JPH08118109A - 炭素系硬質被覆層がすぐれた密着性を有する表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具 - Google Patents
炭素系硬質被覆層がすぐれた密着性を有する表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具Info
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- JPH08118109A JPH08118109A JP28587894A JP28587894A JPH08118109A JP H08118109 A JPH08118109 A JP H08118109A JP 28587894 A JP28587894 A JP 28587894A JP 28587894 A JP28587894 A JP 28587894A JP H08118109 A JPH08118109 A JP H08118109A
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- Japan
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- cemented carbide
- cutting tool
- coating layer
- coated
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 炭素系硬質被覆層がすぐれた密着性を有する
表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具を提供する。 【構成】 ＷＣ基超硬合金基体の表面に、気相合成法に
より５〜５０μｍの平均層厚で炭素系硬質被覆層を形成
してなる表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具において、
前記炭素系硬質被覆層が、ラマン分光分析で、１４４０
〜１４６０cm-1にラマンスペクトルの散乱ピークが現わ
れ、かつＭＨｖ：４５００〜５２００kg／mm2 の硬さを
有する硬質炭素質被覆層からなる。
表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具を提供する。 【構成】 ＷＣ基超硬合金基体の表面に、気相合成法に
より５〜５０μｍの平均層厚で炭素系硬質被覆層を形成
してなる表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具において、
前記炭素系硬質被覆層が、ラマン分光分析で、１４４０
〜１４６０cm-1にラマンスペクトルの散乱ピークが現わ
れ、かつＭＨｖ：４５００〜５２００kg／mm2 の硬さを
有する硬質炭素質被覆層からなる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、炭素系硬質被覆層の
炭化タングステン（以下、ＷＣで示す）基超硬合金基体
に対する密着性にすぐれた表面被覆ＷＣ基超硬合金製切
削工具に関するものである。
炭化タングステン（以下、ＷＣで示す）基超硬合金基体
に対する密着性にすぐれた表面被覆ＷＣ基超硬合金製切
削工具に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、ＷＣ基超硬合金の基体表面に、熱
フィラメント法やマイクロ波プラズマ法などの気相合成
法を用いて、５〜５０μｍの平均層厚でダイヤモンド被
覆層やダイヤモンド質炭素（ＤＬＣ）被覆層などからな
る炭素系硬質被覆層を形成してなる表面被覆ＷＣ基超硬
合金製切削工具が知られており、またこれら表面被覆Ｗ
Ｃ基超硬合金製切削工具が、例えばＡｌ−Ｓｉ系合金な
どの切削加工に用いられていることも知られている。
フィラメント法やマイクロ波プラズマ法などの気相合成
法を用いて、５〜５０μｍの平均層厚でダイヤモンド被
覆層やダイヤモンド質炭素（ＤＬＣ）被覆層などからな
る炭素系硬質被覆層を形成してなる表面被覆ＷＣ基超硬
合金製切削工具が知られており、またこれら表面被覆Ｗ
Ｃ基超硬合金製切削工具が、例えばＡｌ−Ｓｉ系合金な
どの切削加工に用いられていることも知られている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】一方、近年の切削加工
に対する高速化および省力化の要求は強く、これに伴な
い、切削加工は高速切削、並びに高送りおよび高切り込
みなどの重切削が行なわれる傾向にあるが、上記の従来
表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具においては、ＷＣ基
超硬合金基体表面に対する炭素系硬質被覆層の密着性が
十分でないために、前記のような苛酷な条件下での切削
