below.
The chip shape, the sintering conditions, the honing conditions for the cutting edge ridges, and the composition thickness of the coating layer 2 are the same as in Example 1 above. The thickness of the de-β layer 3 in the flat portion and the cutting edge ridge line portion 1 of each sample (above a and b) and their ratio (b
/ A) is shown in Table 3 below.
【００５３】[0053]
【表３】 [Table 3]
【００５４】上記サンプルＥ〜Ｋを用いて、切削性能の
評価試験を行なった。評価試験の切削条件を以下に示
す。A cutting performance evaluation test was performed using the samples E to K. The cutting conditions of the evaluation test are shown below.
【００５５】切削条件３（耐摩耗性テスト） 切削速度：２２０ｍ／min 被削材：ＳＣＭ４３５ 送り：０．４ｍｍ／rev 切削時間：２０ｍｉｎ 切込み：２．０ｍｍ 切削油：水溶性切削条件４（耐欠損性テスト） 切削速度：１００ｍ／min 被削材：ＳＣＭ４３５（４溝材） 送り：０．２〜０．４ｍｍ／rev 切削時間：３０ｓｅｃ 切込み：２．０ｍｍ ８回繰返し また、上記評価試験結果を下記の表４に示す。 Cutting Condition 3 (Abrasion Resistance Test) Cutting Speed: 220 m / min Work Material: SCM435 Feed: 0.4 mm / rev Cutting Time: 20 min Cutting Depth: 2.0 mm Cutting Oil: Water-soluble Cutting Condition 4 (Fracture Resistance) Property test) Cutting speed: 100 m / min Work material: SCM435 (4 groove material) Feed: 0.2 to 0.4 mm / rev Cutting time: 30 sec Depth of cut: 2.0 mm Repeated 8 times The above evaluation test results are shown below. Table 4 below.
【００５６】[0056]
【表４】 [Table 4]
【００５７】以上の試験結果に示すように、本発明品の
サンプルＥ〜Ｋでは、切刃稜線部１における脱β層３が
存在しない比較品Ｄのサンプルに比べて、耐摩耗性と耐
欠損性のバランスが向上している。サンプルＨでは脱β
層３の厚みが平坦部、稜線部ともに比較的薄いことか
ら、サンプルＪでは平坦部に対する切刃稜線部１の脱β
層３の厚みがやや薄くなっていることから、それぞれ欠
損率がやや高めの傾向になっている。サンプルＩでは平
坦部、稜線部ともに脱β層３の厚みが比較的厚いことか
ら、サンプルＫでは切刃稜線部１における脱β層３の厚
みが厚くなっていることから、それぞれ耐摩耗性がやや
劣る傾向になっている。しかしながら、本発明品のサン
プルＨ〜Ｋにおいても、比較品Ｄに比較して耐摩耗性と
耐欠損性のバランスが十分向上している。 （実施例３）下記の表５に示す組成（重量％）からなる
完粉を、予め金型プレスによって切刃稜線部１に湾曲面
を有するように成形し、これを焼結した後、その焼結体
の母材表面に被覆層２を形成して、被覆超硬合金を形成
した。チップ形状、焼結条件および被覆層２の組成と厚
さは、上記実施例１および実施例２と同様である。サン
プルＬとＭの平坦部と切刃稜線部１における脱β層３の
厚み（ａおよびｂ）とこれらの比率（ｂ／ａ）を次の表
５に示す。As shown in the above test results, in the samples E to K of the present invention, the wear resistance and the fracture resistance were higher than those of the sample of the comparative product D in which the deβ-layer 3 in the cutting edge ridge portion 1 was not present. The balance of sex has improved. De-β in sample H
Since the thickness of the layer 3 is relatively thin in both the flat portion and the ridge portion, in the sample J, the removal of β of the cutting edge ridge portion 1 from the flat portion is performed.
Since the thickness of the layer 3 is slightly thin, the defect rates tend to be slightly high. In Sample I, since the thickness of the deβ-layer 3 is relatively thick in both the flat portion and the ridge portion, in Sample K, the thickness of the deβ-layer 3 in the cutting edge ridge portion 1 is large, so that the wear resistance is high. It tends to be slightly inferior. However, also in Samples H to K of the product of the present invention, the balance between wear resistance and fracture resistance is sufficiently improved as compared with Comparative Product D. (Example 3) Complete powder having the composition (% by weight) shown in Table 5 below was molded in advance by a die press so that the cutting edge ridge line portion 1 had a curved surface, and after sintering, The coating layer 2 was formed on the surface of the base material of the sintered body to form a coated cemented carbide. The chip shape, the sintering conditions, and the composition and thickness of the coating layer 2 are the same as those in the first and second embodiments. Table 5 below shows the thicknesses (a and b) of the deβ-layer 3 in the flat portions of the samples L and M and the cutting edge ridgeline portion 1 and their ratio (b / a).
【００５８】[0058]
【表５】 [Table 5]
【００５９】上記サンプルＬおよびＭについても、切削
性能の評価試験を行なった。評価試験の切削条件は、上
記実施例２と同様（切削条件３および４）である。評価
試験結果を、次の表６に示す。The samples L and M were also evaluated for cutting performance. The cutting conditions of the evaluation test are the same as those of the above-mentioned Example 2 (cutting conditions 3 and 4). The evaluation test results are shown in Table 6 below.
【００６０】[0060]
【表６】 [Table 6]
【００６１】表６に示した評価結果からわかるように、
耐摩耗性についてはサンプルＬ，Ｍともに同等である。
しかしながら、欠損率については、サンプルＬに比べて
サンプルＭが著しく劣っていることが確認された。サン
プルＭの欠損率が劣るのは、硬質層に、Ｚｒおよび／ま
たはＨｆの炭化物、窒化物、炭窒化物より選ばれた１種
以上を含んでいないためである。 （実施例４）ＷＣ−２％ＺｒＮ−４％ＴｉＣ−６％Ｃｏ
の組成を有する完粉を用い、予め金型プレスによって切
刃稜線部１にすくい面側から見て０．１ｍｍの大きさで
２５°の角度の面取りを施し、ＩＳＯ規格ＣＮＭＧ１２
０４０８の形状を有するチップに成形した。その後この
チップを真空中において昇温し、１４００℃で１時間保
持して焼結体を形成した。この焼結体を母材として、上
記実施例１，２および３と同様の被覆層２を形成し、こ
れをサンプルＮとした。As can be seen from the evaluation results shown in Table 6,
The samples L and M have the same wear resistance.
However, with respect to the defect rate, it was confirmed that the sample M was significantly inferior to the sample L. The defect rate of the sample M is inferior because the hard layer does not contain one or more selected from Zr and / or Hf carbides, nitrides, and carbonitrides. (Example 4) WC-2% ZrN-4% TiC-6% Co
Using the finished powder having the composition of No. 2, the cutting edge ridge line portion 1 was chamfered with a size of 0.1 mm when viewed from the rake face side in advance by a die press, and ISO standard CNMG12
It was molded into a chip having a shape of 0408. After that, the temperature of this chip was raised in vacuum and kept at 1400 ° C. for 1 hour to form a sintered body. Using this sintered body as a base material, a coating layer 2 similar to that in Examples 1, 2, and 3 was formed, and this was used as sample N.
【００６２】また、比較のため、同じ組成の完粉をＣＮ
ＭＧ１２０４０８形状のチップに成形後、サンプルＮと
同じ条件で焼結し、この焼結体の切刃稜線部１を研削し
て、上記と同様の面取り加工を施した。この焼結体を母
材として、上記と同様の被覆層２を形成し、サンプルＯ
とした。Also, for comparison, CN powder of the same composition was used.
