JPH07305181A - 被覆超硬合金 - Google Patents
被覆超硬合金Info
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- JPH07305181A JPH07305181A JP15783694A JP15783694A JPH07305181A JP H07305181 A JPH07305181 A JP H07305181A JP 15783694 A JP15783694 A JP 15783694A JP 15783694 A JP15783694 A JP 15783694A JP H07305181 A JPH07305181 A JP H07305181A
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- cemented carbide
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 ”現状では限界”と思われる被覆超硬工具の
切削工具の性能上の壁を打破し従来になく高靱性で高耐
摩耗性に優れる切削チップを提供することにある。 【構成】 超硬合金基体の表面に下層より順次、常温〜
５００度Ｃの低温域で被覆処理を行なった硬質膜、５０
０〜９３０度Ｃの中温域で被覆処理を行なった硬質膜、
９３０〜１１００度Ｃの高温域で被覆処理を行なった硬
質膜を被覆することにより構成する。
切削工具の性能上の壁を打破し従来になく高靱性で高耐
摩耗性に優れる切削チップを提供することにある。 【構成】 超硬合金基体の表面に下層より順次、常温〜
５００度Ｃの低温域で被覆処理を行なった硬質膜、５０
０〜９３０度Ｃの中温域で被覆処理を行なった硬質膜、
９３０〜１１００度Ｃの高温域で被覆処理を行なった硬
質膜を被覆することにより構成する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、高靱性高耐摩耗性に優
れる被覆超硬合金チップに関する。
れる被覆超硬合金チップに関する。
【０００２】
【従来の技術】被覆超硬合金チップは飛躍的な切削特性
の向上が図れるため産業界での普及が著しい。被覆は現
在ではＰＶＤ、ＨＴ−ＣＶＤが主流で時としてＰＡ−Ｃ
ＶＤ、ＭＴ−ＣＶＤが用いられる。また用いられる膜と
しては化学的に安定で耐クレータ摩耗性に優れるＴｉ
Ｎ、硬度が高く耐フランク摩耗性に優れるＴｉＣ、膜の
酸化を防止して工具寿命の延長を図るＡｌ2Ｏ3、さらに
は最近ではＴｉＮとＴｉＣの中間的な役割を担うＴｉＣ
Ｎを組み合わせた多層膜とするのが一般的である。
の向上が図れるため産業界での普及が著しい。被覆は現
在ではＰＶＤ、ＨＴ−ＣＶＤが主流で時としてＰＡ−Ｃ
ＶＤ、ＭＴ−ＣＶＤが用いられる。また用いられる膜と
しては化学的に安定で耐クレータ摩耗性に優れるＴｉ
Ｎ、硬度が高く耐フランク摩耗性に優れるＴｉＣ、膜の
酸化を防止して工具寿命の延長を図るＡｌ2Ｏ3、さらに
は最近ではＴｉＮとＴｉＣの中間的な役割を担うＴｉＣ
Ｎを組み合わせた多層膜とするのが一般的である。
【０００３】しかしながら、各々の膜は今述べた長所と
同時に短所をあわせ持つ。ＴｉＮは比較的柔らかくこす
り摩耗に弱い。ＴｉＣはブリットルで脆性破壊を生じや
すい。Ａｌ2Ｏ3は他の膜との密着性が悪く剥離しやす
い。これらの欠点を克服し、より高靱性な、より耐摩耗
性に優れる被覆膜を求めて過去より数々の努力がなされ
てきた。しかしながら実用面からの要求に応えうる被覆
工具は未だ提供出来ないのが現状である。
同時に短所をあわせ持つ。ＴｉＮは比較的柔らかくこす
り摩耗に弱い。ＴｉＣはブリットルで脆性破壊を生じや
すい。Ａｌ2Ｏ3は他の膜との密着性が悪く剥離しやす
い。これらの欠点を克服し、より高靱性な、より耐摩耗
性に優れる被覆膜を求めて過去より数々の努力がなされ
てきた。しかしながら実用面からの要求に応えうる被覆
工具は未だ提供出来ないのが現状である。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的はかか
る”現状では限界”と思われる被覆超硬工具の切削工具
の性能上の壁を打破し従来になく高靱性で高耐摩耗性に
優れる切削チップを提供することにある。
る”現状では限界”と思われる被覆超硬工具の切削工具
の性能上の壁を打破し従来になく高靱性で高耐摩耗性に