では切刃に剥離が発生し易く、これが原因で比較的短時
間で使用寿命に至るのが現状である。
に対する高速化および省力化の要求は強く、これに伴な
い、切削加工は高速切削、並びに高送りおよび高切り込
みなどの重切削が行なわれる傾向にあるが、上記の従来
表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具においては、ＷＣ基
超硬合金基体表面に対する炭素系硬質被覆層の密着性が
十分でないために、前記のような苛酷な条件下での切削
では切刃に剥離が発生し易く、これが原因で比較的短時
間で使用寿命に至るのが現状である。
【０００４】
【課題を解決するための手段】そこで、本発明者等は、
上述のような観点から、ＷＣ基超硬合金基体表面に対す
る密着性にすぐれた炭素系硬質被覆層を開発すべく研究
を行なった結果、上記の従来炭素系硬質被覆層のうちの
ダイヤモンド被覆層についてラマン分光分析を行なう
と、ラマンスペクトルの散乱ピークが１３３２cm-1（シ
ャープなピーク）とＤＬＣ被覆層と同じ１５２０cm
-1（ブロードなピーク）に現われるが、このダイヤモン
ド被覆層の熱フィラメント法による形成条件、例えば、
Ｗフィラメント温度：２０００℃、基体表面温度：８５
０℃、基体表面とＷフィラメント間の距離：１３mm、反
応ガス組成におけるＣＨ4 ／Ｈ2 ：１の形成条件に比し
て、相対的に基体表面温度を高く、かつ基体表面とＷフ
ィラメント間の距離を小さくした条件、例えばＷフィラ
メント温度：２０００〜２２５０℃、基体表面温度：９
００〜９８０℃、基体表面とＷフィラメント間の距離：
３〜５mm、反応ガス組成におけるＣＨ4 ／Ｈ2 ：０．５
〜１．５とした条件で被覆層の形成を行なうと、ラマン
スペクトルの散乱ピークが１４４０〜１４６０cm-1に現
われ、マイクロビッカース硬さで（ＭＨｖ）４５００〜
５２００kg／mm2 の硬さを示す硬質炭素質被覆層が形成
されるようになり、この硬質炭素質被覆層はＷＣ基超硬
合金基体表面に対して著しくすぐれた密着性を示し、し
たがって、この結果の表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工
具は高速切削や重切削などの苛酷な条件での切削加工に
も硬質炭素質被覆層に剥離の発生なく、すぐれた切削性
能を長期に亘って発揮するという研究結果を得たのであ
る。
上述のような観点から、ＷＣ基超硬合金基体表面に対す
る密着性にすぐれた炭素系硬質被覆層を開発すべく研究
を行なった結果、上記の従来炭素系硬質被覆層のうちの
ダイヤモンド被覆層についてラマン分光分析を行なう
と、ラマンスペクトルの散乱ピークが１３３２cm-1（シ
ャープなピーク）とＤＬＣ被覆層と同じ１５２０cm
-1（ブロードなピーク）に現われるが、このダイヤモン
ド被覆層の熱フィラメント法による形成条件、例えば、
Ｗフィラメント温度：２０００℃、基体表面温度：８５
０℃、基体表面とＷフィラメント間の距離：１３mm、反
応ガス組成におけるＣＨ4 ／Ｈ2 ：１の形成条件に比し
て、相対的に基体表面温度を高く、かつ基体表面とＷフ
ィラメント間の距離を小さくした条件、例えばＷフィラ
メント温度：２０００〜２２５０℃、基体表面温度：９
００〜９８０℃、基体表面とＷフィラメント間の距離：
３〜５mm、反応ガス組成におけるＣＨ4 ／Ｈ2 ：０．５
〜１．５とした条件で被覆層の形成を行なうと、ラマン
スペクトルの散乱ピークが１４４０〜１４６０cm-1に現
われ、マイクロビッカース硬さで（ＭＨｖ）４５００〜
５２００kg／mm2 の硬さを示す硬質炭素質被覆層が形成
されるようになり、この硬質炭素質被覆層はＷＣ基超硬
合金基体表面に対して著しくすぐれた密着性を示し、し
たがって、この結果の表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工
具は高速切削や重切削などの苛酷な条件での切削加工に
も硬質炭素質被覆層に剥離の発生なく、すぐれた切削性
能を長期に亘って発揮するという研究結果を得たのであ
る。
【０００５】この発明は、上記の研究結果にもとづいて
なされたものであって、ＷＣ基超硬合金基体の表面に、
気相合成法により５〜５０μｍの平均層厚で炭素系硬質
被覆層を形成してなる表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工
具において、前記炭素系硬質被覆層を、ラマン分光分析
で１４４０〜１４５０cm-1にラマンスペクトルの散乱ピ
ークが現われ、かつＭＨｖ：４５００〜５２００kg／mm
2 の硬さを有する硬質炭素質被覆層で構成してなる、前
記硬質炭素質被覆層がＷＣ基超硬合金基体表面に強固に
密着した表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具に特徴を有
するものである。
なされたものであって、ＷＣ基超硬合金基体の表面に、