After being molded into MG120408-shaped chips, the chips were sintered under the same conditions as the sample N, the cutting edge ridge line portion 1 of this sintered body was ground, and chamfering processing similar to the above was performed. Using this sintered body as a base material, a coating layer 2 similar to the above was formed, and sample O
And
【００６３】上記サンプルＮおよびＯの切刃稜線部１に
おける断面を、それぞれ図４（ａ）（ｂ）に模式的に示
す。また、サンプルＮおよびＯの平坦部と切刃稜線部１
における脱β層３の厚み（ａおよびｂ）とそれらの比率
（ｂ／ａ）を次の表７に示す。The cross sections of the cutting edge ridge portion 1 of the samples N and O are schematically shown in FIGS. 4 (a) and 4 (b), respectively. In addition, the flat portion of the samples N and O and the cutting edge ridge line portion 1
Table 7 below shows the thicknesses (a and b) of the deβ-layer 3 and the ratio (b / a) thereof.
【００６４】[0064]
【表７】 [Table 7]
【００６５】図４（ａ）（ｂ）からわかるように、サン
プルＮは切刃稜線部１に脱β層３が形成されているのに
対して、サンプルＯは切刃稜線部１に脱β層３が形成さ
れていない。As can be seen from FIGS. 4 (a) and 4 (b), the sample N has the de-β layer 3 formed on the cutting edge ridge portion 1, whereas the sample O has the de-β layer removed on the cutting edge ridge portion 1. Layer 3 is not formed.
【００６６】以上の実施例１〜４の評価試験結果から、
耐摩耗性を劣化させることなく対欠損性を向上させるた
めには、次の条件が望ましいことが判明した。From the above evaluation test results of Examples 1 to 4,
It has been found that the following conditions are desirable in order to improve the fracture resistance without deteriorating the wear resistance.
【００６７】 硬質相に、Ｚｒおよび／またはＨｆの
炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸窒化物より選ばれた１
種以上を含むこと。For the hard phase, one selected from Zr and / or Hf carbides, nitrides, carbonitrides, and carbonitrides.
Contain more than one seed.
【００６８】 脱β層の切刃稜線部を構成する平坦部
における厚みは、５〜５０μｍであること。The thickness of the flat portion forming the cutting edge ridge portion of the β removal layer should be 5 to 50 μm.
【００６９】 脱β層の切刃稜線部における厚みは、
上記平坦部における厚みの０．１〜１．４倍であるこ
と、すなわち、０．５〜７０μｍであること。The thickness at the cutting edge ridge of the de-β layer is
It is 0.1 to 1.4 times the thickness of the flat portion, that is, 0.5 to 70 μm.
【００７０】さらに他の実施例について以下に説明す
る。 （実施例５）表８に示す組成（重量％）からなる完粉を
ＩＳＯ規格ＣＮＭＧ１２０４０８の形状（図１参照）の
チップに成形した後、この成形体を真空中において１４
５０℃まで昇温し、その温度で１時間保持して焼結体を
形成した。その後、この焼結体の切刃稜線部１に、ＧＣ
砥粒を用いたブラシでホーニング処理を施した。その
後、この焼結体を母材として、通常のＣＶＤによって、
内側の層としてＴｉの炭化物、窒化物、および炭窒化物
を計７μｍの厚さの被覆層２を形成し、さらにその外側
に、酸化アルミニウムを被覆した。これらの各サンプル
についての、平坦部における結合相富化層の厚みａ、切
刃稜線部における結合相富化層の厚みｂ、これらの比率
ｂ／ａ、および被覆層２直下の母材表面から深さ２〜５
０μｍまでの範囲におけるＣｏの超硬合金内部における
相対的な重量比率を、次の表８に示す。なお、サンプル
Ａ１〜Ｃ１は本発明品、サンプルＤ１は従来品である。Still another embodiment will be described below. (Example 5) After a complete powder having the composition (% by weight) shown in Table 8 was molded into a chip having the shape of ISO standard CNMG120408 (see FIG. 1), this molded body was subjected to 14 in vacuum.
The temperature was raised to 50 ° C., and the temperature was maintained for 1 hour to form a sintered body. After that, on the cutting edge ridge line portion 1 of this sintered body, GC
Honing was performed with a brush using abrasive grains. After that, using this sintered body as a base material, by ordinary CVD,
A coating layer 2 of Ti carbide, nitride, and carbonitride having a total thickness of 7 μm was formed as an inner layer, and the outer layer was further coated with aluminum oxide. For each of these samples, the thickness a of the binder phase-enriched layer in the flat portion, the thickness b of the binder-phase enriched layer in the cutting edge ridge, the ratio b / a of these, and the base material surface immediately below the coating layer 2 Depth 2-5
The relative weight ratio of Co in the cemented carbide within the range of 0 μm is shown in Table 8 below. Samples A1 to C1 are products of the present invention, and sample D1 is a conventional product.
【００７１】[0071]
【表８】 [Table 8]
【００７２】上記各サンプルを用いて、切削性能の評価
試験を、上記実施例１における切削条件１および切削条
件２と同様の条件で行なった。その評価試験結果につい
て、次の表９に示す。Using each of the above samples, a cutting performance evaluation test was conducted under the same conditions as the cutting conditions 1 and 2 in the above-mentioned Example 1. The evaluation test results are shown in Table 9 below.
【００７３】[0073]
【表９】 [Table 9]
【００７４】上記の試験結果から明らかなように、サン
プルＡ１〜Ｃ１は、切刃稜線部１に富化層のないサンプ
ルＤ１に比べて、耐摩耗性が若干優れ、耐欠損性が大幅
に向上していることが確認された。 （実施例６）表１０に示す組成（重量％）からなる完粉
を用い、被覆超硬合金を形成した。チップ形状、焼結条
件、切刃稜線部１のホーニング加工条件および被覆層２
の組成と厚さは、上記実施例１と同様である。各サンプ
ルにおける切刃稜線部１の硬度低下層の厚み、超硬合金
母材表面付近（切刃稜線部１）の硬度と内部の硬度、お
よびそれらの比率を、次の表１０に示す。As is clear from the above test results, the samples A1 to C1 are slightly superior in wear resistance and significantly improved in chipping resistance as compared with the sample D1 having no enriched layer in the cutting edge ridge portion 1. It was confirmed that (Example 6) A coated cemented carbide was formed by using complete powder having the composition (% by weight) shown in Table 10. Chip shape, sintering conditions, honing conditions for the cutting edge ridge 1 and coating layer 2
The composition and thickness are the same as in Example 1 above. Table 10 below shows the thickness of the hardness-reduced layer of the cutting edge ridge line portion 1 in each sample, the hardness near the surface of the cemented carbide base material (cutting edge ridge line portion 1) and the internal hardness, and their ratio.
【００７５】[0075]
【表１０】 [Table 10]
【００７６】上記各サンプルを用いて、切削性能の評価
試験を、上記実施例２における切削条件３および４と同
様の条件で行なった結果を、次の表１１に示す。The following Table 11 shows the results of an evaluation test of cutting performance using each of the above samples under the same conditions as the cutting conditions 3 and 4 in Example 2 above.
【００７７】[0077]
【表１１】 [Table 11]
【００７８】上記試験結果に示すように、サンプルＥ１
〜Ｊ１は、耐摩耗性と耐欠損性のバランスが向上してい
ることがわかる。サンプルＪ１は、耐摩耗性が多少不足
しているが、耐摩耗性と耐欠損性のバランスという点で
は、切刃稜線部に硬度低下層が存在しないサンプルＫ１
に比べて良好な結果となっている。 （実施例７）下記の表１２に示す組成（重量％）からな
る完粉を、予め金型プレスにより、切刃稜線部１を面取
り状に成形し、これを焼結した後、被覆層２を形成して
被覆超硬合金を形成した。チップ形状、焼結条件および
被覆層２の組成と厚さは、上記実施例６および７と同様
である。表１２に示すサンプルＬ１およびＭ１の平坦部
における富化層の厚みａ、切刃稜線部１における富化層
の厚みｂ、これらの比率ｂ／ａ、および被覆層２直下の
母材表面から深さ２〜５０μｍまでの範囲におけるＣｏ
の母材内部に対する相対的な重量比率を、表１２に示
す。また、サンプルＬ１およびＭ１の切刃稜線部の断面
は、それぞれ図５Ａ，５Ｂに模式的に示すとおりであ
る。図５Ａ，５Ｂにおいて、結合相富化層および／また
は硬度低下層は参照番号４を付して表わされている。As shown in the above test results, sample E1
It can be seen that J1 has an improved balance of wear resistance and fracture resistance. The sample J1 has a little insufficient wear resistance, but in terms of the balance between wear resistance and fracture resistance, the sample K1 does not have a hardness-reduced layer on the ridge line of the cutting edge.