優れる切削チップを提供することにある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記課題の達成のため、
本発明者らは切削に供せられた被膜の損傷機構を詳細に
調査した結果、次の結果を得た。 （１）膜の剥離は母材／被膜界面で生じる頻度が大 （２）膜の損傷はＴｉＣ膜で重大に起こる。 （３）また母材をふくめた切り刃の損傷はＴｉＣ膜ばか
りでなく母材の被膜近傍部でも時として生ずる。 裏返せば、母材／被膜界面の付着強度を改善し、ＴｉＣ
膜の脆性を低減し、かつ母材の表面近傍の靱性を向上さ
せれば、切削性能を飛躍的に向上させることができるこ
とになる。実際の問題解決となると言うはやすしである
が、結局は以下の過程を経て本発明に至った。
本発明者らは切削に供せられた被膜の損傷機構を詳細に
調査した結果、次の結果を得た。 （１）膜の剥離は母材／被膜界面で生じる頻度が大 （２）膜の損傷はＴｉＣ膜で重大に起こる。 （３）また母材をふくめた切り刃の損傷はＴｉＣ膜ばか
りでなく母材の被膜近傍部でも時として生ずる。 裏返せば、母材／被膜界面の付着強度を改善し、ＴｉＣ
膜の脆性を低減し、かつ母材の表面近傍の靱性を向上さ
せれば、切削性能を飛躍的に向上させることができるこ
とになる。実際の問題解決となると言うはやすしである
が、結局は以下の過程を経て本発明に至った。
【０００６】まずは、ＴｉＣ膜の靱性の向上であるが、
本発明者らはなぜにＴｉＣ膜がバルクのＴｉＣと比較し
て予想以上に靱性が劣るのかについて鋭意調査を行なっ
た結果通常のＴｉＣ被覆（ＨＴ−ＴｉＣ）を行なうと、
母材から多量の母材成分、すなわちＷ、Ｃｏ、ＣがＴｉ
Ｃ膜へと拡散してくることが観察され、これらの拡散元
素がＴｉＣの靱性および耐摩耗性を極端に低下させるこ
とが分かった。さらに、ＨＴ−ＣＶＤではこれらの元素
の拡散はたとい母材とＴｉＣの間に中間層をもうけても
殆ど拡散の障壁とはならずに中間層を通過してＴｉＣ膜
に達してしまうのである。さらにＨＴ−ＣＶＤによるＨ
−ＴｉＣの弊害としていかに原料ガスの混合比の調整や
コーティング条件を変化させてもＴｉＣを形成するＣは
気相から供給されるのではなく大部分が超硬母材から供
給されるのである。
本発明者らはなぜにＴｉＣ膜がバルクのＴｉＣと比較し
て予想以上に靱性が劣るのかについて鋭意調査を行なっ
た結果通常のＴｉＣ被覆（ＨＴ−ＴｉＣ）を行なうと、
母材から多量の母材成分、すなわちＷ、Ｃｏ、ＣがＴｉ
Ｃ膜へと拡散してくることが観察され、これらの拡散元
素がＴｉＣの靱性および耐摩耗性を極端に低下させるこ
とが分かった。さらに、ＨＴ−ＣＶＤではこれらの元素
の拡散はたとい母材とＴｉＣの間に中間層をもうけても
殆ど拡散の障壁とはならずに中間層を通過してＴｉＣ膜
に達してしまうのである。さらにＨＴ−ＣＶＤによるＨ
−ＴｉＣの弊害としていかに原料ガスの混合比の調整や
コーティング条件を変化させてもＴｉＣを形成するＣは
気相から供給されるのではなく大部分が超硬母材から供
給されるのである。
【０００７】そのため超硬表面近傍はＣが不足した状態
となり、よく知られているようにいわゆるイータ脆化相
が形成される。これが母材表面近傍の靱性低下の原因で
ある。残るは低温でＴｉＣの被覆を行ない母材からの拡
散を低減し、結果としてＴｉＣ膜の靱性を向上させる方
法であるが種々検討した結果概略５００度Ｃを越える被
覆処理温度ではやはり拡散が生じＴｉＣ膜を脆化させて
しまう。靱性の良好なＴｉＣ膜を得るには５００度Ｃ以
下のＬＴ−ＣＶＤでなければならないが、ＬＴ−ＣＬで
は母材との密着強度が低く本発明の主旨を具現すること
ができない。この袋小路を本発明者らは従来にない各種
の被覆処理法と被覆処理物質を適切に組み合わせること
で回避し本発明を得るに至った。以下に、特許請求の範
囲に従ってさらに具体的に説明をくわえるが、本発明は
普遍性に富み、用途に応じた各種の高性能な被覆膜が提
供できる。
となり、よく知られているようにいわゆるイータ脆化相
が形成される。これが母材表面近傍の靱性低下の原因で
ある。残るは低温でＴｉＣの被覆を行ない母材からの拡
散を低減し、結果としてＴｉＣ膜の靱性を向上させる方
法であるが種々検討した結果概略５００度Ｃを越える被
覆処理温度ではやはり拡散が生じＴｉＣ膜を脆化させて
しまう。靱性の良好なＴｉＣ膜を得るには５００度Ｃ以