気相合成法により５〜５０μｍの平均層厚で炭素系硬質
被覆層を形成してなる表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工
具において、前記炭素系硬質被覆層を、ラマン分光分析
で１４４０〜１４５０cm-1にラマンスペクトルの散乱ピ
ークが現われ、かつＭＨｖ：４５００〜５２００kg／mm
2 の硬さを有する硬質炭素質被覆層で構成してなる、前
記硬質炭素質被覆層がＷＣ基超硬合金基体表面に強固に
密着した表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具に特徴を有
するものである。
【０００６】したがって、上記の硬質炭素質被覆層のラ
マンスペクトルの散乱ピークが１４４０〜１４５０cm-1
の前後いずれかに外れても、ＷＣ基超硬合金基体表面に
対する密着性が低下するようになり、これに伴ない、硬
さもＭＨｖ：４５００kg／mm2 未満になって耐摩耗性が
低下したり、ＭＨｖ：５２００kg／mm2 を越えて高くな
って耐欠損性が低下したりするようになるのである。ま
た、上記の硬質炭素質被覆層の平均層厚を５〜５０μｍ
としたのは、その平均層厚がが５μｍ未満では所望の耐
摩耗性を確保することができず、一方その平均層厚が５
０μｍを越えると切刃に欠けやチッピング（微小欠け）
が発生し易くなるという理由によるものである。
マンスペクトルの散乱ピークが１４４０〜１４５０cm-1
の前後いずれかに外れても、ＷＣ基超硬合金基体表面に
対する密着性が低下するようになり、これに伴ない、硬
さもＭＨｖ：４５００kg／mm2 未満になって耐摩耗性が
低下したり、ＭＨｖ：５２００kg／mm2 を越えて高くな
って耐欠損性が低下したりするようになるのである。ま
た、上記の硬質炭素質被覆層の平均層厚を５〜５０μｍ
としたのは、その平均層厚がが５μｍ未満では所望の耐
摩耗性を確保することができず、一方その平均層厚が５
０μｍを越えると切刃に欠けやチッピング（微小欠け）
が発生し易くなるという理由によるものである。
【０００７】
【実施例】つぎに、この発明の表面被覆ＷＣ基超硬合金
製切削工具を実施例により具体的に説明する。原料粉末
として、平均粒径：３μｍを有する中粒ＷＣ粉末、同５
μｍの粗粒ＷＣ粉末、同１．５μｍの（Ｔｉ，Ｗ）Ｃ
（重量比で、以下同じ、ＴｉＣ／ＷＣ＝３０／７０）粉
末、同１．２μｍの（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮ（ＴｉＣ／ＴｉＮ
／ＷＣ＝２４／２０／５６）粉末、および同１．２μｍ
のＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末を表１に示される
配合組成に配合し、ボールミルで７２時間湿式混合し、
乾燥した後、ＩＳＯ規格ＳＰＧＭ１２０３０８に定める
スローアウエイチップ形状の圧粉体にプレス成形し、こ
の圧粉体を同じく表１に示される条件で真空焼結するこ
とによりＷＣ基超硬合金基体（以下、超硬合金基体とい
う）Ａ〜Ｅをそれぞれ製造した。さらに、上記超硬合金
基体Ａ〜Ｅに、雰囲気：Ａｒ、温度：１３８０℃、圧
力：１００kg／cm2 、時間：１時間の条件でＨＩＰ処理
を施し、引続いて５％硝酸水溶液中に浸漬して前記基体
の最表面から深さ：５μｍに亘ってＣｏ（結合相）を除
去した。さらに、表１には上記超硬合金基体Ａ〜Ｅの内
部硬さ（ロックウエル硬さＡスケール）をそれぞれ示し
た。
製切削工具を実施例により具体的に説明する。原料粉末
として、平均粒径：３μｍを有する中粒ＷＣ粉末、同５
μｍの粗粒ＷＣ粉末、同１．５μｍの（Ｔｉ，Ｗ）Ｃ
（重量比で、以下同じ、ＴｉＣ／ＷＣ＝３０／７０）粉
末、同１．２μｍの（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮ（ＴｉＣ／ＴｉＮ
／ＷＣ＝２４／２０／５６）粉末、および同１．２μｍ
のＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末を表１に示される
配合組成に配合し、ボールミルで７２時間湿式混合し、
乾燥した後、ＩＳＯ規格ＳＰＧＭ１２０３０８に定める
スローアウエイチップ形状の圧粉体にプレス成形し、こ
の圧粉体を同じく表１に示される条件で真空焼結するこ
とによりＷＣ基超硬合金基体（以下、超硬合金基体とい
う）Ａ〜Ｅをそれぞれ製造した。さらに、上記超硬合金
基体Ａ〜Ｅに、雰囲気：Ａｒ、温度：１３８０℃、圧
力：１００kg／cm2 、時間：１時間の条件でＨＩＰ処理
を施し、引続いて５％硝酸水溶液中に浸漬して前記基体
の最表面から深さ：５μｍに亘ってＣｏ（結合相）を除
去した。さらに、表１には上記超硬合金基体Ａ〜Ｅの内
部硬さ（ロックウエル硬さＡスケール）をそれぞれ示し
た。
【０００８】ついで、これらの超硬合金基体Ａ〜Ｅの表
面に、ホーニングを施した状態で、熱フィラメント法を
