JPH11310877A - 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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- JPH11310877A JPH11310877A JP11679598A JP11679598A JPH11310877A JP H11310877 A JPH11310877 A JP H11310877A JP 11679598 A JP11679598 A JP 11679598A JP 11679598 A JP11679598 A JP 11679598A JP H11310877 A JPH11310877 A JP H11310877A
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Abstract
(57)【要約】
【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】 表面被覆超硬合金製切削チップが、超硬
基体の表面に、（ａ）最下層として、０．１〜２μｍの
平均層厚を有するＴｉＮ層、（ｂ）下層として、３〜１
５μｍの平均層厚を有し、層厚方向にそってＴｉＣＮ帯
域相から始まってＴｉＣＮ帯域相で終わるＴｉＣＮＯ帯
域相との交互積み重ね構造をもち、かつこれら帯域相全
体で連続した縦長成長結晶組織を形成してなる２相積み
重ね層、（ｃ）中間層として、０．５〜５μｍの平均層
厚で、ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、
ＴｉＮＯ層、およびＴｉＣＮＯ層のうちの１種または２
種以上、（ｄ）上層として、０．５〜１０μｍの平均層
厚を有するα−Ａｌ2 Ｏ3 層および／またはκ−Ａｌ2
Ｏ3 層、（ｅ）表面層として、０．１〜２μｍの平均層
厚を有するＴｉＮ層、以上（ａ）〜（ｅ）で構成された
硬質被覆層を５〜２０μｍの全体平均層厚で化学蒸着お
よび／または物理蒸着してなる。
チップを提供する。 【解決手段】 表面被覆超硬合金製切削チップが、超硬
基体の表面に、（ａ）最下層として、０．１〜２μｍの
平均層厚を有するＴｉＮ層、（ｂ）下層として、３〜１
５μｍの平均層厚を有し、層厚方向にそってＴｉＣＮ帯
域相から始まってＴｉＣＮ帯域相で終わるＴｉＣＮＯ帯
域相との交互積み重ね構造をもち、かつこれら帯域相全
体で連続した縦長成長結晶組織を形成してなる２相積み
重ね層、（ｃ）中間層として、０．５〜５μｍの平均層
厚で、ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、
ＴｉＮＯ層、およびＴｉＣＮＯ層のうちの１種または２
種以上、（ｄ）上層として、０．５〜１０μｍの平均層
厚を有するα−Ａｌ2 Ｏ3 層および／またはκ−Ａｌ2
Ｏ3 層、（ｅ）表面層として、０．１〜２μｍの平均層
厚を有するＴｉＮ層、以上（ａ）〜（ｅ）で構成された
硬質被覆層を５〜２０μｍの全体平均層厚で化学蒸着お
よび／または物理蒸着してなる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、例えば各種鋼の
断続切削を高送りや高切り込みなどの重切削条件で行っ
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。
断続切削を高送りや高切り込みなどの重切削条件で行っ
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、例えば、特開平７−３２８８０９
号公報などに示される通り、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、（ａ）最下
層として、０．１〜２μｍの平均層厚を有する粒状結晶
組織の窒化チタン（以下、ＴｉＮで示す）層、（ｂ）下
層として、３〜１５μｍの平均層厚を有する縦長成長結
晶組織の炭窒化チタン（以下、ｌ−ＴｉＣＮで示す）
層、（ｃ）中間層として、０．５〜５μｍの平均層厚
で、いずれも粒状結晶組織を有するＴｉの炭化物層、窒
化物層、炭窒化物層、炭酸化物層、窒酸化物層、および
炭窒酸化物層（以下、それぞれＴｉＣ層、ＴｉＮ層、Ｔ
ｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、ＴｉＮＯ層、およびＴｉＣＮＯ
層で示す）のうちの１種または２種以上、（ｄ）上層と
して、０．５〜１０μｍの平均層厚を有する粒状結晶組
織のα型および／またはκ型酸化アルミニウム層（以
下、α−Ａｌ2 Ｏ3 層およびκ−Ａｌ2 Ｏ3 層で示
す）、（ｅ）表面層として、０．１〜２μｍの平均層厚
を有する粒状結晶組織の窒化チタン（以下、ＴｉＮで示
す）層、以上（ａ）〜（ｅ）で構成された硬質被覆層を
５〜２０μｍの全体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いる。ま
た、上記被覆超硬チップが、例えば各種鋼の連続切削や
断続切削に用いられていることも良く知られるところで
ある。さらに、上記の被覆超硬チップの硬質被覆層を構
成するｌ−ＴｉＣＮ層が、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、通常の化学蒸着装置を用い、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される
ことも知られている。
号公報などに示される通り、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、（ａ）最下
層として、０．１〜２μｍの平均層厚を有する粒状結晶
組織の窒化チタン（以下、ＴｉＮで示す）層、（ｂ）下
層として、３〜１５μｍの平均層厚を有する縦長成長結
晶組織の炭窒化チタン（以下、ｌ−ＴｉＣＮで示す）
層、（ｃ）中間層として、０．５〜５μｍの平均層厚
で、いずれも粒状結晶組織を有するＴｉの炭化物層、窒