下のＬＴ−ＣＶＤでなければならないが、ＬＴ−ＣＬで
は母材との密着強度が低く本発明の主旨を具現すること
ができない。この袋小路を本発明者らは従来にない各種
の被覆処理法と被覆処理物質を適切に組み合わせること
で回避し本発明を得るに至った。以下に、特許請求の範
囲に従ってさらに具体的に説明をくわえるが、本発明は
普遍性に富み、用途に応じた各種の高性能な被覆膜が提
供できる。
【０００８】
【作用】本発明の骨子は以下のとおりである。 （１）脱炭脆化相であるイータ相を母材に生成させな
い。 （２）被覆処理の最高温度は９３０度Ｃとする。 （３）膜厚みをｄ（μｍ）であらわすと耐フランク摩耗
性を本発明の主旨を具現するには５μｍ＜ｄ（ＴｉＣ）
＋０．３ｄ（ＴｉＣＮ）＜１５μｍとする （４）被膜の靱性を保証するためには、ＴｉＣ膜中のＦ
ｅ族金属、Ｗ量をそれぞれ１０００ｐｐｍ、２０００ｐ
ｐｍ以下とし、またｄ（ＴｉＣ）＜４μｍにおさえる。
い。 （２）被覆処理の最高温度は９３０度Ｃとする。 （３）膜厚みをｄ（μｍ）であらわすと耐フランク摩耗
性を本発明の主旨を具現するには５μｍ＜ｄ（ＴｉＣ）
＋０．３ｄ（ＴｉＣＮ）＜１５μｍとする （４）被膜の靱性を保証するためには、ＴｉＣ膜中のＦ
ｅ族金属、Ｗ量をそれぞれ１０００ｐｐｍ、２０００ｐ
ｐｍ以下とし、またｄ（ＴｉＣ）＜４μｍにおさえる。
【０００９】既に述べたようにＴｉＣを母材に近い、す
なわち最下層付近に位置ずけるとＣ、Ｆｅ金属、Ｗなど
がＴｉＣ膜に混入する。この場合はＴｉＣの成膜温度は
５００度Ｃ未満とすると拡散が防止でき、かつイータ相
の発生が防止できる。しかしＬ−ＣＬは本発明の目的か
らすると母材／被膜の密着性が低いため、Ｌ−ＣＬ被覆
後および／またはＭ−ＣＬ被覆後さらに９３０度Ｃ以上
の温度環境におく必要がある。この処理は別途熱処理を
行なうことも可能であるが、Ｈ−ＣＬの被覆処理を施す
ことが効率的である。
なわち最下層付近に位置ずけるとＣ、Ｆｅ金属、Ｗなど
がＴｉＣ膜に混入する。この場合はＴｉＣの成膜温度は
５００度Ｃ未満とすると拡散が防止でき、かつイータ相
の発生が防止できる。しかしＬ−ＣＬは本発明の目的か
らすると母材／被膜の密着性が低いため、Ｌ−ＣＬ被覆
後および／またはＭ−ＣＬ被覆後さらに９３０度Ｃ以上
の温度環境におく必要がある。この処理は別途熱処理を
行なうことも可能であるが、Ｈ−ＣＬの被覆処理を施す
ことが効率的である。
【００１０】Ｈ−ＴｉＣを被覆する場合はＴｉＮ、Ｔｉ
ＣＮなどの下地膜を９３０度Ｃ以下の温度であらかじめ
被覆しＴｉＣ膜に滞留するＣｏ、Ｗ等を所定量以下に抑
さえる必要がある。その限界値はＦｅ族金属では１００
０ＰＰＭ以下、Ｗでは２０００ＰＰＭ以下である。それ
以上では靱性が低下する。またこのような制限を加えて
もｄ（ＴｉＣ）は４μｍ以下が望ましい。それを越える
と靱性が低下する。しかし本発明の目的からは耐摩耗性
を保証するために本来はｄ（ＴｉＣ）＞５μｍとした
い。そのためＴｉＣの耐摩耗性の役目を一部ＴｉＣＮに
負わせるわけであるが、ＴｉＣＮの耐摩耗性の効果はＴ
ｉＣの概略１／３である。なおＴｉＣＮの被覆はＰＡＣ
ＶＤ、ＰＶＤ、Ｈ−ＣＶＤなど何れの方法でもよいが特
にシアン基をもった原料ガスを用いてＭ−ＣＶＤを行な
うと極めて靱性と耐摩耗性に優れた膜が得られる。
ＣＮなどの下地膜を９３０度Ｃ以下の温度であらかじめ
被覆しＴｉＣ膜に滞留するＣｏ、Ｗ等を所定量以下に抑
さえる必要がある。その限界値はＦｅ族金属では１００
０ＰＰＭ以下、Ｗでは２０００ＰＰＭ以下である。それ
以上では靱性が低下する。またこのような制限を加えて
もｄ（ＴｉＣ）は４μｍ以下が望ましい。それを越える
と靱性が低下する。しかし本発明の目的からは耐摩耗性
を保証するために本来はｄ（ＴｉＣ）＞５μｍとした
い。そのためＴｉＣの耐摩耗性の役目を一部ＴｉＣＮに
負わせるわけであるが、ＴｉＣＮの耐摩耗性の効果はＴ
ｉＣの概略１／３である。なおＴｉＣＮの被覆はＰＡＣ
ＶＤ、ＰＶＤ、Ｈ−ＣＶＤなど何れの方法でもよいが特
にシアン基をもった原料ガスを用いてＭ−ＣＶＤを行な
うと極めて靱性と耐摩耗性に優れた膜が得られる。
【００１１】利用状況からさらに靱性が要求される場合
がある。この場合にはＴｉＣ膜の結晶粒を微細にすれば
良い効果が得られる。しかし通常の被覆処理ではＴｉＣ
の被覆初期では微細でも膜厚が増加するにしたがって急
速に粗粒化する。このため例えば被覆原料ガスのＣＨ４