It is a good result compared to. (Example 7) A complete powder having the composition (% by weight) shown in Table 12 below was formed into a chamfered cutting edge ridge line portion 1 by a die press in advance, and this was sintered, and then the coating layer 2 was formed. To form a coated cemented carbide. The chip shape, the sintering conditions, and the composition and thickness of the coating layer 2 are the same as those in Examples 6 and 7. The thickness a of the enriched layer in the flat portion of the samples L1 and M1 shown in Table 12, the thickness b of the enriched layer in the cutting edge ridge portion 1, the ratio b / a of these, and the depth from the base material surface immediately below the coating layer 2 Co in the range of 2 to 50 μm
Table 12 shows the relative weight ratio of the above to the inside of the base material. Further, the cross sections of the cutting edge ridges of the samples L1 and M1 are as schematically shown in FIGS. 5A and 5B, respectively. 5A and 5B, the binder phase-enriched layer and / or the hardness-reduced layer are denoted by reference numeral 4.
【００７９】[0079]
【表１２】 [Table 12]
【００８０】上記サンプルＬ１およびＭ１についても、
上記実施例２と同様の切削条件（切削条件３および４）
で、切削性能の評価試験を行なった。その試験結果を次
の表１３に示す。For the samples L1 and M1 as well,
Cutting conditions similar to those of Example 2 (cutting conditions 3 and 4)
Then, an evaluation test of cutting performance was performed. The test results are shown in Table 13 below.
【００８１】[0081]
【表１３】 [Table 13]
【００８２】上記評価試験結果から、耐摩耗性について
はサンプルＬ１およびＭ１ともにほぼ同等であることが
わかるが、欠損率については、サンプルＬ１に比べてＭ
１が著しく劣ることが確認された。これは、サンプルＭ
１の硬質層に、Ｚｒおよび／またはＨｆの炭化物、窒化
物、炭窒化物、酸化物、硼化物および酸化アルミニウム
より選ばれた１種以上を含まないためである。From the above evaluation test results, it can be seen that the abrasion resistance is almost the same in both samples L1 and M1, but the defect rate is M in comparison with sample L1.
It was confirmed that 1 was significantly inferior. This is sample M
This is because one hard layer does not contain at least one selected from Zr and / or Hf carbides, nitrides, carbonitrides, oxides, borides, and aluminum oxides.
【００８３】以上の実施例５〜７の評価試験結果から、
耐摩耗性を劣化させることなく、耐欠損性を向上させる
には次の条件が望ましいことが判明した。From the above evaluation test results of Examples 5 to 7,
It has been found that the following conditions are desirable to improve the fracture resistance without deteriorating the wear resistance.
【００８４】 硬質相に、Ｚｒおよび／またはＨｆの
炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸窒化物より選ばれた１
種以上を含むこと。The hard phase contains 1 selected from Zr and / or Hf carbides, nitrides, carbonitrides, and carbonitrides.
Contain more than one seed.
【００８５】 富化層または硬度低下層の切刃稜線部
を構成する平坦部における厚みは、５〜１００μｍであ
ること。The thickness of the flat portion forming the ridgeline of the cutting edge of the enriched layer or the hardness-reduced layer should be 5 to 100 μm.
【００８６】 富化層または硬度低下層の切刃稜線部
における厚みは、上記平坦部における厚みの０．１〜
１．４倍であること、すなわち、０．５〜１４０μｍで
あること。The thickness of the enriched layer or the hardness-reduced layer at the ridgeline of the cutting edge is 0.1 to 0.15 of that at the flat portion.
1.4 times, that is, 0.5 to 140 μm.
【００８７】 被覆層直下の母材表面から深さ２〜５
０μｍの範囲における鉄族金属の量が、合金内部のそれ
に比べて、重量比で１．５〜５倍であること。A depth of 2 to 5 from the surface of the base material immediately below the coating layer
The amount of the iron group metal in the range of 0 μm is 1.5 to 5 times as large as that in the inside of the alloy.
【００８８】 超硬合金の内部硬度が、５００ｇ荷重
のビッカース硬度で１３００〜１７００ｋｇ／ｍｍ2 、
切刃稜線部における硬度低下層の硬度が上記内部硬度の
０．６〜０．９５倍であること。 以下、さらに他の実施例について説明する。 （実施例８）下記の表１４に示す組成のサンプルを用
い、ＣＮＭＧ１２０４０８の形状のチップに成形後、１
４５０℃で１時間、真空中において保持し、焼結を行な
った。その後、この焼結体の切刃稜線部１に、ＧＣ砥粒
を用いたブラシでホーニング処理を行ない、湾曲面を形
成した。この焼結体を母材として、通常のＣＶＤによっ
て、内層にＴｉの炭化物、窒化物、炭窒化物を計７μｍ
の厚さで、外層に酸化アルミニウムを１μｍの厚さで被
覆した。The internal hardness of the cemented carbide is 1300 to 1700 kg / mm 2 at a Vickers hardness of 500 g load,
The hardness of the hardness lowering layer at the ridgeline of the cutting edge is 0.6 to 0.95 times the internal hardness. Hereinafter, still another embodiment will be described. Example 8 Using a sample having the composition shown in Table 14 below, after molding into a chip having a shape of CNMG120408, 1
Sintering was performed by holding in vacuum at 450 ° C. for 1 hour. After that, the cutting edge ridge line portion 1 of this sintered body was subjected to a honing treatment with a brush using GC abrasive grains to form a curved surface. Using this sintered body as a base material, Ti carbide, nitride, and carbonitride in a total of 7 μm are formed in the inner layer by ordinary CVD.
The outer layer was coated with aluminum oxide to a thickness of 1 μm.
【００８９】また、Ａ２の組成の母材を用い、被覆層２
の内層をＴｉＣｌ4 、ＣＨ3 ＣＮ、Ｈ2 を原料とし、９
００℃のＭＴ−ＣＶＤによって、７μｍの厚さで被覆し
た後、外層に酸化アルミニウムを１μｍの厚さで被覆し
て、サンプルＡ３を形成した。Further, using the base material having the composition of A2, the coating layer 2
The inner layer of TiCl 4 , CH 3 CN and H 2 as raw materials,
After coating with a thickness of 7 μm by MT-CVD at 00 ° C., the outer layer was coated with aluminum oxide with a thickness of 1 μm to form sample A3.
【００９０】[0090]
【表１４】 [Table 14]
【００９１】上記サンプルを分析した結果、サンプルＡ
２，Ｂ２およびＣ２では、切刃稜線部１にη相が０．５
〜２μｍの厚さに析出していたのに対して、サンプルＡ
３では、切刃稜線部１にはη相の析出は見られなかっ
た。As a result of analyzing the above sample, sample A
2, B2 and C2, the η phase is 0.5 in the cutting edge ridge line portion 1.
Sample A was deposited to a thickness of ~ 2 μm.
In No. 3, no precipitation of the η phase was found in the cutting edge ridge portion 1.
