JPH11236672A - 耐欠損性のすぐれた表面被覆超硬合金製スローアウエイ切削チップ - Google Patents
耐欠損性のすぐれた表面被覆超硬合金製スローアウエイ切削チップInfo
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- JPH11236672A JPH11236672A JP3824898A JP3824898A JPH11236672A JP H11236672 A JPH11236672 A JP H11236672A JP 3824898 A JP3824898 A JP 3824898A JP 3824898 A JP3824898 A JP 3824898A JP H11236672 A JPH11236672 A JP H11236672A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 耐欠損性のすぐれた表面被覆超硬合金製切削
チップを提供する。 【解決手段】 超硬基体の表面に硬質被覆層を化学蒸着
および／または物理蒸着してなる表面被覆超硬合金製切
削チップにおいて、前記硬質被覆層として、前記超硬基
体における切刃部のすくい面、逃げ面、および前記すく
い面と逃げ面の交わる切刃稜線部に亘って、超硬基体表
面側から順に、（ａ）平均層厚：０．１〜２μｍのＴｉ
Ｎ層、（ｂ）平均層厚：１〜１５μｍのｌ−ＴｉＣＮ
層、を形成し、さらに前記すくい面と逃げ面には、
（ｃ）平均層厚：０．５〜５μｍのＴｉＣ層、（ｄ）平
均層厚：０．１〜２μｍのＴｉＣＯ層および／またはＴ
ｉＣＮＯ層、（ｅ）平均層厚：０．５〜１５μｍのα−
Ａｌ2 Ｏ3 層および／またはκ−Ａｌ2 Ｏ3 層、（ｆ）
平均層厚：０．１〜３μｍのＴｉＮ層、を形成する。
チップを提供する。 【解決手段】 超硬基体の表面に硬質被覆層を化学蒸着
および／または物理蒸着してなる表面被覆超硬合金製切
削チップにおいて、前記硬質被覆層として、前記超硬基
体における切刃部のすくい面、逃げ面、および前記すく
い面と逃げ面の交わる切刃稜線部に亘って、超硬基体表
面側から順に、（ａ）平均層厚：０．１〜２μｍのＴｉ
Ｎ層、（ｂ）平均層厚：１〜１５μｍのｌ−ＴｉＣＮ
層、を形成し、さらに前記すくい面と逃げ面には、
（ｃ）平均層厚：０．５〜５μｍのＴｉＣ層、（ｄ）平
均層厚：０．１〜２μｍのＴｉＣＯ層および／またはＴ
ｉＣＮＯ層、（ｅ）平均層厚：０．５〜１５μｍのα−
Ａｌ2 Ｏ3 層および／またはκ−Ａｌ2 Ｏ3 層、（ｆ）
平均層厚：０．１〜３μｍのＴｉＮ層、を形成する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、例えばステンレ
ス鋼、さらにインコネルやハステロイなどの耐熱合金な
どの難削材の断続切削を高送りや高切り込みなどの重切
削化条件で行った場合にも、すぐれた耐欠損性を発揮す
る表面被覆超硬合金製スローアウエイ切削チップ（以
下、被覆超硬チップという）に関するものである。
ス鋼、さらにインコネルやハステロイなどの耐熱合金な
どの難削材の断続切削を高送りや高切り込みなどの重切
削化条件で行った場合にも、すぐれた耐欠損性を発揮す
る表面被覆超硬合金製スローアウエイ切削チップ（以
下、被覆超硬チップという）に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、一般に、図２に切刃部が要部概略
縦断面図で例示される通り、炭化タングステン基超硬合
金基体（以下、超硬基体という）の表面に、いずれも粒
状結晶組織を有する、炭化チタン（以下、ＴｉＣで示
す）層、窒化チタン（以下、同じくＴｉＮで示す）層、
炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）層、炭酸化チタ
ン（以下、ＴｉＣＯで示す）層、窒酸化チタン（以下、
ＴｉＮＯで示す）層、および炭窒酸化チタン（以下、Ｔ
ｉＣＮＯで示す）層のうちの１種または２種以上からな
るＴｉ化合物層と、同じく粒状結晶組織を有する、α型
酸化アルミニウム（以下、α−Ａｌ2 Ｏ3 で示す）層お
よび／またはκ型Ａｌ2 Ｏ3 層とで構成された硬質被覆
層を３〜３０μｍの平均層厚で化学蒸着および／または
物理蒸着してなる被覆超硬チップが知られており、また
この被覆超硬チップが、例えば鋼や鋳鉄などの連続切削
や断続切削に用いられていることも知られている。ま
た、例えば特開平３−８７３６９号公報および特開平６