用い、以下の条件、すなわち、 （ａ） 硬質炭素質被覆層形成条件、 Ｗフィラメント温度：２１００℃、 基体表面温度：９５０℃、 基体表面とＷフィラメント間の距離：５mm、 ＣＨ4 ／Ｈ2 ：１、 （ｂ） ダイヤモンド被覆層形成条件 Ｗフィラメント温度：２０００℃、 基体表面温度：８５０℃、 基体表面とＷフィラメント間の距離：１３mm、 ＣＨ4 ／Ｈ2 ：１、 （ｃ） ＤＬＣ被覆層形成条件 Ｗフィラメント温度：２０００℃、 基体表面温度：４５０℃、 基体表面とＷフィラメント間の距離：１５mm、 ＣＨ4 ／Ｈ2 ：１．５、 以上（ａ）〜（ｃ）の条件で、それぞれ表２に示される
平均層厚の炭素系硬質被覆層を形成することにより本発
明表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具（以下、本発明被
覆工具という）１〜５および従来表面被覆ＷＣ基超硬合
金製切削工具（以下、従来被覆工具という）１〜１０を
それぞれ製造した。また、表２には、上記炭素系硬質被
覆層のラマン分光分析でのラマンスペクトルにシャープ
な散乱ピークが現われる位置を示し、さらに上記各種の
被覆工具の表面硬さ（ＭＨｖ）を示した。
面に、ホーニングを施した状態で、熱フィラメント法を
用い、以下の条件、すなわち、 （ａ） 硬質炭素質被覆層形成条件、 Ｗフィラメント温度：２１００℃、 基体表面温度：９５０℃、 基体表面とＷフィラメント間の距離：５mm、 ＣＨ4 ／Ｈ2 ：１、 （ｂ） ダイヤモンド被覆層形成条件 Ｗフィラメント温度：２０００℃、 基体表面温度：８５０℃、 基体表面とＷフィラメント間の距離：１３mm、 ＣＨ4 ／Ｈ2 ：１、 （ｃ） ＤＬＣ被覆層形成条件 Ｗフィラメント温度：２０００℃、 基体表面温度：４５０℃、 基体表面とＷフィラメント間の距離：１５mm、 ＣＨ4 ／Ｈ2 ：１．５、 以上（ａ）〜（ｃ）の条件で、それぞれ表２に示される
平均層厚の炭素系硬質被覆層を形成することにより本発
明表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具（以下、本発明被
覆工具という）１〜５および従来表面被覆ＷＣ基超硬合
金製切削工具（以下、従来被覆工具という）１〜１０を
それぞれ製造した。また、表２には、上記炭素系硬質被
覆層のラマン分光分析でのラマンスペクトルにシャープ
な散乱ピークが現われる位置を示し、さらに上記各種の
被覆工具の表面硬さ（ＭＨｖ）を示した。
【０００９】また、上記の本発明被覆工具１〜５および
従来被覆工具１〜１０について、被削材：Ａｌ−１７．
８重量％Ｓｉ合金丸棒、切削速度：１０００ｍ／min 、
切り込み：０．５mm、送り：０．２mmの条件でのＡｌ合
金の連続高速切削試験、並びに被削材：Ａｌ−１７．８
重量％Ｓｉ合金からなり、長さ方向にそって幅：２０mm
の溝が４本等間隔で形成された直径：２００mmの丸棒、
切削速度：６００ｍ／min 、切り込み：１mm、送り：
０．２mmの条件でのＡｌ合金の断続高切り込み切削試験
を行ない、いずれの切削試験でも切刃の逃げ面摩耗幅が
０．２mmに至るまでの切削時間を測定した。これらの測
定結果を表３に示した。さらに、図１〜３に、それぞれ
本発明被覆工具１、従来被覆工具１、および同６の炭素
系硬質被覆層のラマン分光分析結果を示した。
従来被覆工具１〜１０について、被削材：Ａｌ−１７．
８重量％Ｓｉ合金丸棒、切削速度：１０００ｍ／min 、
切り込み：０．５mm、送り：０．２mmの条件でのＡｌ合
金の連続高速切削試験、並びに被削材：Ａｌ−１７．８
重量％Ｓｉ合金からなり、長さ方向にそって幅：２０mm
の溝が４本等間隔で形成された直径：２００mmの丸棒、
切削速度：６００ｍ／min 、切り込み：１mm、送り：
０．２mmの条件でのＡｌ合金の断続高切り込み切削試験
を行ない、いずれの切削試験でも切刃の逃げ面摩耗幅が
０．２mmに至るまでの切削時間を測定した。これらの測
定結果を表３に示した。さらに、図１〜３に、それぞれ
本発明被覆工具１、従来被覆工具１、および同６の炭素
系硬質被覆層のラマン分光分析結果を示した。
【００１０】
【表１】
【００１１】
【表２】
【００１２】
【表３】
【００１３】
【発明の効果】表３に示される結果から、本発明被覆工
具１〜５は、いずれも高速切削および高切り込みの苛酷
な条件での切削にもかかわらず、炭素系硬質被覆層に剥
離の発生なく、すぐれた耐摩耗性を示すのに対して、従
来被覆工具１〜１０は、いずれも超硬合金基体表面に対
する炭素系硬質被覆層の密着性が不十分であるために、
炭素系硬質被覆層に剥離が発生し、これが原因で比較的
短時間で使用寿命に至ることが明らかである。上述のよ
うに、この発明の表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具
は、これを構成する炭素系硬質被覆層の超硬合金基体表