【００９２】これらのサンプルにおける脱β層３、結合
相富化層４の厚み、表面硬度低下層４の厚みが、それぞ
れのサンプルで同一であり、サンプルＡ２，Ａ３では、
２０μｍ、Ｂ２では２５μｍ、Ｃ２では３０μｍであっ
た。これらのサンプルの表層領域の内側のＶＢ族金属量
および硬度を下記の表１５に示す。The thicknesses of the β-free layer 3, the binder phase-enriched layer 4 and the surface hardness lowering layer 4 in these samples are the same in each sample, and in Samples A2 and A3,
20 μm, 25 μm for B2, and 30 μm for C2. The amount of Group VB metal and the hardness inside the surface layer region of these samples are shown in Table 15 below.
【００９３】[0093]
【表１５】 [Table 15]
【００９４】比較のための従来品Ｄ２を含む上記サンプ
ルについて、下記の条件で切削加工の評価試験を行なっ
た。For the above sample including the conventional product D2 for comparison, an evaluation test of cutting was performed under the following conditions.
【００９５】切削条件５（耐摩耗性、耐塑性変形性テス
ト） 切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ 被削材：ＳＫ５ 送り：０．７ｍｍ／ｒｅｖ 切削時間：５ｍｉｎ 切込み：２．０ｍｍ 切削油：水溶性切削条件６（耐欠損性テスト） 切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ 被削材：ＳＣＭ４３５ 送り：０．２〜０．４ｍｍ／ｒｅｖ 切削時間：３０ｓｅｃ 切込み：２．０ｍｍ ８回繰返し 上記評価試験結果を次の表１６に示す。 Cutting condition 5 (wear resistance, plastic deformation resistance test
G) Cutting speed: 150 m / min Work material: SK5 Feed: 0.7 mm / rev Cutting time: 5 min Depth of cut: 2.0 mm Cutting fluid: Water-soluble Cutting condition 6 (Fracture resistance test) Cutting speed: 100 m / min Cutting material: SCM435 Feed: 0.2 to 0.4 mm / rev Cutting time: 30 sec Cutting: 2.0 mm Repeated 8 times The evaluation test results are shown in Table 16 below.
【００９６】[0096]
【表１６】 [Table 16]
【００９７】以上の結果から、本発明品のサンプルＡ
２，Ｂ２およびＣ２では比較品Ｄ２に比べて、耐摩耗性
および耐塑性変形性が極めて優れているだけでなく、耐
欠損性にも優れていることがわかる。また、サンプルＡ
３では、サンプルＡ２に比べてさらに耐摩耗性および耐
欠損性が共に優れている。これは、サンプルＡ３の切刃
稜線部１にη相が存在しないことに起因する効果である
と考えられる。 （実施例９）原料粉末として、４μｍ粒度のＷＣ、１〜
２μｍ粒度のＺｒＣ、ＺｒＮ、ＨｆＣ、ＨｆＮ、（Ｚ
ｒ，Ｈｆ）Ｃ（５０ｍｏｌ％ＺｒＣ組成のもの）、（Ｚ
ｒ，Ｗ）Ｃ（９０ｍｏｌ％ＺｒＣ組成のもの）、（Ｈ
ｆ，Ｗ）Ｃ（９０ｍｏｌ％ＨｆＣ組成のもの）、Ｃｏ、
およびＮｉをそれぞれ用意した。この原料粉末を湿式混
合し、下記の表１７に示す組成からなる完粉を形成し
た。これらの完粉を用いて、ＣＮＭＧ１２０４０８の形
状のチップにプレス成形した後、１０００℃〜１４５０
℃まで、５℃／ｍｉｎで、Ｈ2 雰囲気中において昇温し
た。その後１時間、１４５０℃に真空中で保持した後、
冷却した。From the above results, sample A of the present invention product
It can be seen that 2, B2 and C2 are not only excellent in wear resistance and plastic deformation resistance but also excellent in fracture resistance as compared with the comparative product D2. Also, sample A
In No. 3, the wear resistance and the fracture resistance are both superior to those of Sample A2. It is considered that this is an effect resulting from the absence of the η phase in the cutting edge ridge line portion 1 of the sample A3. Example 9 As a raw material powder, WC having a particle size of 4 μm, 1 to
ZrC, ZrN, HfC, HfN, (Z
r, Hf) C (having a 50 mol% ZrC composition), (Z
r, W) C (having a 90 mol% ZrC composition), (H
f, W) C (of 90 mol% HfC composition), Co,
And Ni were prepared respectively. The raw material powders were wet mixed to form a complete powder having the composition shown in Table 17 below. After using these finished powders to press-mold a chip in the shape of CNMG120408, 1000 ° C to 1450
The temperature was raised to 5 ° C. at 5 ° C./min in an H 2 atmosphere. After that, after holding at 1450 ° C. in vacuum for 1 hour,
Cooled.
【００９８】[0098]
【表１７】 [Table 17]
【００９９】次に、形成された焼結体を母材として、刃
先処理を施した後、通常のＣＶＤによって、内層に５μ
ｍの厚さのＴｉＣ、外層に１μｍの厚さの酸化アルミニ
ウムを被覆し、下記の切削条件で切削テストを行なっ
た。Next, using the formed sintered body as a base material, a blade edge treatment was performed, and then 5 μm was formed on the inner layer by ordinary CVD.
m of TiC and 1 μm of aluminum oxide were coated on the outer layer, and a cutting test was conducted under the following cutting conditions.
【０１００】切削条件７（耐摩耗性テスト） 切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ 被削材：ＳＣＭ４１５ 送り：０．５ｍｍ／ｒｅｖ 切削時間：２０ｍｉｎ 切込み：２．０ｍｍ切削条件８（靭性テスト） 切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ 被削材：ＳＣＭ４３５（４溝材） 送り：０．２０〜０．４０ｍｍ／ｒｅｖ 切削時間：３０ｓｅｃ 切込み：２．０ｍｍ ８回繰返し 上記切削テストの結果を、下記の表１８に示す。上記サ
ンプルのうちには、母材表面に硬質相の消滅層を有する
ものと、有しないものがある。このような硬質相の消滅
層を、Ａ層と列記する。各サンプルのＡ層の厚みは、上
記表１７の最右欄に示されている。 Cutting Condition 7 (Abrasion Resistance Test) Cutting Speed: 350 m / min Work Material: SCM415 Feed: 0.5 mm / rev Cutting Time: 20 min Cutting Depth: 2.0 mm Cutting Condition 8 (Toughness Test) Cutting Speed: 100 m / Min Work material: SCM435 (4 groove material) Feed: 0.20 to 0.40 mm / rev Cutting time: 30 sec Cutting depth: 2.0 mm Repeated 8 times The results of the above cutting test are shown in Table 18 below. Some of the above samples have a hard phase extinction layer on the surface of the base material, and some do not. Such a hard phase extinction layer is referred to as an A layer. The thickness of the A layer of each sample is shown in the rightmost column of Table 17 above.