−８００８号公報などに記載されるように、上記被覆超
硬チップの硬質被覆層において、通常の化学蒸着装置を
用い、１０００℃以上の高温で形成していた上記ＴｉＣ
Ｎ層を、反応ガスとして有機炭窒化物を含む混合ガスを
使用して７００〜９５０℃の中温温度域で化学蒸着を行
うことにより形成した縦長成長結晶組織を有するＴｉＣ
Ｎ層に代えることにより硬質被覆層の靭性向上を図り、
もって切刃に欠けやチッピング（微小欠け）などが発生
するのを著しく抑制した被覆超硬チップも知られてい
る。
縦断面図で例示される通り、炭化タングステン基超硬合
金基体（以下、超硬基体という）の表面に、いずれも粒
状結晶組織を有する、炭化チタン（以下、ＴｉＣで示
す）層、窒化チタン（以下、同じくＴｉＮで示す）層、
炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）層、炭酸化チタ
ン（以下、ＴｉＣＯで示す）層、窒酸化チタン（以下、
ＴｉＮＯで示す）層、および炭窒酸化チタン（以下、Ｔ
ｉＣＮＯで示す）層のうちの１種または２種以上からな
るＴｉ化合物層と、同じく粒状結晶組織を有する、α型
酸化アルミニウム（以下、α−Ａｌ2 Ｏ3 で示す）層お
よび／またはκ型Ａｌ2 Ｏ3 層とで構成された硬質被覆
層を３〜３０μｍの平均層厚で化学蒸着および／または
物理蒸着してなる被覆超硬チップが知られており、また
この被覆超硬チップが、例えば鋼や鋳鉄などの連続切削
や断続切削に用いられていることも知られている。ま
た、例えば特開平３−８７３６９号公報および特開平６
−８００８号公報などに記載されるように、上記被覆超
硬チップの硬質被覆層において、通常の化学蒸着装置を
用い、１０００℃以上の高温で形成していた上記ＴｉＣ
Ｎ層を、反応ガスとして有機炭窒化物を含む混合ガスを
使用して７００〜９５０℃の中温温度域で化学蒸着を行
うことにより形成した縦長成長結晶組織を有するＴｉＣ
Ｎ層に代えることにより硬質被覆層の靭性向上を図り、
もって切刃に欠けやチッピング（微小欠け）などが発生
するのを著しく抑制した被覆超硬チップも知られてい
る。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】一方、近年の切削機械
の高性能化および高出力化はめざましく、かつ省力化に
対する要求も強く、これに伴い、切削加工は高速化およ
び高送りや高切り込みなどの重切削化の傾向にあるが、
上記の従来被覆超硬チップにおいては、これを例えばス
テンレス鋼、さらにインコネルやハステロイなどの耐熱
合金などの難削材の断続切削を、高送りや高切り込みな
どの重切削化条件で行なう切削に用いると、硬質被覆層
を構成するＡｌ2 Ｏ3 層はすぐれた耐摩耗性と耐熱性を
もつものの、脆性の高いものであるために、切刃部に欠
けやチッピングなどの欠損が発生し易く、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。
の高性能化および高出力化はめざましく、かつ省力化に
対する要求も強く、これに伴い、切削加工は高速化およ
び高送りや高切り込みなどの重切削化の傾向にあるが、
上記の従来被覆超硬チップにおいては、これを例えばス
テンレス鋼、さらにインコネルやハステロイなどの耐熱
合金などの難削材の断続切削を、高送りや高切り込みな
どの重切削化条件で行なう切削に用いると、硬質被覆層
を構成するＡｌ2 Ｏ3 層はすぐれた耐摩耗性と耐熱性を
もつものの、脆性の高いものであるために、切刃部に欠
けやチッピングなどの欠損が発生し易く、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、耐欠損性のすぐれた被覆超硬チ
ップを開発すべく研究を行った結果、被覆超硬チップの
硬質被覆層の構成を、超硬基体表面から順に、（ａ）粒
状結晶組織を有するＴｉＮ層（以下、単にＴｉＮ層で示
す）、（ｂ）縦長成長結晶組織を有するＴｉＣＮ層（以
下、ｌ−ＴｉＣＮ層で示す）、（ｃ）粒状結晶組織を有
するＴｉＣ層（以下、単にＴｉＣ層で示す）、（ｄ）粒
状結晶組織を有するＴｉＣＯ層および／またはＴｉＣＮ
Ｏ層（以下、単にＴｉＣＯ層およびＴｉＣＮＯ層で示
す）、（ｅ）粒状結晶組織を有するα−Ａｌ2 Ｏ3 層お
よび／またはκ−Ａｌ2 Ｏ3層（以下、単にα−Ａｌ2
Ｏ3 層およびκ−Ａｌ2 Ｏ3 層で示す）、（ｆ）粒状結
晶組織を有するＴｉＮ層（以下、単にＴｉＮ層で示
す）、に特定した上で、超硬基体における切刃部のすく
い面、逃げ面、および前記すくい面と逃げ面の交わる切