化物層、炭窒化物層、炭酸化物層、窒酸化物層、および
炭窒酸化物層（以下、それぞれＴｉＣ層、ＴｉＮ層、Ｔ
ｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、ＴｉＮＯ層、およびＴｉＣＮＯ
層で示す）のうちの１種または２種以上、（ｄ）上層と
して、０．５〜１０μｍの平均層厚を有する粒状結晶組
織のα型および／またはκ型酸化アルミニウム層（以
下、α−Ａｌ2 Ｏ3 層およびκ−Ａｌ2 Ｏ3 層で示
す）、（ｅ）表面層として、０．１〜２μｍの平均層厚
を有する粒状結晶組織の窒化チタン（以下、ＴｉＮで示
す）層、以上（ａ）〜（ｅ）で構成された硬質被覆層を
５〜２０μｍの全体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いる。ま
た、上記被覆超硬チップが、例えば各種鋼の連続切削や
断続切削に用いられていることも良く知られるところで
ある。さらに、上記の被覆超硬チップの硬質被覆層を構
成するｌ−ＴｉＣＮ層が、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、通常の化学蒸着装置を用い、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される
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
の省力化および省エネ化に対する要求は強く、これに伴
い、切削加工に際しては、切削速度が高速化するばかり
でなく、高送りや高切り込みなどの重切削条件での切削
を余儀なくされる傾向にあるが、上記の従来被覆超硬チ
ップにおいては、硬質被覆層を構成するｌ−ＴｉＣＮ層
が、十分な靭性を具備するものでないために、特に例え
ば各種鋼の断続切削を、高送りや高切り込みなどの重切
削条件で行なうと、切刃部に欠けやチッピング（微小欠
け）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。
の省力化および省エネ化に対する要求は強く、これに伴
い、切削加工に際しては、切削速度が高速化するばかり
でなく、高送りや高切り込みなどの重切削条件での切削
を余儀なくされる傾向にあるが、上記の従来被覆超硬チ
ップにおいては、硬質被覆層を構成するｌ−ＴｉＣＮ層
が、十分な靭性を具備するものでないために、特に例え
ば各種鋼の断続切削を、高送りや高切り込みなどの重切
削条件で行なうと、切刃部に欠けやチッピング（微小欠
け）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、上記の従来被覆超硬チップに着
目し、これの硬質被覆層を構成するｌ−ＴｉＣＮ層の靭
性向上を図るべく研究を行った結果、ｌ−ＴｉＣＮ層の
形成に際して、これの層厚方向の中間に、前記ｌ−Ｔｉ
ＣＮ層に形成された縦長成長結晶組織の延長としての縦
長成長結晶組織を有する炭窒酸化チタン（以下、ＴｉＣ
ＮＯで示す）帯域相を１箇所以上設けて、層厚方向にそ
ってＴｉＣＮ帯域相から始まってＴｉＣＮ帯域相で終わ
るＴｉＣＮＯ帯域相との交互積み重ね構造をもち、かつ
これら帯域相全体で連続した縦長成長結晶組織を形成し
てなる２相積み重ね層とし、この２相積み重ね層を被覆
超硬チップの硬質被覆層の下層として適用すると、前記
２相積み重ね層は従来被覆超硬チップの硬質被覆層を構
成するｌ−ＴｉＣＮ層に比して一段とすぐれた靭性を具
備するものであることから、この結果の被覆超硬チップ
は、例えば各種鋼の断続切削を高送りや高切り込みなど
の重切削条件で行なっても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長期に亘って
発揮するようになると云う研究結果を得たのである。
上述のような観点から、上記の従来被覆超硬チップに着
目し、これの硬質被覆層を構成するｌ−ＴｉＣＮ層の靭
性向上を図るべく研究を行った結果、ｌ−ＴｉＣＮ層の
形成に際して、これの層厚方向の中間に、前記ｌ−Ｔｉ
ＣＮ層に形成された縦長成長結晶組織の延長としての縦
長成長結晶組織を有する炭窒酸化チタン（以下、ＴｉＣ
ＮＯで示す）帯域相を１箇所以上設けて、層厚方向にそ
ってＴｉＣＮ帯域相から始まってＴｉＣＮ帯域相で終わ
るＴｉＣＮＯ帯域相との交互積み重ね構造をもち、かつ
これら帯域相全体で連続した縦長成長結晶組織を形成し
てなる２相積み重ね層とし、この２相積み重ね層を被覆
超硬チップの硬質被覆層の下層として適用すると、前記
２相積み重ね層は従来被覆超硬チップの硬質被覆層を構
成するｌ−ＴｉＣＮ層に比して一段とすぐれた靭性を具
備するものであることから、この結果の被覆超硬チップ
は、例えば各種鋼の断続切削を高送りや高切り込みなど
の重切削条件で行なっても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長期に亘って
発揮するようになると云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、（ａ）最下層
として、０．１〜２μｍの平均層厚を有するＴｉＮ層、
（ｂ）下層として、３〜１５μｍの平均層厚を有し、層
厚方向にそってＴｉＣＮ帯域相から始まってＴｉＣＮ帯
域相で終わるＴｉＣＮＯ帯域相との交互積み重ね構造を
もち、かつこれら帯域相全体で連続した縦長成長結晶組
織を形成してなる２相積み重ね層、（ｃ）中間層とし
て、０．５〜５μｍの平均層厚で、ＴｉＣ層、ＴｉＮ
層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、ＴｉＮＯ層、およびＴｉ
ＣＮＯ層のうちの１種または２種以上、（ｄ）上層とし
て、０．５〜１０μｍの平均層厚を有するα−Ａｌ2 Ｏ
3 層および／またはκ−Ａｌ2 Ｏ3 層、（ｅ）表面層と
して、０．１〜２μｍの平均層厚を有するＴｉＮ層、以
上（ａ）〜（ｅ）で構成された硬質被覆層を５〜２０μ
ｍの全体平均層厚で化学蒸着および／または物理蒸着し