【０１０１】[0101]
【表１８】 [Table 18]
【０１０２】（実施例１０）原料粉末として、４μｍ粒
度のＷＣ、１〜２μｍ粒度のＺｒＮ、ＨｆＮ、（Ｚｒ，
Ｈｆ）Ｃ（５０ｍｏｌ％ＺｒＣ組成のもの）、ＴｉＣ、
ＴｉＮ、ＴａＣ、ＮｂＣ、（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮ（３０ｗｔ
％ＴｉＣ，２５ｗｔ％ＴｉＮで、残りがＷＣ組成のも
の）、（Ｚｒ，Ｗ）ＣＮ（９０ｍｌｏ％ＺｒＣＮで、残
りがＷＣ組成のもの）、（Ｈｆ，Ｗ）ＣＮ（９０ｍｏｌ
％ＨｆＣＮで、残りがＷＣ組成のもの）、（Ｔｉ，Ｈ
ｆ）Ｃ（ＴｉＣが５０ｍｏｌ％組成のもの）、Ｃｏ、お
よびＮｉを、それぞれ用意して、表１９に示す組成から
なる完粉を、上記実施例９と同様にして形成した。この
完粉を用いて、ＣＮＭＧ１２０４０８の形状でチップに
プレス成形した後、１０００℃から１４５０℃まで、５
℃／ｍｉｎで、Ｈ2 雰囲気中において昇温した。１４５
０℃で１時間真空中において保持した後、冷却した。次
に、この焼結体を母材として、刃先処理を施した後、通
常のＣＶＤによって、内層に５μｍの厚さのＴｉＣ、外
層に１μｍの厚さの酸化アルミニウムを被覆して、下記
の表１９に示す本発明品のサンプル１８〜２５を形成し
た。サンプル２６〜３４は、本発明の組成の範囲からは
ずれる組成を有する比較品である。(Example 10) As raw material powder, WC having a particle size of 4 μm, ZrN, HfN having a particle size of 1 to 2 μm, (Zr,
Hf) C (50 mol% ZrC composition), TiC,
TiN, TaC, NbC, (Ti, W) CN (30 wt
% TiC, 25 wt% TiN, the rest is WC composition), (Zr, W) CN (90 mlo% ZrCN, the rest is WC composition), (Hf, W) CN (90 mol
% HfCN with the rest WC composition), (Ti, H
f) C (TiC having a composition of 50 mol%), Co, and Ni were prepared, and a finished powder having the composition shown in Table 19 was formed in the same manner as in Example 9 above. This finished powder was press-molded into a chip in the shape of CNMG120408, and thereafter, from 1000 ° C to 1450 ° C, 5
The temperature was raised in a H 2 atmosphere at a temperature of ° C / min. 145
It was kept in vacuum at 0 ° C. for 1 hour and then cooled. Next, after subjecting the sintered body to a base material and subjecting it to a cutting edge treatment, the inner layer was coated with TiC having a thickness of 5 μm and the outer layer was coated with aluminum oxide having a thickness of 1 μm by ordinary CVD, and the following table was used. Samples 18 to 25 of the invention product shown in 19 were formed. Samples 26-34 are comparative products having compositions outside the composition range of the present invention.
【０１０３】[0103]
【表１９】 [Table 19]
【０１０４】上記表１９に示した各サンプルについて、
下記の切削条件によって、耐摩耗性テストおよび靭性テ
ストを行なった。For each sample shown in Table 19 above,
A wear resistance test and a toughness test were performed under the following cutting conditions.
【０１０５】切削条件９（耐摩耗性テスト） 切削速度：１６０ｍ／ｍｉｎ 被削材：ＳＣＭ４１５ 送り：０．５ｍｍ／ｒｅｖ 切削時間：４０ｍｉｎ 切込み：１．５ｍｍ切削条件１０（靭性テスト） 切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ 被削材：ＳＣＭ４３５（４溝材） 送り：０．１５〜０．２５ｍｍ／ｒｅｖ 切削時間：３０ｓｅｃ 切込み：２．０ｍｍ ８回繰返し 上記評価試験の結果を下記の表２０に示す Cutting Condition 9 (Abrasion Resistance Test) Cutting Speed: 160 m / min Work Material: SCM415 Feed: 0.5 mm / rev Cutting Time: 40 min Cutting Depth: 1.5 mm Cutting Condition 10 (Toughness Test) Cutting Speed: 100 m / Min Work material: SCM435 (4 groove material) Feed: 0.15-0.25 mm / rev Cutting time: 30 sec Depth: 2.0 mm Repeated 8 times The results of the above evaluation tests are shown in Table 20 below.
【０１０６】[0106]
【表２０】 [Table 20]
【０１０７】（実施例１１）実施例９で形成した表１７
のサンプル３および実施例１０で形成した表１９のサン
プル１９を用いて、室温および高温で、抗析力および高
温硬度を測定した。硬度測定時の荷重は５ｋｇ、その結
果を下記の表２１および図６に示す。なお、比較品（表
１７におけるサンプル１７）についての同一の試験結果
も併せて示す。この試験結果から、本発明品であるサン
プル３および１９は、比較品１７に比べて、高温での抗
析力および硬度が高いことがわかる。Example 11 Table 17 formed in Example 9
Sample 3 of Table 1 and Sample 19 of Table 19 formed in Example 10 were used to measure the anti-deposition force and high temperature hardness at room temperature and high temperature. The load during the hardness measurement was 5 kg, and the results are shown in Table 21 and FIG. 6 below. The same test results for the comparative product (Sample 17 in Table 17) are also shown. From this test result, it is understood that Samples 3 and 19 which are the products of the present invention have higher anti-segregation force and hardness at high temperature than Comparative product 17.
【０１０８】[0108]
【表２１】 [Table 21]
【０１０９】[0109]
【発明の効果】以上説明したように、本発明の第１およ
び第２の局面における被覆超硬合金部材によれば、その
切刃稜線部にも、脱β層、結合相富化層、あるいは硬度
低下層が形成されるため、耐摩耗性を劣化させることな
く、耐欠損性を向上させることができる。As described above, according to the coated cemented carbide member according to the first and second aspects of the present invention, the β-layer, the binder phase-enriched layer, or the β phase-depleted layer is also formed in the cutting edge ridge portion. Since the hardness-reduced layer is formed, it is possible to improve the fracture resistance without deteriorating the wear resistance.
【０１１０】また、本発明の第３および第４の局面にお
ける被覆超硬合金部材の硬質相、結合相および被覆層の
組成を有することにより、特に高速の切削条件下での工
具の耐摩耗性と耐欠損性のバランスが向上し、高能率加
工が可能でしかも耐久性の優れた工具が実現される。Further, by having the composition of the hard phase, the binder phase and the coating layer of the coated cemented carbide member according to the third and fourth aspects of the present invention, the wear resistance of the tool particularly under high speed cutting conditions. With this, the balance of fracture resistance is improved, high efficiency machining is possible, and a tool with excellent durability is realized.
【０１１１】本発明の製造方法は、本発明の第１ないし
第４の局面における被覆超硬合金を製造するのに最適な
方法であり、その実施により耐摩耗性、耐欠損性の優れ
た被覆超硬合金部材を得ることができる。The manufacturing method of the present invention is the most suitable method for manufacturing the coated cemented carbide according to the first to fourth aspects of the present invention, and by carrying out the method, a coating excellent in wear resistance and chipping resistance is obtained. A cemented carbide member can be obtained.
【図１】ＩＳＯ規格におけるＣＮＭＧ１２０４０８のチ
ップ形状を示す斜視図である。FIG. 1 is a perspective view showing a chip shape of a CNMG120408 according to ISO standard.
【図２】（ａ）は、本発明の第１の実施例における被覆
超硬合金部材の切刃稜線部における断面を示す組織写
真、（ｂ）はその模式図である。FIG. 2 (a) is a microstructure photograph showing a cross section of the coated cemented carbide member at the cutting edge ridge portion in the first embodiment of the present invention, and FIG. 2 (b) is a schematic view thereof.
【図３】（ａ）は、従来の被覆超硬合金部材の切刃稜線
部における断面を示す組織写真、（ｂ）はその模式図で
ある。FIG. 3 (a) is a structural photograph showing a cross section of a conventional coated cemented carbide member at a cutting edge ridge portion, and FIG. 3 (b) is a schematic view thereof.
【図４】（ａ）は、本発明の他の実施例における被覆超
硬合金部材の切刃稜線部における断面を示す模式図、
（ｂ）は、（ａ）に示す部材との比較用に用いられた部
材の切刃稜線部における断面を示す模式図である。FIG. 4 (a) is a schematic view showing a cross section of a coated cemented carbide member according to another embodiment of the present invention at a cutting edge ridge portion;
(B) is a schematic diagram which shows the cross section in the cutting edge ridgeline part of the member used for the comparison with the member shown in (a).