刃稜線部には、 （ａ）平均層厚：０．１〜２μｍのＴｉＮ層、 （ｂ）平均層厚：１〜１５μｍのｌ−ＴｉＣＮ層、 を形成し、さらに上記すくい面と逃げ面には、 （ｃ）平均層厚：０．５〜５μｍのＴｉＣ層、 （ｄ）平均層厚：０．１〜２μｍのＴｉＣＯ層および／
またはＴｉＣＮＯ層、 （ｅ）平均層厚：０．５〜１５μｍのα−Ａｌ2 Ｏ3 層
および／またはκ−Ａｌ2 Ｏ3 層、 （ｆ）平均層厚：０．１〜３μｍのＴｉＮ層、 を形成し、したがって図１に切刃部が要部概略縦断面図
で示される通り、上記切刃稜線部には、上記のＴｉＣ
層、ＴｉＣＯ層および／またはＴｉＣＮＯ層、α−Ａｌ
2 Ｏ3 層および／またはκ−Ａｌ2 Ｏ3 層、そしてＴｉ
Ｎ層が存在せず、前記切刃稜線部にそって２〜３０μｍ
の幅で上記ｌ−ＴｉＣＮ層の露出面が存在し、かつ上記
すくい面と逃げ面における硬質被覆層の全体平均層厚を
３〜３０μｍとした層構造にすると、難削材であるステ
ンレス鋼や耐熱合金などの断続切削を高送りや高切込な
どの重切削条件で行っても、被削材に直接接触して激し
い切削衝撃を受けるのは切刃稜線部に所定幅に亘って露
出する靭性の高いｌ−ＴｉＣＮ層であって、脆いＡｌ2
Ｏ3 層は切刃稜線部に存在しないので、切刃部に欠けや
チッピングなどの欠損が発生するのが著しく抑制される
ようになり、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、耐欠損性のすぐれた被覆超硬チ
ップを開発すべく研究を行った結果、被覆超硬チップの
硬質被覆層の構成を、超硬基体表面から順に、（ａ）粒
状結晶組織を有するＴｉＮ層（以下、単にＴｉＮ層で示
す）、（ｂ）縦長成長結晶組織を有するＴｉＣＮ層（以
下、ｌ−ＴｉＣＮ層で示す）、（ｃ）粒状結晶組織を有
するＴｉＣ層（以下、単にＴｉＣ層で示す）、（ｄ）粒
状結晶組織を有するＴｉＣＯ層および／またはＴｉＣＮ
Ｏ層（以下、単にＴｉＣＯ層およびＴｉＣＮＯ層で示
す）、（ｅ）粒状結晶組織を有するα−Ａｌ2 Ｏ3 層お
よび／またはκ−Ａｌ2 Ｏ3層（以下、単にα−Ａｌ2
Ｏ3 層およびκ−Ａｌ2 Ｏ3 層で示す）、（ｆ）粒状結
晶組織を有するＴｉＮ層（以下、単にＴｉＮ層で示
す）、に特定した上で、超硬基体における切刃部のすく
い面、逃げ面、および前記すくい面と逃げ面の交わる切
刃稜線部には、 （ａ）平均層厚：０．１〜２μｍのＴｉＮ層、 （ｂ）平均層厚：１〜１５μｍのｌ−ＴｉＣＮ層、 を形成し、さらに上記すくい面と逃げ面には、 （ｃ）平均層厚：０．５〜５μｍのＴｉＣ層、 （ｄ）平均層厚：０．１〜２μｍのＴｉＣＯ層および／
またはＴｉＣＮＯ層、 （ｅ）平均層厚：０．５〜１５μｍのα−Ａｌ2 Ｏ3 層
および／またはκ−Ａｌ2 Ｏ3 層、 （ｆ）平均層厚：０．１〜３μｍのＴｉＮ層、 を形成し、したがって図１に切刃部が要部概略縦断面図
で示される通り、上記切刃稜線部には、上記のＴｉＣ
層、ＴｉＣＯ層および／またはＴｉＣＮＯ層、α−Ａｌ
2 Ｏ3 層および／またはκ−Ａｌ2 Ｏ3 層、そしてＴｉ
Ｎ層が存在せず、前記切刃稜線部にそって２〜３０μｍ
の幅で上記ｌ−ＴｉＣＮ層の露出面が存在し、かつ上記
すくい面と逃げ面における硬質被覆層の全体平均層厚を
３〜３０μｍとした層構造にすると、難削材であるステ
ンレス鋼や耐熱合金などの断続切削を高送りや高切込な
どの重切削条件で行っても、被削材に直接接触して激し
い切削衝撃を受けるのは切刃稜線部に所定幅に亘って露
出する靭性の高いｌ−ＴｉＣＮ層であって、脆いＡｌ2
Ｏ3 層は切刃稜線部に存在しないので、切刃部に欠けや
チッピングなどの欠損が発生するのが著しく抑制される
ようになり、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、上記の研究結果に基づいてな
されたものであって、超硬基体の表面に硬質被覆層を化
学蒸着および／または物理蒸着してなる被覆超硬チップ
において、上記硬質被覆層として、上記超硬基体におけ
る切刃部のすくい面、逃げ面、および前記すくい面と逃
げ面の交わる切刃稜線部に亘って、超硬基体表面側から
順に、 （ａ）平均層厚：０．１〜２μｍのＴｉＮ層、 （ｂ）平均層厚：１〜１５μｍのｌ−ＴｉＣＮ層、 を形成し、さらに上記すくい面と逃げ面には、 （ｃ）平均層厚：０．５〜５μｍのＴｉＣ層、 （ｄ）平均層厚：０．１〜２μｍのＴｉＣＯ層および／
またはＴｉＣＮＯ層、 （ｅ）平均層厚：０．５〜１５μｍのα−Ａｌ2 Ｏ3 層