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、（ａ）最下層
として、０．１〜２μｍの平均層厚を有するＴｉＮ層、
（ｂ）下層として、３〜１５μｍの平均層厚を有し、層
厚方向にそってＴｉＣＮ帯域相から始まってＴｉＣＮ帯
域相で終わるＴｉＣＮＯ帯域相との交互積み重ね構造を
もち、かつこれら帯域相全体で連続した縦長成長結晶組
織を形成してなる２相積み重ね層、（ｃ）中間層とし
て、０．５〜５μｍの平均層厚で、ＴｉＣ層、ＴｉＮ
層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、ＴｉＮＯ層、およびＴｉ
ＣＮＯ層のうちの１種または２種以上、（ｄ）上層とし
て、０．５〜１０μｍの平均層厚を有するα−Ａｌ2 Ｏ
3 層および／またはκ−Ａｌ2 Ｏ3 層、（ｅ）表面層と
して、０．１〜２μｍの平均層厚を有するＴｉＮ層、以
上（ａ）〜（ｅ）で構成された硬質被覆層を５〜２０μ
ｍの全体平均層厚で化学蒸着および／または物理蒸着し
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）最下層（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）最下層（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）下層（２相積み重ね層） ２相積み重ね層は、ｌ−ＴｉＣＮ層に比して一段とすぐ
れた靭性を発揮し、特に高靭性が要求される各種鋼の断
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、切刃部に欠けやチッピングなどの欠損が発生する
のを抑制する作用があるが、その層厚が３μｍ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、切刃部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３〜１５μｍと定めた。
れた靭性を発揮し、特に高靭性が要求される各種鋼の断
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、切刃部に欠けやチッピングなどの欠損が発生する
のを抑制する作用があるが、その層厚が３μｍ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、切刃部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３〜１５μｍと定めた。
【０００８】（ｃ）中間層（ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、Ｔｉ
ＣＮ層、ＴｉＣＯ層、ＴｉＮＯ層、およびＴｉＣＮＯ
層） 上記下層を構成するＴｉＣＮ帯域相とα−およびκ−Ａ
ｌ2 Ｏ3 層と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、これ
らの各層は、いずれも前記ＴｉＣＮ帯域相、さらにα−
Ａｌ2 Ｏ3 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０．５μｍ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５μ
ｍ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０．５〜５μｍと定めた。
ＣＮ層、ＴｉＣＯ層、ＴｉＮＯ層、およびＴｉＣＮＯ
層） 上記下層を構成するＴｉＣＮ帯域相とα−およびκ−Ａ
ｌ2 Ｏ3 層と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、これ
らの各層は、いずれも前記ＴｉＣＮ帯域相、さらにα−
Ａｌ2 Ｏ3 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０．５μｍ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５μ
ｍ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０．５〜５μｍと定めた。
【０００９】（ｄ）上層（α−Ａｌ2 Ｏ3 層およびκ−
Ａｌ2 Ｏ3 層） α−Ａｌ2 Ｏ3 層およびκ−Ａｌ2 Ｏ3 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１０μｍ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０．５〜１０μｍと定
めた。
Ａｌ2 Ｏ3 層） α−Ａｌ2 Ｏ3 層およびκ−Ａｌ2 Ｏ3 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１０μｍ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０．５〜１０μｍと定
めた。
【００１０】（ｅ）表面層（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。
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。
【００１１】（ｆ）硬質被覆層の全体平均層厚 その層厚が５μｍ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２０μｍ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、
その全体平均層厚を５〜２０μｍと定めた。
ることができず、一方その層厚が２０μｍ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、
その全体平均層厚を５〜２０μｍと定めた。
【００１２】
【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ＺｒＣ粉末、同１．３μ