【図５】（ａ）は、本発明のさらに他の実施例における
被覆超硬合金部材の切刃稜線部における断面を示す模式
図、（ｂ）は、（ａ）の部材との比較用として用いられ
る部材の切刃稜線部における断面を示す模式図である。5 (a) is a schematic view showing a cross section of a coated cemented carbide member at a cutting edge portion of a coated cemented carbide member according to still another embodiment of the present invention, and FIG. 5 (b) is for comparison with the member of (a). It is a schematic diagram which shows the cross section in the cutting edge ridgeline part of the member used.
【図６】本発明のさらに他の実施例における２種類の被
覆超硬合金部材と、従来の被覆超硬合金部材とについて
の、Ｈｖ硬度と温度との関係を示すグラフである。FIG. 6 is a graph showing the relationship between Hv hardness and temperature for two types of coated cemented carbide members and a conventional coated cemented carbide member in yet another embodiment of the present invention.
１ 切刃稜線部 ２ 被覆層 ３ 脱β層 ４ 結合相富化層および／または硬度低下層 1 Cutting edge ridge 2 Cover layer 3 De-β layer 4 Binder phase enriched layer and / or hardness decreasing layer
─────────────────────────────────────────────────────
─────────────────────────────────────────────────── ───
【手続補正書】[Procedure amendment]
【提出日】平成５年７月２１日[Submission date] July 21, 1993
【手続補正１】[Procedure Amendment 1]
【補正対象書類名】明細書[Document name to be amended] Statement
【補正対象項目名】図２[Name of item to be corrected] Figure 2
【補正方法】変更[Correction method] Change
【補正内容】[Correction content]
【図２】（ａ）は、本発明の第１の実施例における被覆
超硬合金部材の切刃稜線部における断面を示す金属組織
写真、（ｂ）はその模式図である。FIG. 2 (a) is a metallographic photograph showing a cross section of a coated cemented carbide member at a cutting edge ridge portion in the first embodiment of the present invention, and FIG. 2 (b) is a schematic view thereof.
【手続補正２】[Procedure Amendment 2]
【補正対象書類名】明細書[Document name to be amended] Statement
【補正対象項目名】図３[Name of item to be corrected] Figure 3
【補正方法】変更[Correction method] Change
【補正内容】[Correction content]
【図３】（ａ）は、従来の被覆超硬合金部材の切刃稜線
部における断面を示す金属組織写真、（ｂ）はその模式
図である。FIG. 3 (a) is a metallographic photograph showing a cross section of a conventional coated cemented carbide member at a cutting edge ridge portion, and FIG. 3 (b) is a schematic view thereof.
───────────────────────────────────────────────────── 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 16/30 7325−4Ｋ (72)発明者 中堂 益男 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─────────────────────────────────────────────────── ─── Continuation of the front page (51) Int.Cl. 5 Identification code Internal reference number FI technical display location C23C 16/30 7325-4K (72) Inventor Masuo Nakado 1-1 1-1 Kunyokita, Itami City, Hyogo Prefecture No. Sumitomo Electric Industries, Ltd. Itami Works
Claims (23)
期律表ＩＶＢ、ＶＢ、ＶＩＢ族金属の炭化物、窒化物、
炭窒化物、炭酸窒化物から選ばれた１種以上を硬質相と
する超硬合金母材の表面に、被覆層を有する被覆超硬合
金部材において、 前記硬質相は、Ｚｒおよび／またはＨｆの炭化物、窒化
物、炭窒化物、炭酸窒化物より選ばれた１種以上とＷＣ
とを含み、 この超硬合金母材の切刃稜線部の最表面に、ＷＣおよび
鉄族金属のみからなる層を有し、 前記被覆層は、周期律表ＩＶＢ、ＶＢ、ＶＩＢ族金属の
炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物、硼化物、および酸
化アルミニウムからなる群より選ばれた１種以上の単層
または多重層であることを特徴とする、被覆超硬合金部
材。1. A carbide, a nitride of a group IVB, VB, or VIB metal of the periodic table, wherein at least one iron group metal is a binding metal.
In a coated cemented carbide member having a coating layer on the surface of a cemented carbide base material having a hard phase selected from one or more selected from carbonitrides and carbonitrides, the hard phase is Zr and / or Hf. WC with one or more selected from carbide, nitride, carbonitride, carbonitride
And a layer made of only WC and an iron group metal on the outermost surface of the cutting edge ridge portion of the cemented carbide base material, wherein the coating layer is a carbide of a group IVB, VB or VIB metal of the periodic table. A coated cemented carbide member, which is a single layer or multiple layers of one or more selected from the group consisting of :, a nitride, a carbonitride, an oxide, a boride, and an aluminum oxide.
みからなる層の厚さが、切刃稜線部を構成する面の平坦
部で５〜５０μｍ、切刃稜線部で前記平坦部における厚
さの０．１〜１．４倍であることを特徴とする、請求項
１記載の被覆超硬合金部材。2. The thickness of the layer consisting only of WC and the iron group metal on the surface of the base material is 5 to 50 μm at the flat portion of the surface constituting the cutting edge ridge, and the thickness at the flat portion at the cutting edge ridge. The coated cemented carbide member according to claim 1, characterized in that
の炭化物、窒化物、炭窒化物より選ばれた１種以上と、
５ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物より選ばれた１
種以上との固溶体、およびＷＣを含むことを特徴とす
る、請求項１または請求項２記載の被覆超硬合金部材。3. The hard phase is Zr and / or Hf.
One or more selected from the carbides, nitrides, and carbonitrides of
1 selected from carbide, nitride and carbonitride of Group 5a metal
The coated cemented carbide member according to claim 1 or 2, which comprises a solid solution of one or more kinds of WC, and WC.
域から深さ１〜２００μｍの合金内部にわたって、硬質
相中のＶＢ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物より選ば
れた１種以上の金属成分が、それよりも内側の領域に比
べて多く含まれていることを特徴とする、請求項３記載
の被覆超硬合金部材。4. One or more kinds selected from carbides, nitrides and carbonitrides of Group VB metals in a hard phase extending from a surface layer region consisting of WC and an iron group metal to the inside of an alloy having a depth of 1 to 200 μm. The coated cemented carbide member according to claim 3, wherein the metal component is contained in a larger amount than in the region inside thereof.
域から深さ１〜２００μｍの合金内部にわたって、Ｚｒ
および／またはＨｆの炭化物、窒化物、炭窒化物より選
ばれた１種以上の金属成分は、それよりも内側の領域と
同じ重量比を有し、かつ、硬質相中のＶＢ族金属の炭化
物、窒化物、炭窒化物より選ばれた１種以上の金属成分
のみの重量比が内側の領域よりも多く含まれていること
を特徴とする、請求項３記載の被覆超硬合金部材。5. Zr extending from the surface layer region consisting of WC and iron group metal to the inside of the alloy having a depth of 1 to 200 μm.
And / or one or more metal components selected from carbides, nitrides, and carbonitrides of Hf have the same weight ratio as the inner region, and are carbides of Group VB metals in the hard phase. The coated cemented carbide member according to claim 3, wherein the weight ratio of only one or more metal components selected from the group consisting of nitrides and carbonitrides is larger than that in the inner region.
域から深さ１〜２００μｍにわたって、それよりも内側
に比べて硬度が高い領域を有し、その領域の最高硬度
が、Ｈｖ硬度、荷重５００ｇで表わして、１４００〜１
９００ｋｇ／ｍｍ2 の範囲であることを特徴とする、請
求項３、４または５記載の被覆超硬合金部材。6. A surface layer region composed of only WC and an iron group metal, has a region having a hardness higher than the inner region from a depth of 1 to 200 μm, and the maximum hardness of the region is Hv hardness and a load of 500 g. Expressed as 1400 to 1
The coated cemented carbide member according to claim 3, 4 or 5, characterized in that it is in the range of 900 kg / mm 2 .
ないことを特徴とする請求項３記載の被覆超硬合金部
材。7. The coated cemented carbide member according to claim 3, wherein the outermost surface of the base metal at the ridgeline of the cutting edge does not contain η phase.