および／またはκ−Ａｌ2 Ｏ3 層、 （ｆ）平均層厚：０．１〜３μｍのＴｉＮ層、 を形成し、したがって上記切刃稜線部には、上記のＴｉ
Ｃ層、ＴｉＣＯ層および／またはＴｉＣＮＯ層、α−Ａ
ｌ2 Ｏ3 層および／またはκ−Ａｌ2 Ｏ3 層、そしてＴ
ｉＮ層が存在せず、前記切刃稜線部にそって２〜３０μ
ｍの幅で上記ｌ−ＴｉＣＮ層の露出面が存在し、かつ上
記すくい面と逃げ面における硬質被覆層の全体平均層厚
を３〜３０μｍとした層構造としてなる、耐欠損性のす
ぐれた被覆超硬チップに特徴を有するものである。
されたものであって、超硬基体の表面に硬質被覆層を化
学蒸着および／または物理蒸着してなる被覆超硬チップ
において、上記硬質被覆層として、上記超硬基体におけ
る切刃部のすくい面、逃げ面、および前記すくい面と逃
げ面の交わる切刃稜線部に亘って、超硬基体表面側から
順に、 （ａ）平均層厚：０．１〜２μｍのＴｉＮ層、 （ｂ）平均層厚：１〜１５μｍのｌ−ＴｉＣＮ層、 を形成し、さらに上記すくい面と逃げ面には、 （ｃ）平均層厚：０．５〜５μｍのＴｉＣ層、 （ｄ）平均層厚：０．１〜２μｍのＴｉＣＯ層および／
またはＴｉＣＮＯ層、 （ｅ）平均層厚：０．５〜１５μｍのα−Ａｌ2 Ｏ3 層
および／またはκ−Ａｌ2 Ｏ3 層、 （ｆ）平均層厚：０．１〜３μｍのＴｉＮ層、 を形成し、したがって上記切刃稜線部には、上記のＴｉ
Ｃ層、ＴｉＣＯ層および／またはＴｉＣＮＯ層、α−Ａ
ｌ2 Ｏ3 層および／またはκ−Ａｌ2 Ｏ3 層、そしてＴ
ｉＮ層が存在せず、前記切刃稜線部にそって２〜３０μ
ｍの幅で上記ｌ−ＴｉＣＮ層の露出面が存在し、かつ上
記すくい面と逃げ面における硬質被覆層の全体平均層厚
を３〜３０μｍとした層構造としてなる、耐欠損性のす
ぐれた被覆超硬チップに特徴を有するものである。
【０００６】つぎに、この発明の被覆超硬チップの硬質
被覆層の構成層の平均層厚および全体平均層厚を上記の
通りに限定した理由を説明する。 （ａ）ＴｉＮ層 ＴｉＮ層は、超硬基体表面に対する密着性にすぐれ、か
つ超硬基体の構成成分の硬質被覆層中への拡散移動を阻
止し、もって硬質被覆層の耐摩耗性低下を抑制する作用
をもつが、その層厚が０．１μｍ未満では前記作用が十
分に発揮されず、一方前記作用は２μｍまでの層厚で十
分であることから、その層厚を０．１〜２μｍと定め
た。
被覆層の構成層の平均層厚および全体平均層厚を上記の
通りに限定した理由を説明する。 （ａ）ＴｉＮ層 ＴｉＮ層は、超硬基体表面に対する密着性にすぐれ、か
つ超硬基体の構成成分の硬質被覆層中への拡散移動を阻
止し、もって硬質被覆層の耐摩耗性低下を抑制する作用
をもつが、その層厚が０．１μｍ未満では前記作用が十
分に発揮されず、一方前記作用は２μｍまでの層厚で十
分であることから、その層厚を０．１〜２μｍと定め
た。
【０００７】（ｂ）ｌ−ＴｉＣＮ層 ｌ−ＴｉＣＮ層は、すぐれた靭性を有し、特に高靭性が
要求されるステンレス鋼や耐熱合金などの断続切削を高
送りや高切込などの重切削条件で行った場合にも切刃稜
線部に所定幅に亘って露出して切刃部に欠けやチッピン
グなどの欠損が発生するの抑制する作用があるが、その
層厚が１μｍ未満では前記作用を十分に発揮させること
ができず、一方その層厚が１５μｍを越えると、切刃に
熱塑性変形が生じ易くなり、これが偏摩耗の原因となる
ことから、その層厚を１〜１５μｍと定めた。したがっ
て、ｌ−ＴｉＣＮ層の露出面幅が２μｍ未満では、ｌ−
ＴｉＣＮ層のもつすぐれた靭性を十分に発揮することが
できず、一方その露出面幅が３０μｍを越えると、切刃
稜線部に偏摩耗が発生し易くなり、これが使用寿命短命
化の原因となることから、その露出面幅を２〜３０μｍ
と定めた。
要求されるステンレス鋼や耐熱合金などの断続切削を高
送りや高切込などの重切削条件で行った場合にも切刃稜
線部に所定幅に亘って露出して切刃部に欠けやチッピン
グなどの欠損が発生するの抑制する作用があるが、その
層厚が１μｍ未満では前記作用を十分に発揮させること
ができず、一方その層厚が１５μｍを越えると、切刃に
熱塑性変形が生じ易くなり、これが偏摩耗の原因となる
ことから、その層厚を１〜１５μｍと定めた。したがっ
て、ｌ−ＴｉＣＮ層の露出面幅が２μｍ未満では、ｌ−
ＴｉＣＮ層のもつすぐれた靭性を十分に発揮することが
できず、一方その露出面幅が３０μｍを越えると、切刃
稜線部に偏摩耗が発生し易くなり、これが使用寿命短命
化の原因となることから、その露出面幅を２〜３０μｍ
と定めた。
【０００８】（ｃ）ＴｉＣ層 ＴｉＣ層には、硬質被覆層の耐摩耗性を向上させる作用