流に適宜間欠的にＮ２ガスやＮＨ３ガスを混入させると
ＴｉＣ膜の構成粒は常に微細な状態が保たれる。この場
合膜はＴｉＣ／ＴｉＣＮまたはＴｉＣ／ＴｉＮの繰り返
しとなる。またこの繰り返しが多い程ＴｉＣは微細粒で
構成されることになる。この繰り返しによって形成され
る界面は３以上で効果が認められるが１０以上で極めて
顕著となる。
がある。この場合にはＴｉＣ膜の結晶粒を微細にすれば
良い効果が得られる。しかし通常の被覆処理ではＴｉＣ
の被覆初期では微細でも膜厚が増加するにしたがって急
速に粗粒化する。このため例えば被覆原料ガスのＣＨ４
流に適宜間欠的にＮ２ガスやＮＨ３ガスを混入させると
ＴｉＣ膜の構成粒は常に微細な状態が保たれる。この場
合膜はＴｉＣ／ＴｉＣＮまたはＴｉＣ／ＴｉＮの繰り返
しとなる。またこの繰り返しが多い程ＴｉＣは微細粒で
構成されることになる。この繰り返しによって形成され
る界面は３以上で効果が認められるが１０以上で極めて
顕著となる。
【００１２】母材と被膜の界面は剥離が最も生じやすい
部位であるが被膜／被膜界面も基本的には異種材料の接
合であるから、剥離の危険性が高い。そのため時として
被膜／被膜間に更に別の物質を挿入する場合もある。例
えばＴｉＣ／ＴｉＣＮ／Ａｌ2Ｏ3とすることで界面は１
つ増加し、危険部位数がふえるもののＴｉＣＮがＴｉ
Ｃ、Ａｌ2Ｏ3両者との密着性が良好で結果的に剥離の危
険性は減少する。被覆チップの特性は勿論超硬母材の基
本特性を継承する。すなわち靱性に富むチップは靱性に
優れる超硬母材から得られる。耐摩耗性に優れるチップ
は耐摩耗性に優れる超硬母材から得られる。そのため本
発明の主旨を具現する母材は以下のように制限される。
部位であるが被膜／被膜界面も基本的には異種材料の接
合であるから、剥離の危険性が高い。そのため時として
被膜／被膜間に更に別の物質を挿入する場合もある。例
えばＴｉＣ／ＴｉＣＮ／Ａｌ2Ｏ3とすることで界面は１
つ増加し、危険部位数がふえるもののＴｉＣＮがＴｉ
Ｃ、Ａｌ2Ｏ3両者との密着性が良好で結果的に剥離の危
険性は減少する。被覆チップの特性は勿論超硬母材の基
本特性を継承する。すなわち靱性に富むチップは靱性に
優れる超硬母材から得られる。耐摩耗性に優れるチップ
は耐摩耗性に優れる超硬母材から得られる。そのため本
発明の主旨を具現する母材は以下のように制限される。
【００１３】Ｆｅ族金属：５〜２０％、５％未満では靱
性に劣り２０％を越えると耐摩耗性に劣り実用に供しえ
ない。 ＴｉＣ：０〜１０％、ＴｉＣは耐熱性をあげるが１０％
を越えると靱性が低下し実用に供しえない。 ＴａＣ：０〜８％、ＴａＣは耐熱衝撃性をあげるが８％
を越えると靱性が低下する。 ＮｂＣ：０〜４％、ＴａＣと同様４％を越えると靱性が
低下する。 ＺｒＣ：０〜２％、高温耐塑性変形性をあげるが２％を
こえると靱性が低下する。 Ｖ：０〜２％、高温硬度をあげるが２％をこえると靱性
が低下する。 ＣｒまたはＣｒ化合物：０〜３％、耐酸化摩耗を防止す
るが３％を越えると靱性が低下する。 Ｎ：０〜２％、耐熱亀裂性を向上させるが２％を越える
と靱性が低下する。 ＷＣ：残
性に劣り２０％を越えると耐摩耗性に劣り実用に供しえ
ない。 ＴｉＣ：０〜１０％、ＴｉＣは耐熱性をあげるが１０％
を越えると靱性が低下し実用に供しえない。 ＴａＣ：０〜８％、ＴａＣは耐熱衝撃性をあげるが８％
を越えると靱性が低下する。 ＮｂＣ：０〜４％、ＴａＣと同様４％を越えると靱性が
低下する。 ＺｒＣ：０〜２％、高温耐塑性変形性をあげるが２％を
こえると靱性が低下する。 Ｖ：０〜２％、高温硬度をあげるが２％をこえると靱性
が低下する。 ＣｒまたはＣｒ化合物：０〜３％、耐酸化摩耗を防止す
るが３％を越えると靱性が低下する。 Ｎ：０〜２％、耐熱亀裂性を向上させるが２％を越える
と靱性が低下する。 ＷＣ：残
【００１４】なお、激しい断続切削などさらに靱性が要
求される場合には超硬母材の表面近傍部のみを高靱性化
させることがよい効果を生む。母材全体を高靱性化する
と、材料のもつ２面性で耐摩耗性、強度が低下してしま
う。母材表面近傍部を高靱性化することで膜から進行し
てきたクラックは母材内部に深く進入することがなく、
チップの高靱性化が達成できる。
求される場合には超硬母材の表面近傍部のみを高靱性化
させることがよい効果を生む。母材全体を高靱性化する
と、材料のもつ２面性で耐摩耗性、強度が低下してしま