期律表ＩＶＢ、ＶＢ、ＶＩＢ族金属の炭化物、窒化物、
炭窒化物、炭酸窒化物から選ばれた１種以上を硬質相と
する超硬合金母材の表面に、被覆層を有する被覆超硬合
金部材において、 前記硬質相は、Ｚｒおよび／またはＨｆの炭化物、窒化
物、炭窒化物、炭酸窒化物より選ばれた１種以上と、Ｗ
Ｃとを含み、 この超硬合金母材の切刃稜線部の最表面に、結合金属が
母材内部に比べて多い結合相富化層を有し、 前記被覆層は、周期律表ＩＶＢ、ＶＢ、ＶＩＢ族金属の
炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物、硼化物、および酸
化アルミニウムから選ばれた１種以上の単層または多重
層であることを特徴とする、被覆超硬合金部材。8. A carbide or nitride of a metal of group IVB, VB or VIB of the Periodic Table, wherein at least one iron group metal is used as a binding metal.
In a coated cemented carbide member having a coating layer on the surface of a cemented carbide base material having a hard phase selected from one or more selected from carbonitrides and carbonitrides, the hard phase is Zr and / or Hf. One or more selected from carbides, nitrides, carbonitrides, carbonitrides, and W
C and, on the outermost surface of the cutting edge ridge portion of this cemented carbide base material, has a binder phase enriched layer with more binder metal than in the base material, and the coating layer is a periodic table IVB, Coated cemented carbide member characterized by being a single layer or multi-layer of at least one selected from carbides, nitrides, carbonitrides, oxides, borides, and aluminum oxides of VB and VIB group metals. .
を構成する面の平坦部で５〜５０μｍ、切刃稜線部で前
記平坦部における厚さの０．１〜１．４倍であることを
特徴とする、請求項８記載の被覆超硬合金部材。9. The thickness of the binder phase enriched layer is 5 to 50 μm in the flat portion of the surface forming the cutting edge ridge, and 0.1 to 1. It is 4 times, The coated cemented carbide member of Claim 8 characterized by the above-mentioned.
ら深さ２〜５０μｍまでの範囲における結合金属の量
が、母材内部の結合金属の量に対して重量比で１．５〜
５倍であることを特徴とする、請求項８または９記載の
被覆超硬合金部材。10. The amount of the bonding metal in the range of the depth of 2 to 50 μm from the surface of the base metal immediately below the coating layer at the ridge of the cutting edge is 1.5 by weight with respect to the amount of the bond metal inside the base metal. ~
It is 5 times, The coated cemented carbide member of Claim 8 or 9 characterized by the above-mentioned.
０μｍまでの範囲に、母材内部と比較して硬度が低下し
た硬度低下層を有することを特徴とする、請求項８、９
または１０記載の被覆超硬合金部材。11. A depth of 2 to 5 from the surface of the base material immediately below the coating layer.
10. A hardness lowering layer having a hardness lower than that of the inside of the base material is provided in a range of up to 0 μm.
Alternatively, the coated cemented carbide member according to item 10.
カース硬度で、１３００〜１７００ｋｇ／ｍｍ2 であ
り、かつ切刃稜線部の硬度低下層における硬度が前記内
部硬度の０．６〜０．９５倍であることを特徴とする、
請求項８、９、１０または１１記載の被覆超硬合金部
材。12. The base material has an internal hardness of 1300 to 1700 kg / mm 2 as a Vickers hardness under a load of 500 g, and a hardness in a hardness lowering layer of a cutting edge ridge is 0.6 to 0.95 of the internal hardness. Characterized by being doubled,
The coated cemented carbide member according to claim 8, 9, 10 or 11.
ｆの炭化物、窒化物、炭窒化物より選ばれた１種以上
と、ＶＢ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物より選ばれ
た１種以上との固溶体、およびＷＣを含むことを特徴と
する、請求項８記載の被覆超硬合金部材。13. The hard layer comprises Zr and / or H
a solid solution of at least one selected from a carbide, a nitride, and a carbonitride of f and one or more selected from a carbide, a nitride, and a carbonitride of a Group VB metal, and WC, The coated cemented carbide member according to claim 8.
１〜２００μｍにわたって、硬質相中の５ａ族金属の炭
化物、窒化物、炭窒化物より選ばれた１種以上の金属成
分が、その範囲よりも内側に比べて多い重量比を有する
ことを特徴とする、請求項１３記載の被覆超硬合金部
材。14. From the surface layer region of the binder phase enriched layer to a depth of 1 to 200 μm, at least one metal component selected from carbides, nitrides and carbonitrides of Group 5a metals in the hard phase, The coated cemented carbide member according to claim 13, wherein the coated cemented carbide member has a weight ratio higher than that in the range.
１〜２００μｍにわたって、Ｚｒおよび／またはＨｆの
炭化物、窒化物、炭窒化物より選ばれた１種以上の金属
成分は合金内部と同じ重量比を有し、かつ、硬質相中の
ＶＢ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物より選ばれた１
種以上の金属成分のみが、内部に比べて多い重量比を有
することを特徴とする、請求項１３記載の被覆超硬合金
部材。15. From the surface layer region of the binder phase enriched layer to a depth of 1 to 200 μm, one or more metal components selected from Zr and / or Hf carbides, nitrides and carbonitrides are contained in the alloy. 1 having the same weight ratio and selected from carbides, nitrides and carbonitrides of VB group metals in the hard phase
14. The coated cemented carbide member according to claim 13, characterized in that only one or more metal components have a higher weight ratio than the inside.
１〜２００μｍにわたって、それよりも内側に比べて硬
度が高い領域を有し、その最高硬度がＨｖ硬度、荷重５
００ｇで表わして、１４００〜１９００ｋｇ／ｍｍ2 の
範囲であることを特徴とする、請求項１３、１４または
１５記載の被覆超硬合金部材。。16. A region having a hardness higher than the inside from the surface region of the binder phase enriched layer to a depth of 1 to 200 μm, and the maximum hardness thereof is Hv hardness and a load of 5.
The coated cemented carbide member according to claim 13, 14 or 15, characterized in that it is in the range of 1400 to 1900 kg / mm 2 when expressed as 00 g. .
を含まないことを特徴とする請求項８記載の被覆超硬合
金部材。。17. The coated cemented carbide member according to claim 8, wherein the outermost surface of the base metal of the ridge of the cutting edge does not contain η phase. .
とを結合金属とする被覆超硬合金部材において、 Ｚｒおよび／またはＨｆの炭化物、窒化物、炭窒化物お
よびこれらの２種以上の固溶体からなる群より選ばれた
１種以上からなる硬質相を、０．３ｗｔ％から１５ｗｔ
％、 結合相としてＣｏのみ、またはＣおよびＮｉを２ｗｔ％
から１５ｗｔ％含有し、 残りが、ＷＣと不可避不純物からなる超硬合金母材の表
面に、 周期律表ＩＶＢ、ＶＢ、ＶＩＢ族の炭化物、窒化物、酸
化物、硼化物および酸化アルミニウムのうちの１種もし
くはそれ以上からなる単層または多重層を被覆したこと
を特徴とする、被覆超硬合金部材。18. A coated cemented carbide member comprising WC and one or more iron group metals as a binding metal, wherein Zr and / or Hf carbide, nitride, carbonitride and two or more thereof are used. From 0.3 wt% to 15 wt% of a hard phase consisting of one or more kinds selected from the group consisting of
%, Co as a binder phase, or 2 wt% of C and Ni
Of the carbide, nitride, oxide, boride and aluminum oxide of Group IVB, VB and VIB of the periodic table on the surface of the cemented carbide base material containing WC and unavoidable impurities. A coated cemented carbide member characterized by being coated with a single layer or multiple layers of one or more kinds.