があるが、その層厚が０．５μｍ未満では所望の耐摩耗
性向上効果が得られず、一方その層厚が５μｍを越える
と、硬質被覆層の靭性に低下傾向が現れるようになるこ
とから、その層厚を０．５〜５μｍと定めた。
があるが、その層厚が０．５μｍ未満では所望の耐摩耗
性向上効果が得られず、一方その層厚が５μｍを越える
と、硬質被覆層の靭性に低下傾向が現れるようになるこ
とから、その層厚を０．５〜５μｍと定めた。
【０００９】（ｄ）ＴｉＣＯ層およびＴｉＣＮＯ層 一般に、例えばｌ−ＴｉＣＮ層とα−Ａｌ2 Ｏ3 層の密
着性は相対的に低く、この両者が直接積層された場合、
硬質被覆層剥離の原因となるが、ＴｉＣＯ層およびＴｉ
ＣＮＯ層は、いずれもｌ−ＴｉＣＮ層やＴｉＣ層、さら
にα−Ａｌ2 Ｏ 3 層およびκ−Ａｌ2 Ｏ3 層のいずれと
も強固に密着し、もって硬質被覆層の構成層間の密着性
向上に寄与する作用があるが、その層厚が０．１μｍ未
満では所望の密着性向上効果が得られず、一方その層厚
が２μｍを越えると、切刃部に欠けやチッピングが発生
し易くなることから、その層厚を０．１〜２μｍと定め
た。
着性は相対的に低く、この両者が直接積層された場合、
硬質被覆層剥離の原因となるが、ＴｉＣＯ層およびＴｉ
ＣＮＯ層は、いずれもｌ−ＴｉＣＮ層やＴｉＣ層、さら
にα−Ａｌ2 Ｏ 3 層およびκ−Ａｌ2 Ｏ3 層のいずれと
も強固に密着し、もって硬質被覆層の構成層間の密着性
向上に寄与する作用があるが、その層厚が０．１μｍ未
満では所望の密着性向上効果が得られず、一方その層厚
が２μｍを越えると、切刃部に欠けやチッピングが発生
し易くなることから、その層厚を０．１〜２μｍと定め
た。
【００１０】（ｅ）α−Ａｌ2 Ｏ3 層およびκ−Ａｌ2
Ｏ3 層 これらの層は、いずれも耐酸化性および熱的安定性にす
ぐれ、かつ高硬度をもつことから、切刃部におけるすく
い面と逃げ面の耐摩耗性を向上させる作用があるが、そ
の層厚が０．５μｍ未満では所望の耐摩耗性向上効果が
得られず、一方その層厚が１５μｍを越えると、切刃に
欠けやチッピングが発生し易くなることから、その層厚
を０．５〜１５μｍと定めた。
Ｏ3 層 これらの層は、いずれも耐酸化性および熱的安定性にす
ぐれ、かつ高硬度をもつことから、切刃部におけるすく
い面と逃げ面の耐摩耗性を向上させる作用があるが、そ
の層厚が０．５μｍ未満では所望の耐摩耗性向上効果が
得られず、一方その層厚が１５μｍを越えると、切刃に
欠けやチッピングが発生し易くなることから、その層厚
を０．５〜１５μｍと定めた。
【００１１】（ｆ）ＴｉＮ層 ＴｉＮ層は、これ自体が黄金色の色調を有することか
ら、切削チップの使用前と使用後の識別を容易にするた
めに形成されるものであり、したがって０．１μｍ未満
の層厚では前記色調の付与が不十分であり、一方前記色
調の付与は３μｍまでの層厚で十分であることから、そ
の層厚を０．１〜３μｍと定めた。
ら、切削チップの使用前と使用後の識別を容易にするた
めに形成されるものであり、したがって０．１μｍ未満
の層厚では前記色調の付与が不十分であり、一方前記色
調の付与は３μｍまでの層厚で十分であることから、そ
の層厚を０．１〜３μｍと定めた。
【００１２】（ｇ）硬質被覆層の全体平均層厚 その層厚が３μｍでは所望のすぐれた耐摩耗性を確保す
ることができず、一方その層厚が３０μｍを越えると、
切刃に欠けやチッピングが発生し易くなることから、そ
の全体平均層厚を３〜３０μｍと定めた。
ることができず、一方その層厚が３０μｍを越えると、
切刃に欠けやチッピングが発生し易くなることから、そ
の全体平均層厚を３〜３０μｍと定めた。
【００１３】
【発明の実施の形態】つぎに、この発明の被覆超硬チッ
プ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：１．５μｍを有する細粒ＷＣ粉末、同３μｍ
の中粒ＷＣ粉末、同１．２μｍの（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮ（重
量比で、以下同じ、ＴｉＣ／ＴｉＮ／ＷＣ＝２４／２０
／５６）粉末、同１．２μｍのＺｒＣＮ（ＺｒＣ／Ｚｒ
Ｎ＝７０／３０）粉末、同１．３μｍの（Ｔａ，Ｎｂ）
Ｃ（ＴａＣ／ＮｂＣ＝９０／１０）粉末、同１μｍのＣ
ｒ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、所定の形状の
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ＩＳＯ・ＣＮＭＧ１