う。母材表面近傍部を高靱性化することで膜から進行し
てきたクラックは母材内部に深く進入することがなく、
チップの高靱性化が達成できる。
【００１５】母材表面近傍の高靱性部は５μｍ以上であ
ればクラックの内部への進行を防止できる効果を生む高
靱性部は燒結時の雰囲気を制御することなどにより内部
よりＣｏ量を多くしたり、ＷＣ量を少なくしたり、Ｔ
ｉ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖなどの化合物を含む場
合はその量が内部よりも少なくすることで達成される。
また発明者らは被覆方法について種々検討してきたが、
Ｌ−被覆についてはＰＡＣＶＤ、ＰＶＤＭ−被覆につい
てはシアン化合物を用いた被覆法が有効であるが、この
方法に限らなくとも良い。Ｈ−被覆については現時点で
一般に流布しているＨ−ＣＶＤで充分その効果が発揮で
きる。
ればクラックの内部への進行を防止できる効果を生む高
靱性部は燒結時の雰囲気を制御することなどにより内部
よりＣｏ量を多くしたり、ＷＣ量を少なくしたり、Ｔ
ｉ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖなどの化合物を含む場
合はその量が内部よりも少なくすることで達成される。
また発明者らは被覆方法について種々検討してきたが、
Ｌ−被覆についてはＰＡＣＶＤ、ＰＶＤＭ−被覆につい
てはシアン化合物を用いた被覆法が有効であるが、この
方法に限らなくとも良い。Ｈ−被覆については現時点で
一般に流布しているＨ−ＣＶＤで充分その効果が発揮で
きる。
【００１６】最後に、膜を構成するＴｉ化合物のＴｉ原
子を３０原子％までＺｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｓｉ
で置換してもそれぞれに応じた効果が得られる。その効
果は概略母材への添加の場合と同じである。ただしＳｉ
は母材へ添加すると靱性の急激な低下をもたらすが、膜
の場合は非常に微細な結晶粒を生成する働きがあり靱性
と耐摩耗性の向上が図れる。ただしいずれの場合も置換
量が３０％をこえると靱性の低下を招聘し本発明の主旨
に反する。
子を３０原子％までＺｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｓｉ
で置換してもそれぞれに応じた効果が得られる。その効
果は概略母材への添加の場合と同じである。ただしＳｉ
は母材へ添加すると靱性の急激な低下をもたらすが、膜
の場合は非常に微細な結晶粒を生成する働きがあり靱性
と耐摩耗性の向上が図れる。ただしいずれの場合も置換
量が３０％をこえると靱性の低下を招聘し本発明の主旨
に反する。
【００１７】
【実施例】表１に示す組成の超硬合金母材を用い所定の
被覆処理を行なった。被覆処理は適宜各種の方法で行な
った。先に示した略記に従って表２に記した。なおシア
ン化合物を用いたＭＴ−ＣＶＤ法はＣＮＣＶＤとした。
また、膜厚は硬質物質の化学記号に続けて数字（μｍ）
で示した。Ａｌ2Ｏ3膜の厚さは３μで一定とした。次
に、被覆した超硬チップはその切削性能を評価するため
次に示す諸元で切削テストを行ない、靱性は破損までの
断続衝撃回数で、耐摩耗性はフランク摩耗量が０．３ｍ
ｍに達するまでの時間を工具寿命として（分）で評価し
た。 被削材 Ｓ５３Ｃ 形状 直径 １６０ｍｍ 長さ ６００ｍｍ 断続切削の場合は幅１０ｍｍの４溝入り チップ形状 ＣＮＭＧ４３２ 全周ブレーカ付き 切削条件 方式：旋盤 速度：１８０ｍ／ｍｉｎ 切り込み：２ｍｍ 送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ
被覆処理を行なった。被覆処理は適宜各種の方法で行な
った。先に示した略記に従って表２に記した。なおシア
ン化合物を用いたＭＴ−ＣＶＤ法はＣＮＣＶＤとした。
また、膜厚は硬質物質の化学記号に続けて数字（μｍ）
で示した。Ａｌ2Ｏ3膜の厚さは３μで一定とした。次
に、被覆した超硬チップはその切削性能を評価するため
次に示す諸元で切削テストを行ない、靱性は破損までの
断続衝撃回数で、耐摩耗性はフランク摩耗量が０．３ｍ
ｍに達するまでの時間を工具寿命として（分）で評価し