００μｍの範囲に、Ｚｒおよび／またはＨｆの炭化物、
窒化物、炭窒化物およびこれらの２種以上の固溶体から
なる群より選ばれた１種以上からなる硬質相が消失また
は減少していることを特徴とする、請求項１８記載の被
覆超硬合金部材。19. A depth of 2 to 1 from the surface of the base material immediately below the coating layer.
Carbides of Zr and / or Hf in the range of 00 μm,
19. The coated cemented carbide according to claim 18, characterized in that the hard phase composed of one or more selected from the group consisting of nitrides, carbonitrides and solid solutions of two or more thereof has disappeared or decreased. Element.
上とを結合金属とする被覆超硬合金部材において、 Ｚｒおよび／またはＨｆの炭化物、窒化物、炭窒化物お
よびこれらの２種以上の固溶体からなる群より選ばれた
１種以上からなる硬質相を、０．３ｗｔ％から１５ｗｔ
％、 ＺｒおよびＨｆを除く周期律表ＩＶＢ、ＶＢ、ＶＩＢ族
金属の炭化物、窒化物、炭窒化物およびこれらの２種以
上の固溶体からなる群より選ばれた１種以上からなる硬
質相を０．０３ｗｔ％から３５ｗｔ％、 結合相として、Ｃｏのみ、またはＣｏおよびＮｉを２ｗ
ｔ％から１５ｗｔ％を含有し、 残りがＷＣと不可避不純物とからなる超硬合金母材の表
面に、周期律表ＩＶＢ、ＶＢ、ＶＩＢ族金属の炭化物、
窒化物、酸化物、硼化物および酸化アルミニウムのうち
の１種もしくはそれ以上からなる単層または多重層を被
覆したことを特徴とする、被覆超硬合金部材。20. A coated cemented carbide member containing WC and one or more iron group metals as a binding metal, wherein Zr and / or Hf carbide, nitride, carbonitride and two or more thereof are used. From 0.3 wt% to 15 wt% of a hard phase consisting of one or more kinds selected from the group consisting of
%, Zr and Hf except for the hard phase consisting of one or more selected from the group consisting of carbides, nitrides, carbonitrides of IVB, VB and VIB group metals of the periodic table and two or more solid solutions thereof. 0.03 wt% to 35 wt%, Co only or 2 w of Co and Ni as binder phase
Carbides of Group IVB, VB, and VIB metals on the surface of a cemented carbide base material containing t to 15 wt% and the rest consisting of WC and unavoidable impurities,
A coated cemented carbide member characterized by being coated with a single layer or multiple layers made of one or more of nitride, oxide, boride and aluminum oxide.
００μｍの範囲において、Ｚｒおよび／またはＨｆの炭
化物、窒化物、炭窒化物およびこれらの２種以上の固溶
体からなる群より選ばれた１種以上からなる硬質相と、
ＺｒおよびＨｆを除く周期律表ＩＶＢ、ＶＢ、ＶＩＢ族
金属の炭化物、窒化物、炭窒化物およびこれらの２種以
上の固溶体からなる群より選ばれた１種以上からなる硬
質相とが、消失または減少していることを特徴とする、
請求項２０記載の被覆超硬合金部材。21. A depth of 2 to 1 from the surface of the base material immediately below the coating layer.
A hard phase composed of at least one selected from the group consisting of Zr and / or Hf carbides, nitrides, carbonitrides and solid solutions of two or more thereof in the range of 00 μm;
The hard phase consisting of one or more selected from the group consisting of carbides, nitrides, carbonitrides of IVB, VB, and VIB group metals of the periodic table excluding Zr and Hf and solid solutions of two or more thereof disappears. Or characterized by decreasing,
The coated cemented carbide member according to claim 20.
と、少なくとも、Ｚｒおよび／またはＨｆの炭化物、窒
化物、炭窒化物、炭酸窒化物より選ばれた１種以上と、
ＷＣとを含む硬質相の粉末を焼結する工程と、 切刃稜線部の最表面に、ＷＣおよび結合金属のみからな
る層、結合相富化層、あるいは硬度低下層が残存する範
囲内において、研削または研摩して面取り形状または湾
曲面上に角落とし加工する工程と、周期律表ＩＶＢ、Ｖ
Ｂ、ＶＩＢ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化
物、硼化物および酸化アルミニウムから選ばれた１種以
上の単層または多重層の被覆層を被覆する工程とを備え
たことを特徴とする、被覆超硬合金部材の製造方法。22. A binding metal comprising one or more iron group metals, and at least one or more selected from Zr and / or Hf carbides, nitrides, carbonitrides, and carbonitrides.
In the step of sintering a hard phase powder containing WC, and in a range where a layer consisting of WC and a bonding metal only, a binder phase-enriched layer, or a hardness-reduced layer remains on the outermost surface of the cutting edge ridge, A step of grinding or polishing to chamfer a chamfered shape or a curved surface, and a periodic table IVB, V
B, a VIB group metal carbide, nitride, carbonitride, oxide, boride and aluminum oxide. And a method for producing a coated cemented carbide member.
と、少なくとも、Ｚｒおよび／またはＨｆの炭化物、窒
化物、炭窒化物、炭酸窒化物より選ばれた１種以上と、
ＷＣとを含む硬質相の粉末を、予め金型を用いたプレス
成形によって切刃稜線部が角落しされた形状に成形した
後、焼結する工程と、 周期律表ＩＶＢ、ＶＢ、ＶＩＢ族金属の炭化物、窒化
物、炭窒化物、酸化物、硼化物および酸化アルミニウム
から選ばれた１種以上の単層または多重層の被覆層を被
覆する工程とを備えたことを特徴とする、被覆超硬合金
部材の製造方法。23. At least one binding metal selected from the group consisting of iron-group metals and at least one selected from Zr and / or Hf carbides, nitrides, carbonitrides and carbonitrides.
A step of forming a hard phase powder containing WC into a shape in which the cutting edge ridge is cut off by press molding using a mold in advance, and then sintering the same; IVB, VB, VIB group metals of the periodic table A coating layer of one or more single layers or multiple layers selected from the following carbides, nitrides, carbonitrides, oxides, borides and aluminum oxides. Method for manufacturing hard alloy member.
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Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002210603A (en) * | 2001-01-19 | 2002-07-30 | Sumitomo Electric Ind Ltd | Throwaway tip |
| JP2008179859A (en) * | 2007-01-25 | 2008-08-07 | Tungaloy Corp | Cemented carbide and coated cemented carbide |
| JP2010524710A (en) * | 2007-04-27 | 2010-07-22 | デグテック エルティーディー | Coated cemented carbide cutting tool and pretreatment and coating method for its manufacture |
| JP2011218481A (en) * | 2010-04-08 | 2011-11-04 | Mitsubishi Materials Corp | Cutting insert made from titanium-carbonitride-based cermet, and manufacturing method thereof |
| WO2023189127A1 (en) * | 2022-03-28 | 2023-10-05 | 京セラ株式会社 | Cemented carbide, and coated tool and cutting tool using same |
-
1993
- 1993-04-09 JP JP08343893A patent/JP3235259B2/en not_active Expired - Lifetime
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002210603A (en) * | 2001-01-19 | 2002-07-30 | Sumitomo Electric Ind Ltd | Throwaway tip |
| JP2008179859A (en) * | 2007-01-25 | 2008-08-07 | Tungaloy Corp | Cemented carbide and coated cemented carbide |
| JP2010524710A (en) * | 2007-04-27 | 2010-07-22 | デグテック エルティーディー | Coated cemented carbide cutting tool and pretreatment and coating method for its manufacture |
| JP2011218481A (en) * | 2010-04-08 | 2011-11-04 | Mitsubishi Materials Corp | Cutting insert made from titanium-carbonitride-based cermet, and manufacturing method thereof |
| WO2023189127A1 (en) * | 2022-03-28 | 2023-10-05 | 京セラ株式会社 | Cemented carbide, and coated tool and cutting tool using same |
Also Published As
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|---|---|
| JP3235259B2 (en) | 2001-12-04 |
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