６０６１２に即した形状の超硬基体Ａ〜Ｅをそれぞれ製
造した。さらに、上記超硬基体Ｅに対して、１００Ｔｏ
ｒｒのＣＨ4 ガス雰囲気中、温度：１４００℃に１時間
保持後、徐冷の滲炭処理を施し、処理後、超硬基体表面
に付着するカーボンとＣｏを酸およびバレル研磨で除去
することにより、表面から１１μｍの位置で最大Ｃｏ含
有量：１７．５重量％、深さ：３９μｍのＣｏ富化帯域
を基体表面部に形成した。また、いずれも焼結したまま
で、上記超硬基体Ｃには、表面部に表面から２０μｍの
位置で最大Ｃｏ含有量：１１．２重量％、深さ：２８μ
ｍのＣｏ富化帯域、超硬基体Ｄには、表面部に表面から
１８μｍの位置で最大Ｃｏ含有量：９．７重量％、深
さ：２５μｍのＣｏ富化帯域がそれぞれ形成されてお
り、残りの超硬基体ＡおよびＢには、前記Ｃｏ富化帯域
の形成がなく、全体的に均質な組織をもつものであっ
た。なお、表１には、上記超硬基体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。
プ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：１．５μｍを有する細粒ＷＣ粉末、同３μｍ
の中粒ＷＣ粉末、同１．２μｍの（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮ（重
量比で、以下同じ、ＴｉＣ／ＴｉＮ／ＷＣ＝２４／２０
／５６）粉末、同１．２μｍのＺｒＣＮ（ＺｒＣ／Ｚｒ
Ｎ＝７０／３０）粉末、同１．３μｍの（Ｔａ，Ｎｂ）
Ｃ（ＴａＣ／ＮｂＣ＝９０／１０）粉末、同１μｍのＣ
ｒ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、所定の形状の
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ＩＳＯ・ＣＮＭＧ１
６０６１２に即した形状の超硬基体Ａ〜Ｅをそれぞれ製
造した。さらに、上記超硬基体Ｅに対して、１００Ｔｏ
ｒｒのＣＨ4 ガス雰囲気中、温度：１４００℃に１時間
保持後、徐冷の滲炭処理を施し、処理後、超硬基体表面
に付着するカーボンとＣｏを酸およびバレル研磨で除去
することにより、表面から１１μｍの位置で最大Ｃｏ含
有量：１７．５重量％、深さ：３９μｍのＣｏ富化帯域
を基体表面部に形成した。また、いずれも焼結したまま
で、上記超硬基体Ｃには、表面部に表面から２０μｍの
位置で最大Ｃｏ含有量：１１．２重量％、深さ：２８μ
ｍのＣｏ富化帯域、超硬基体Ｄには、表面部に表面から
１８μｍの位置で最大Ｃｏ含有量：９．７重量％、深
さ：２５μｍのＣｏ富化帯域がそれぞれ形成されてお
り、残りの超硬基体ＡおよびＢには、前記Ｃｏ富化帯域
の形成がなく、全体的に均質な組織をもつものであっ
た。なお、表１には、上記超硬基体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。
【００１４】ついで、これらの超硬基体Ａ〜Ｅの表面
に、ホーニング加工を施した状態で、通常の化学蒸着装
置を用い、表２（表中の※印ＴｉＣＮは特開平６−８０
１０号公報に記載される縦長成長結晶組織をもつもので
ある）に示される条件にて、表３に示される層構成およ
び平均層厚の硬質被覆層を、それぞれの膜厚を均等に形
成することにより比較被覆超硬チップ１〜１０をそれぞ
れ製造した。
に、ホーニング加工を施した状態で、通常の化学蒸着装
置を用い、表２（表中の※印ＴｉＣＮは特開平６−８０
１０号公報に記載される縦長成長結晶組織をもつもので
ある）に示される条件にて、表３に示される層構成およ
び平均層厚の硬質被覆層を、それぞれの膜厚を均等に形
成することにより比較被覆超硬チップ１〜１０をそれぞ
れ製造した。
【００１５】ついで、この結果得られた比較被覆超硬チ
ップ１〜１０のそれぞれの切刃稜線部にそって、種々の
曲面形状をもった砥石を用いて、ＴｉＣ層、ＴｉＣＯ層
および／またはＴｉＣＮＯ層、α−Ａｌ2 Ｏ3 層および
／またはκ−Ａｌ2 Ｏ3 層、そしてＴｉＮ層を研磨加工
にて除去して、表４に示される幅に亘ってｌ−ＴｉＣＮ
層の露出面を切刃稜線部にそって形成し、図１に示され
る通りの層構造とすることにより本発明被覆超硬チップ
１〜１０をそれぞれ製造した。
ップ１〜１０のそれぞれの切刃稜線部にそって、種々の
曲面形状をもった砥石を用いて、ＴｉＣ層、ＴｉＣＯ層
および／またはＴｉＣＮＯ層、α−Ａｌ2 Ｏ3 層および