た。 被削材 Ｓ５３Ｃ 形状 直径 １６０ｍｍ 長さ ６００ｍｍ 断続切削の場合は幅１０ｍｍの４溝入り チップ形状 ＣＮＭＧ４３２ 全周ブレーカ付き 切削条件 方式：旋盤 速度：１８０ｍ／ｍｉｎ 切り込み：２ｍｍ 送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ
【００１８】断続回数は１０００未満を１、１０００〜
２０００を２、２０００〜５０００を３、５０００以上
を４とランク付けした。また、工具寿命は２０未満を
１、２０〜５０を２、５０〜１００を３、１００〜２０
０を４、２００以上を５とランク付けし、表３にしめし
た。なお、比較するため各種の従来品も同時に切削性能
を調査したが、靱性と寿命のランクを合計した数字はい
ずれも５以下であった。本発明品はその合計はいずれも
７以上であり、高靱性と高耐摩耗性を兼備していること
が証明できた。
２０００を２、２０００〜５０００を３、５０００以上
を４とランク付けした。また、工具寿命は２０未満を
１、２０〜５０を２、５０〜１００を３、１００〜２０
０を４、２００以上を５とランク付けし、表３にしめし
た。なお、比較するため各種の従来品も同時に切削性能
を調査したが、靱性と寿命のランクを合計した数字はい
ずれも５以下であった。本発明品はその合計はいずれも
７以上であり、高靱性と高耐摩耗性を兼備していること
が証明できた。
【００１９】
【表１】
【００２０】
【表２】
【００２１】
【表３】
【００２２】
【発明の効果】以上のようにＴｉＣ膜の不純物を減少さ
せることによって優れた耐摩耗性と靱性を兼備した被覆
超硬チップが得らる。
せることによって優れた耐摩耗性と靱性を兼備した被覆
超硬チップが得らる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２３Ｃ 16/34 16/36 16/40
Claims (27)
- 【請求項１】 超硬合金基体の表面に下層より順次、常
温〜５００度Ｃの低温域で被覆処理を行なった（以下Ｌ
−と略記する）ＴｉＮ、ＴｉＣＮ、ＴｉＣ、ＴｉＡｌＮ
から選ばれた１種または２種以上の単層もしくは多層の
硬質膜（以下Ｌ−ＣＬと略記する）、５００〜９３０度
Ｃの中温域で被覆処理を行なった（以下Ｍ−と略記す
る）ＴｉＣＮ、ＴｉＮから選ばれた単層もしくは多層の
硬質膜（以下Ｍ−ＣＬと略記する）、９３０〜１１００
度Ｃの高温域で被覆処理を行なった（以下Ｈ−と略記す
る）ＴｉＣ、ＴｉＣＮ、ＴｉＮ、Ａｌ2Ｏ3から選ばれた
１種または２種以上で構成された単層もしくは多層の硬
質膜（以下Ｈ−ＣＬと略記する）を被覆することを特徴
とする高靱性高耐摩耗性被覆超硬合金。 - 【請求項２】 超硬合金基体の表面に下層より順次Ｌ−
ＣＬ、Ｈ−ＣＬを被覆したことを特徴とする高靱性高耐
摩耗性被覆超硬合金。 - 【請求項３】 超硬合金基体の表面に下層より順次Ｍ−
ＣＬ、Ｈ−ＣＬを被覆したことを特徴とする高靱性高耐
摩耗性被覆超硬合金。 - 【請求項４】 請求項１の被覆超硬合金において、Ｌ−
ＣＬがＬ−ＴｉＮであることを特徴とする高靱性高耐摩
耗性被覆超硬合金。 - 【請求項５】 請求項１の被覆超硬合金において、Ｌ−
ＣＬがＬ−ＴｉＣＮであることを特徴とする高靱性高耐
摩耗性被覆超硬合金。 - 【請求項６】 請求項１の被覆超硬合金において、Ｌ−
ＣＬがＬ−ＴｉＣであることを特徴とする高靱性高耐摩
耗性被覆超硬合金。 - 【請求項７】 請求項１の被覆超硬合金において、Ｌ−
ＣＬがＬ−ＴｉＡｌＮであることを特徴とする高靱性高
耐摩耗性被覆超硬合金。 - 【請求項８】 請求項１の被覆超硬合金において、Ｌ−
ＣＬが下層よりＬ−ＴｉＮ、Ｌ−ＴｉＣＮであることを
特徴とする高靱性高耐摩耗性超硬合金。 - 【請求項９】 請求項１〜７の被覆超硬合金において、
Ｍ−ＣＬを被覆する場合は該Ｍ−ＣＬがＴｉＣＮである
ことを特徴とする高靱性高耐摩耗性超硬合金。 - 【請求項１０】 請求項１〜７の被覆超硬合金におい
て、Ｍ−ＣＬ層が存在する場合は該Ｍ−ＣＬ層が下層よ
りＭ−ＴｉＮ、Ｍ−ＴｉＣＮであることを特徴とする高
靱性高耐摩耗性超硬合金。 - 【請求項１１】 請求項１〜７の被覆超硬合金におい
て、Ｍ−ＣＬ層が存在する場合は該Ｍ−ＣＬが下層より
Ｍ−ＴｉＮ、Ｍ−ＴｉＣＮ、Ｍ−ＴｉＮであることを特
徴とする高靱性高耐摩耗性超硬合金。 - 【請求項１２】 請求項１〜１１の被覆超硬合金におい
て、Ｈ−ＣＬがＨ−ＴｉＣであることを特徴とする高靱
性高耐摩耗性超硬合金。 - 【請求項１３】 請求項１〜１１の被覆超硬合金におい
