JPH1142503A - 耐熱塑性変形性にすぐれた表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具 - Google Patents
耐熱塑性変形性にすぐれた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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- JPH1142503A JPH1142503A JP20310897A JP20310897A JPH1142503A JP H1142503 A JPH1142503 A JP H1142503A JP 20310897 A JP20310897 A JP 20310897A JP 20310897 A JP20310897 A JP 20310897A JP H1142503 A JPH1142503 A JP H1142503A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 耐熱塑性変形性にすぐれた被覆超硬工具を提
供する。 【解決手段】 被覆超硬工具が、結合相形成成分として
Ｃｏ：５〜１２％、第１分散相として（Ｔａ，Ｗ，Ｍ）
Ｃおよび／または（Ｔａ，Ｗ，Ｍ）ＣＮ［ただし、Ｍは
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、およびＣｒのうちの１種または２種
以上を示す］：５〜３０重量％、を含有し、残りが第２
分散相としてのＷＣと不可避不純物からなる内部組成、
並びに結合相と上記第１および第２分散相の内部３相組
織を有する超硬基体の表面に、ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、Ｔ
ｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、ＴｉＮＯ層、およびＴｉＣＮＯ
層のうちの１種の単層または２種以上の複層、さらに必
要に応じてＡｌ2 Ｏ3 層からなる硬質被覆層を５〜３０
μｍの範囲内の所定の平均層厚で化学蒸着および／また
は物理蒸着してなる。
供する。 【解決手段】 被覆超硬工具が、結合相形成成分として
Ｃｏ：５〜１２％、第１分散相として（Ｔａ，Ｗ，Ｍ）
Ｃおよび／または（Ｔａ，Ｗ，Ｍ）ＣＮ［ただし、Ｍは
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、およびＣｒのうちの１種または２種
以上を示す］：５〜３０重量％、を含有し、残りが第２
分散相としてのＷＣと不可避不純物からなる内部組成、
並びに結合相と上記第１および第２分散相の内部３相組
織を有する超硬基体の表面に、ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、Ｔ
ｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、ＴｉＮＯ層、およびＴｉＣＮＯ
層のうちの１種の単層または２種以上の複層、さらに必
要に応じてＡｌ2 Ｏ3 層からなる硬質被覆層を５〜３０
μｍの範囲内の所定の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、すぐれた耐熱塑
性変形性を有し、かつ耐欠損性にもすぐれているので、
特に高い発熱量を伴う、例えば鋼や鋳鉄などの断続切削
を高速で行った場合にも、切刃に偏摩耗や、欠けおよび
チッピング（微小欠け）などの発生なく、すぐれた切削
性能を長期に亘って発揮する表面被覆炭化タングステン
基超硬合金製切削工具（以下、被覆超硬工具と云う）に
関するものである。
性変形性を有し、かつ耐欠損性にもすぐれているので、
特に高い発熱量を伴う、例えば鋼や鋳鉄などの断続切削
を高速で行った場合にも、切刃に偏摩耗や、欠けおよび
チッピング（微小欠け）などの発生なく、すぐれた切削
性能を長期に亘って発揮する表面被覆炭化タングステン
基超硬合金製切削工具（以下、被覆超硬工具と云う）に
関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、例えば特公昭５６−９３６５号公
報に記載されるように、内部が、重量％で（以下、％は
重量％を示す）、結合相形成成分として鉄族金属のうち
の１種以上：３〜３０重量％、第１分散相として周期律
表の４ａ、５ａ、および６ａ族金属の窒化物および炭窒
化物のうちの１種以上：２〜３０％、を含有し、残りが
第２分散相としての炭化タングステン（以下、ＷＣで示
す）と不可避不純物からなる組成、並びに結合相と上記
第１および第２分散相の３相組織を有し、かつ工具縦断