／またはκ−Ａｌ2 Ｏ3 層、そしてＴｉＮ層を研磨加工
にて除去して、表４に示される幅に亘ってｌ−ＴｉＣＮ
層の露出面を切刃稜線部にそって形成し、図１に示され
る通りの層構造とすることにより本発明被覆超硬チップ
１〜１０をそれぞれ製造した。
【００１６】つぎに、上記本発明被覆超硬チップ１〜１
０および比較被覆超硬チップ１〜１０について、 被削材：ステンレス鋼（ＳＵＳ３０４）の長さ方向等間
隔４本縦溝入り丸棒、 切削速度：１８０ｍ／ｍｉｎ．、 切り込み：４ｍｍ、 送り：０．４５ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：１０分、 の条件でステンレス鋼の湿式高送り断続切削試験を行
い、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。これらの測定結果
を表４に示した。
０および比較被覆超硬チップ１〜１０について、 被削材：ステンレス鋼（ＳＵＳ３０４）の長さ方向等間
隔４本縦溝入り丸棒、 切削速度：１８０ｍ／ｍｉｎ．、 切り込み：４ｍｍ、 送り：０．４５ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：１０分、 の条件でステンレス鋼の湿式高送り断続切削試験を行
い、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。これらの測定結果
を表４に示した。
【００１７】
【表１】
【００１８】
【表２】
【００１９】
【表３】
【００２０】
【表４】
【００２１】
【発明の効果】表４に示される結果から、硬質被覆層に
切刃稜線部にそって所定幅のｌ−ＴｉＣＮ層の露出面が
存在する本発明被覆超硬チップ１〜１０は、いずれも靭
性の高い前記ｌ−ＴｉＣＮ層が切削開始から直接被削材
であるステンレス鋼に当接して激しい切削衝撃を十分に
吸収することから、切刃部に欠けやチッピングなどの欠
損の発生なく、すぐれた切削性能を発揮するのに対し
て、硬質被覆層の層構成および平均層厚がすくい面、逃
げ面、および切刃稜線部に亘って同じである比較被覆超
硬チップ１〜１０においては、いずれも特に切刃稜線部
のＡｌ2 Ｏ3 層にかかる高い切削衝撃が原因で切刃稜線
部に欠けやチッピングが発生し、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、この発明の被覆超硬チップは、例えば一般の鋼や鋳
鉄、さらに難削材であるステンレス鋼やインコネルなど
の耐熱合金などの通常の条件での連続切削や断続切削は
勿論のこと、特にこれらの切削を、きわめて高い衝撃を
伴う断続切削を高送りや高切り込みなどの重切削化条件
で行っても、すぐれた耐欠損性を示し、すぐれた耐摩耗
性を長期に亘って発揮するものである。
切刃稜線部にそって所定幅のｌ−ＴｉＣＮ層の露出面が
存在する本発明被覆超硬チップ１〜１０は、いずれも靭
性の高い前記ｌ−ＴｉＣＮ層が切削開始から直接被削材
であるステンレス鋼に当接して激しい切削衝撃を十分に
吸収することから、切刃部に欠けやチッピングなどの欠
損の発生なく、すぐれた切削性能を発揮するのに対し
て、硬質被覆層の層構成および平均層厚がすくい面、逃
げ面、および切刃稜線部に亘って同じである比較被覆超
硬チップ１〜１０においては、いずれも特に切刃稜線部
のＡｌ2 Ｏ3 層にかかる高い切削衝撃が原因で切刃稜線
部に欠けやチッピングが発生し、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、この発明の被覆超硬チップは、例えば一般の鋼や鋳
鉄、さらに難削材であるステンレス鋼やインコネルなど
の耐熱合金などの通常の条件での連続切削や断続切削は
勿論のこと、特にこれらの切削を、きわめて高い衝撃を
伴う断続切削を高送りや高切り込みなどの重切削化条件
で行っても、すぐれた耐欠損性を示し、すぐれた耐摩耗
性を長期に亘って発揮するものである。
【図１】この発明の被覆超硬チップの切刃部の要部概略
縦断面図である。
縦断面図である。
【図２】従来被覆超硬チップの切刃部の要部概略縦断面
図である。
図である。
Claims (1)
- 【請求項１】 炭化タングステン基超硬合金基体の表面
に硬質被覆層を化学蒸着および／または物理蒸着してな
る表面被覆超硬合金製スローアウエイ切削チップにおい
て、 上記硬質被覆層として、上記炭化タングステン基超硬合
金基体における切刃部のすくい面、逃げ面、および前記
すくい面と逃げ面の交わる切刃稜線部に亘って、基体表