て、Ｈ−ＣＬが下層よりＨ−ＴｉＣ、Ｈ−Ａｌ2Ｏ3であ
ることを特徴とする高靱性高耐摩耗性超硬合金。 - 【請求項１４】 請求項１〜１１の被覆超硬合金におい
て、Ｈ−ＣＬが下層よりＨ−ＴｉＣ、Ｈ−Ａｌ2Ｏ3、Ｈ
−ＴｉＮであることを特徴とする高靱性高耐摩耗性超硬
合金。 - 【請求項１５】 請求項１〜１１の被覆超硬合金におい
て、Ｈ−ＣＬが下層よりＨ−ＴｉＣＮ、Ｈ−ＴｉＣ、Ｈ
−Ａｌ2Ｏ3、Ｈ−ＴｉＮまたはＨ−ＴｉＣＮ、Ｈ−Ｔｉ
Ｃ、Ｈ−Ａｌ2Ｏ3またはＨ−ＴｉＣＮ、Ｈ−ＴｉＣであ
ることを特徴とする高靱性高耐摩耗性超硬合金。 - 【請求項１６】 請求項１〜１１の被覆超硬合金におい
て、Ｈ−ＣＬにおけるＴｉＣＮとＴｉＣの界面または／
およびＴｉＮとＴｉＣの界面が少なくとも３以上望まし
くは１０以上存在することを特徴とする高靱性高耐摩耗
性超硬合金。 - 【請求項１７】 請求項１〜１６の被覆超硬合金におい
て、Ｌ−ＣＬを被覆する場合はその方法がいわゆるプラ
ズマアシスト化学蒸着法（以下ＰＡＣＶＤと略記する）
またはいわゆる物理蒸着法（以下ＰＶＤと略記する）に
よることを特徴とする高靱性高耐摩耗性超硬合金。 - 【請求項１８】 請求項１〜１７の被覆超硬合金におい
て、Ｍ−ＴｉＣＮを被覆する場合はその方法がシアン基
を持つ原料ガスを用いた化学蒸着法（以下ＭＴ−ＣＶＤ
と略記する）によることを特徴とする高靱性高耐摩耗性
超硬合金。 - 【請求項１９】 請求項１〜１８の被覆超硬合金におい
て、Ｈ−ＣＬを被覆する場合はその方法がいわゆる高温
化学蒸着法（以下ＨＴ−ＣＶＤと略記する）によること
を特徴とする高靱性高耐摩耗性超硬合金。 - 【請求項２０】 請求項１〜１９の被覆超硬合金におい
て、さらに最上膜層としてＭ−ＣＬおよび／またはＬ−
ＣＬからなる単層または多層の硬質膜を付加したことを
特徴とする高靱性高耐摩耗性超硬合金。 - 【請求項２１】 請求項１〜２０の被覆超硬合金におい
て、該超硬合金基体が次に示す平均組成を有することを
特徴とする高靱性高耐摩耗性被覆超硬合金。 成分 平均組成（重量％） Ｆｅ族 ５〜２０％ ＴｉＣ ０〜１０％ ＴａＣ ０〜８％ ＮｂＣ ０〜４％ ＺｒＣ ０〜２％ Ｖ ０〜２％ ＣｒまたはＣｒ化合物 ０〜３％ Ｎ ０〜２％ （窒化物はＮ換算で） 不可避不純物、ＷＣ 残 - 【請求項２２】 請求項１〜２１の被覆超硬合金におい
て、該超硬合金基体の最表面から合金内部へ向かって５
ミクロンメートル（以下μｍと略記する）の範囲におい
てＴｉまたはＴａまたはＮｂの平均濃度が該超硬合金の
平均組成よも少ないことを特徴とする高靱性高耐摩耗性
被覆超硬合金。 - 【請求項２３】 請求項１〜２２の被覆超硬合金におい
て、該超硬合金基体の最表面から合金内部へ向かって５
μｍの範囲においてＣｏの平均濃度が該超硬合金の平均
組成よも高いことを特徴とする高靱性高耐摩耗性被覆超
硬合金。 - 【請求項２４】 請求項１〜２３の被覆超硬合金におい
て、該超硬合金基体の最表面から合金内部へ向かって５
μｍの範囲においてＷの平均濃度が該超硬合金の平均組
成よも低いことを特徴とする高靱性高耐摩耗性被覆超硬
合金。 - 【請求項２５】 請求項１〜２４の被覆超硬合金におい
て、該硬質被膜のうちＨ−ＴｉＣが存在する場合は該Ｈ
−ＴｉＣに含有されるＦｅ族金属量が１０００ＰＰＭ以
下であることを特徴とする高靱性高耐摩耗性被覆超硬合
金。 - 【請求項２６】 請求項１〜２５の被覆超硬合金におい
て、該硬質被膜のうちＨ−ＴｉＣが存在する場合は該Ｈ
−ＴｉＣに含有されるＷ量が２０００ＰＰＭ以下である
ことを特徴とする高靱性高耐摩耗性被覆超硬合金。 - 【請求項２７】 請求項１〜２６の被覆超硬合金におい
て、硬質被膜におけるＴｉ化合物層の１層または２層以
上において該Ｔｉ化合物層を構成するＴｉの０〜３０原
子％をＺｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｓｉから選ばれた
１種または２種以上で置換することを特徴とする高靱性