面に対する密着性にすぐれているので、通常の条件での
連続切削や断続切削は勿論のこと、高速切削や高切り込
みおよび高送りなどの苛酷な条件での切削にも炭素系硬
質被覆層に剥離の発生なく、すぐれた切削性能を長期に
亘って発揮するのである。
具１〜５は、いずれも高速切削および高切り込みの苛酷
な条件での切削にもかかわらず、炭素系硬質被覆層に剥
離の発生なく、すぐれた耐摩耗性を示すのに対して、従
来被覆工具１〜１０は、いずれも超硬合金基体表面に対
する炭素系硬質被覆層の密着性が不十分であるために、
炭素系硬質被覆層に剥離が発生し、これが原因で比較的
短時間で使用寿命に至ることが明らかである。上述のよ
うに、この発明の表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具
は、これを構成する炭素系硬質被覆層の超硬合金基体表
面に対する密着性にすぐれているので、通常の条件での
連続切削や断続切削は勿論のこと、高速切削や高切り込
みおよび高送りなどの苛酷な条件での切削にも炭素系硬
質被覆層に剥離の発生なく、すぐれた切削性能を長期に
亘って発揮するのである。
【図１】本発明被覆工具１のラマン分光分析結果を示す
図である。
図である。
【図２】従来被覆工具１のラマン分光分析結果を示す図
である。
である。
【図３】従来被覆工具６のラマン分光分析結果を示す図
である。
である。
Claims (1)
- 【請求項１】 炭化タングステン基超硬合金基体の表面
に、気相合成法により５〜５０μｍの平均層厚で炭素系
硬質被覆層を形成してなる表面被覆炭化タングステン基
超硬合金製切削工具において、前記炭素系硬質被覆層
を、ラマン分光分析で、１４４０〜１４６０cm-1にラマ
ンスペクトルの散乱ピークが現われ、かつマイクロビッ
カース硬さで４５００〜５２００kg／mm2 の硬さを有す
る硬質炭素質被覆層で構成したことを特徴とする炭素系
硬質被覆層がすぐれた密着性を有する表面被覆炭化タン
グステン基超硬合金製切削工具。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28587894A JPH08118109A (ja) | 1994-10-26 | 1994-10-26 | 炭素系硬質被覆層がすぐれた密着性を有する表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28587894A JPH08118109A (ja) | 1994-10-26 | 1994-10-26 | 炭素系硬質被覆層がすぐれた密着性を有する表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08118109A true JPH08118109A (ja) | 1996-05-14 |
Family
ID=17697203
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP28587894A Pending JPH08118109A (ja) | 1994-10-26 | 1994-10-26 | 炭素系硬質被覆層がすぐれた密着性を有する表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08118109A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2013136511A (ja) * | 2013-02-04 | 2013-07-11 | Toyohashi Univ Of Technology | Ｄｌｃ膜及びｄｌｃコート金型 |
| JP2015157338A (ja) * | 2014-02-25 | 2015-09-03 | 神奈川県 | 切削工具及び切削加工方法 |
| CN110494240A (zh) * | 2017-03-30 | 2019-11-22 | 京瓷株式会社 | 切削镶刀及切削刀具 |
-
1994
- 1994-10-26 JP JP28587894A patent/JPH08118109A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2013136511A (ja) * | 2013-02-04 | 2013-07-11 | Toyohashi Univ Of Technology | Ｄｌｃ膜及びｄｌｃコート金型 |
| JP2015157338A (ja) * | 2014-02-25 | 2015-09-03 | 神奈川県 | 切削工具及び切削加工方法 |
| CN110494240A (zh) * | 2017-03-30 | 2019-11-22 | 京瓷株式会社 | 切削镶刀及切削刀具 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20030121 |