面側から順に、 （ａ）平均層厚：０．１〜２μｍの粒状結晶組織を有す
る窒化チタン層、 （ｂ）平均層厚：１〜１５μｍの縦長成長結晶組織を有
する炭窒化チタン層、 が形成され、さらに上記すくい面と逃げ面には、 （ｃ）平均層厚：０．５〜５μｍの粒状結晶組織を有す
る炭化チタン層、 （ｄ）平均層厚：０．１〜２μｍの粒状結晶組織を有す
る炭酸化チタン層および／または炭窒酸化チタン層、 （ｅ）平均層厚：０．５〜１５μｍの粒状結晶組織を有
するα型および／またはκ型酸化アルミニウム層、 （ｆ）平均層厚：０．１〜３μｍの粒状結晶組織を有す
る窒化チタン層、が形成され、上記切刃稜線部には、上
記の炭化チタン層、炭酸化チタン層および／または炭窒
酸化チタン層、α型および／またはκ型酸化アルミニウ
ム層、そして窒化チタン層が存在せず、前記切刃稜線部
にそって２〜３０μｍの幅で上記炭窒化チタン層の露出
面が存在し、かつ上記すくい面と逃げ面における硬質被
覆層の全体平均層厚を３〜３０μｍとしたことを特徴と
する耐欠損性のすぐれた表面被覆超硬合金製スローアウ
エイ切削チップ。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3824898A JPH11236672A (ja) | 1998-02-20 | 1998-02-20 | 耐欠損性のすぐれた表面被覆超硬合金製スローアウエイ切削チップ |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3824898A JPH11236672A (ja) | 1998-02-20 | 1998-02-20 | 耐欠損性のすぐれた表面被覆超硬合金製スローアウエイ切削チップ |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11236672A true JPH11236672A (ja) | 1999-08-31 |
Family
ID=12520016
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3824898A Pending JPH11236672A (ja) | 1998-02-20 | 1998-02-20 | 耐欠損性のすぐれた表面被覆超硬合金製スローアウエイ切削チップ |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH11236672A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007296635A (ja) * | 2007-07-09 | 2007-11-15 | Kyocera Corp | スローアウェイチップおよびスローアウェイチップの製造方法 |
| JP2008126403A (ja) * | 2006-11-20 | 2008-06-05 | Sandvik Intellectual Property Ab | コンパクト黒鉛鉄を切削するための被覆されたインサート |
| JP2011110654A (ja) * | 2009-11-27 | 2011-06-09 | Kyocera Corp | 溝入れ加工用切削工具 |
-
1998
- 1998-02-20 JP JP3824898A patent/JPH11236672A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008126403A (ja) * | 2006-11-20 | 2008-06-05 | Sandvik Intellectual Property Ab | コンパクト黒鉛鉄を切削するための被覆されたインサート |
| JP2007296635A (ja) * | 2007-07-09 | 2007-11-15 | Kyocera Corp | スローアウェイチップおよびスローアウェイチップの製造方法 |
| JP4744486B2 (ja) * | 2007-07-09 | 2011-08-10 | 京セラ株式会社 | スローアウェイチップおよびスローアウェイチップの製造方法 |
| JP2011110654A (ja) * | 2009-11-27 | 2011-06-09 | Kyocera Corp | 溝入れ加工用切削工具 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20030128 |