ｍの（Ｔａ，Ｎｂ）Ｃ（ＴａＣ／ＮｂＣ＝９０／１０）
粉末、同１μｍのＣｒ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・ＣＮＭＧ１２０４１２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、８０ＴｏｒｒのＣＨ4 ガス雰囲気中、温度：１
４２０℃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１０μｍの
位置で最大Ｃｏ含有量：１７．２重量％、深さ：３６μ
ｍ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１７μｍの位置で最大Ｃｏ含有量：９．５重量
％、深さ：２３μｍのＣｏ富化帯域、超硬基体Ｄには、
表面部に表面から２０μｍの位置で最大Ｃｏ含有量：１
１．６重量％、深さ：２７μｍ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ＺｒＣ粉末、同１．３μ
ｍの（Ｔａ，Ｎｂ）Ｃ（ＴａＣ／ＮｂＣ＝９０／１０）
粉末、同１μｍのＣｒ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・ＣＮＭＧ１２０４１２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、８０ＴｏｒｒのＣＨ4 ガス雰囲気中、温度：１
４２０℃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１０μｍの
位置で最大Ｃｏ含有量：１７．２重量％、深さ：３６μ
ｍ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１７μｍの位置で最大Ｃｏ含有量：９．５重量
％、深さ：２３μｍのＣｏ富化帯域、超硬基体Ｄには、
表面部に表面から２０μｍの位置で最大Ｃｏ含有量：１
１．６重量％、深さ：２７μｍ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。
【００１３】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ｌ−ＴｉＣＮ層は特開平６−８
０１０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、４に示される層構
成および平均層厚の硬質被覆層を形成することにより本
発明被覆超硬チップ１〜１０および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ｌ−ＴｉＣＮ層は特開平６−８
０１０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、４に示される層構
成および平均層厚の硬質被覆層を形成することにより本
発明被覆超硬チップ１〜１０および比較被覆超硬チップ
１〜１０をそれぞれ製造した。
【００１４】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：ＳＣＭ４４０の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸
棒、 切削速度：３００ｍ／ｍｉｎ．、 切り込み：１．５ｍｍ、 送り：０．４５ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：１０分、 の条件で合金鋼の乾式高送り断続切削試験、 被削材：Ｓ４５Ｃの長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、 切削速度：３００ｍ／ｍｉｎ．、 切り込み：４．５ｍｍ、 送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：１０分、 の条件で炭素鋼の乾式高切り込み断続切削試験を行い、
いずれの切削試験でも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
これらの測定結果を表５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：ＳＣＭ４４０の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸
棒、 切削速度：３００ｍ／ｍｉｎ．、 切り込み：１．５ｍｍ、 送り：０．４５ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：１０分、 の条件で合金鋼の乾式高送り断続切削試験、 被削材：Ｓ４５Ｃの長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、 切削速度：３００ｍ／ｍｉｎ．、 切り込み：４．５ｍｍ、 送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：１０分、 の条件で炭素鋼の乾式高切り込み断続切削試験を行い、
いずれの切削試験でも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
これらの測定結果を表５に示した。
【００１５】
【表１】
【００１６】
【表２】
【００１７】
【表３】
【００１８】
【表４】
【００１９】
【表５】
【００２０】
【発明の効果】表５に示される結果から、硬質被覆層の
下層がＴｉＣＮ帯域相から始まってＴｉＣＮ帯域相で終
わるＴｉＣＮＯ帯域相との交互積み重ね構造をもち、か
つこれら帯域相全体で連続した縦長成長結晶組織を形成
してなる２相積み重ね層で構成された本発明被覆超硬チ
ップ１〜１０は、いずれも靭性の高い前記２相積み重ね
層によって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
覆層の下層がｌ−ＴｉＣＮ層からなる比較被覆超硬チッ