高耐摩耗性被覆超硬合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15783694A JPH07305181A (ja) | 1994-05-09 | 1994-05-09 | 被覆超硬合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15783694A JPH07305181A (ja) | 1994-05-09 | 1994-05-09 | 被覆超硬合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07305181A true JPH07305181A (ja) | 1995-11-21 |
Family
ID=15658406
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15783694A Pending JPH07305181A (ja) | 1994-05-09 | 1994-05-09 | 被覆超硬合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07305181A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1996010658A1 (fr) * | 1994-10-04 | 1996-04-11 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Alliage dur revetu |
| JPH1015710A (ja) * | 1996-07-05 | 1998-01-20 | Hitachi Tool Eng Ltd | 表面被覆超硬製切削工具 |
| EP1762638A3 (en) * | 2005-09-09 | 2007-10-17 | Sandvik Intellectual Property AB | PVD coated cutting tool |
| JP2009056536A (ja) * | 2007-08-31 | 2009-03-19 | Mitsubishi Materials Corp | 表面被覆切削工具 |
| JP2009056537A (ja) * | 2007-08-31 | 2009-03-19 | Mitsubishi Materials Corp | 表面被覆切削工具 |
| DE102008013966A1 (de) * | 2008-03-12 | 2009-09-17 | Kennametal Inc. | Hartstoffbeschichteter Körper |
-
1994
- 1994-05-09 JP JP15783694A patent/JPH07305181A/ja active Pending
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1996010658A1 (fr) * | 1994-10-04 | 1996-04-11 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Alliage dur revetu |
| US5871850A (en) * | 1994-10-04 | 1999-02-16 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Coated hard metal material |
| US6183846B1 (en) | 1994-10-04 | 2001-02-06 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Coated hard metal material |
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| JP2009056536A (ja) * | 2007-08-31 | 2009-03-19 | Mitsubishi Materials Corp | 表面被覆切削工具 |
| JP2009056537A (ja) * | 2007-08-31 | 2009-03-19 | Mitsubishi Materials Corp | 表面被覆切削工具 |
| DE102008013966A1 (de) * | 2008-03-12 | 2009-09-17 | Kennametal Inc. | Hartstoffbeschichteter Körper |
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