プ１〜１０においては、いずれも前記ｌ−ＴｉＣＮ層の
靭性不足が原因で、高靭性が要求される鋼の重切削条件
での断続切削では切刃部に欠けやチッピングが発生し、
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、例えば各種
鋼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、きわめて高い靭性が要求される断
続切削を高送りや高切り込みなどの重切削条件で行って
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。
下層がＴｉＣＮ帯域相から始まってＴｉＣＮ帯域相で終
わるＴｉＣＮＯ帯域相との交互積み重ね構造をもち、か
つこれら帯域相全体で連続した縦長成長結晶組織を形成
してなる２相積み重ね層で構成された本発明被覆超硬チ
ップ１〜１０は、いずれも靭性の高い前記２相積み重ね
層によって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
覆層の下層がｌ−ＴｉＣＮ層からなる比較被覆超硬チッ
プ１〜１０においては、いずれも前記ｌ−ＴｉＣＮ層の
靭性不足が原因で、高靭性が要求される鋼の重切削条件
での断続切削では切刃部に欠けやチッピングが発生し、
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、例えば各種
鋼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、きわめて高い靭性が要求される断
続切削を高送りや高切り込みなどの重切削条件で行って
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。
フロントページの続き (72)発明者 濱口 雄樹 茨城県結城郡石下町大字古間木1511番地 三菱マテリアル株式会社筑波製作所内 (72)発明者 見市 昌之 茨城県結城郡石下町大字古間木1511番地 三菱マテリアル株式会社筑波製作所内
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、 （ａ）最下層として、０．１〜２μｍの平均層厚を有す
る粒状結晶組織の窒化チタン層、 （ｂ）下層として、３〜１５μｍの平均層厚を有し、層
厚方向にそって炭窒化チタン帯域相から始まって炭窒化
チタン帯域相で終わる炭窒酸化チタン帯域相との交互積
み重ね構造をもち、かつこれら帯域相全体で連続した縦
長成長結晶組織を形成してなる２相積み重ね層、 （ｃ）中間層として、０．５〜５μｍの平均層厚で、い
ずれも粒状結晶組織を有するＴｉの炭化物層、窒化物
層、炭窒化物層、炭酸化物層、窒酸化物層、および炭窒
酸化物層のうちの１種または２種以上、 （ｄ）上層として、０．５〜１０μｍの平均層厚を有す
る粒状結晶組織のα型および／またはκ型酸化アルミニ
ウム層、 （ｅ）表面層として、０．１〜２μｍの平均層厚を有す
る粒状結晶組織の窒化チタン層、以上（ａ）〜（ｅ）で
構成された硬質被覆層を５〜２０μｍの全体平均層厚で
化学蒸着および／または物理蒸着してなる、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 |
|---|---|---|---|
| JP11679598A JP3358533B2 (ja) | 1998-04-27 | 1998-04-27 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP11679598A JP3358533B2 (ja) | 1998-04-27 | 1998-04-27 | 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 (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11310877A true JPH11310877A (ja) | 1999-11-09 |
| JP3358533B2 JP3358533B2 (ja) | 2002-12-24 |
Family
ID=14695876
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11679598A Expired - Fee Related JP3358533B2 (ja) | 1998-04-27 | 1998-04-27 | 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) | JP3358533B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004195564A (ja) * | 2002-12-16 | 2004-07-15 | Kyocera Corp | 表面被覆切削工具およびスローアウェイチップ |
| CN100389918C (zh) * | 2003-07-15 | 2008-05-28 | 复旦大学 | 一种多元复合镀层切削刀具及其制备方法 |
-
1998
- 1998-04-27 JP JP11679598A patent/JP3358533B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004195564A (ja) * | 2002-12-16 | 2004-07-15 | Kyocera Corp | 表面被覆切削工具およびスローアウェイチップ |
| CN100389918C (zh) * | 2003-07-15 | 2008-05-28 | 复旦大学 | 一种多元复合镀层切削刀具及其制备方法 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3358533B2 (ja) | 2002-12-24 |
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