面で観察して、表面から２〜１００μｍの範囲内の所定
の幅に亘って、Ｃｏの最高含有量が上記内部のＣｏ含有
量に対する比率で１．１〜２．０の範囲内にあるが、上
記第１分散相が存在せず、結合相と上記第２分散相の表
面２相組織帯域が存在するＷＣ基超硬合金基体（以下、
超硬基体と云う）の表面に、周期律表の４ａ、５ａ、お
よび６ａ族金属の炭化物、窒化物、および酸化物、並び
にこれらの２種以上の固溶体、さらに酸化アルミニウム
（以下、Ａｌ2 Ｏ3で示す）のうちの１種の単層または
２種以上の複層からなる硬質被覆層を１〜２０μｍの範
囲内の所定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工具が、真空焼結法によって製造さ
れ、かつ超硬基体に形成された上記表面２相組織帯域に
よってすぐれた耐欠損性をもつことから、例えば鋼や鋳
鉄などの断続切削に用いられていることも知られてい
る。
報に記載されるように、内部が、重量％で（以下、％は
重量％を示す）、結合相形成成分として鉄族金属のうち
の１種以上：３〜３０重量％、第１分散相として周期律
表の４ａ、５ａ、および６ａ族金属の窒化物および炭窒
化物のうちの１種以上：２〜３０％、を含有し、残りが
第２分散相としての炭化タングステン（以下、ＷＣで示
す）と不可避不純物からなる組成、並びに結合相と上記
第１および第２分散相の３相組織を有し、かつ工具縦断
面で観察して、表面から２〜１００μｍの範囲内の所定
の幅に亘って、Ｃｏの最高含有量が上記内部のＣｏ含有
量に対する比率で１．１〜２．０の範囲内にあるが、上
記第１分散相が存在せず、結合相と上記第２分散相の表
面２相組織帯域が存在するＷＣ基超硬合金基体（以下、
超硬基体と云う）の表面に、周期律表の４ａ、５ａ、お
よび６ａ族金属の炭化物、窒化物、および酸化物、並び
にこれらの２種以上の固溶体、さらに酸化アルミニウム
（以下、Ａｌ2 Ｏ3で示す）のうちの１種の単層または
２種以上の複層からなる硬質被覆層を１〜２０μｍの範
囲内の所定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工具が、真空焼結法によって製造さ
れ、かつ超硬基体に形成された上記表面２相組織帯域に
よってすぐれた耐欠損性をもつことから、例えば鋼や鋳
鉄などの断続切削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
の高能率化および省力化に対する要求は強く、これに伴
い、切削加工は高速化の傾向にあるが、上記従来被覆超
硬工具を断続切削に用いるのに際して、これを高速で行
うと、高速断続切削の場合大きな熱発生を伴うために、
切刃が熱塑性変形を起こし易く、この結果偏摩耗の進行
が著しく促進され、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。
の高能率化および省力化に対する要求は強く、これに伴
い、切削加工は高速化の傾向にあるが、上記従来被覆超
硬工具を断続切削に用いるのに際して、これを高速で行
うと、高速断続切削の場合大きな熱発生を伴うために、
切刃が熱塑性変形を起こし易く、この結果偏摩耗の進行
が著しく促進され、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、耐熱塑性変形性のすぐれた被覆
超硬工具を開発すべく、特に上記のすぐれた耐欠損性を
有する従来被覆超硬工具に着目し、研究を行った結果、
超硬基体内部の組成を、結合相形成成分としてＣｏ：５
〜１２％、第１分散相としてＴａとＷとＭ（ただし、Ｍ
はＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、およびＣｒのうちの１種または２
種以上を示す）との炭化物固溶体および炭窒化物固溶体
［以下、それぞれ（Ｔａ，Ｗ，Ｍ）Ｃおよび（Ｔａ，
Ｗ，Ｍ）ＣＮで示す］、のいずれか一方、または両方：
５〜３０重量％、を含有し、残りが第２分散相としての
ＷＣと不可避不純物からなる組成に特定した上で、これ
の真空焼結に際して、焼結温度への昇温過程における少
なくとも８００〜１３００℃の温度範囲を圧力：１０〜
５００ｔｏｒｒの窒素雰囲気とすると、いずれも工具縦
断面で観察して、表面から所定幅に亘って、Ｃｏの最高
含有量が上記内部のＣｏ含有量に比して高く、かつ上記
第１分散相が存在せず、結合相と上記第２分散相からな
る表面２相組織帯域が形成されると同時に、前記表面２
相組織帯域に隣接して、同じく所定幅に亘って、Ｃｏの
最低含有量は上記内部のＣｏ含有量に比して低いが、上
記第１分散相の最高含有量が上記内部の第１分散相の含
有量に比して高い中間３相組織帯域が形成されるように
なり、この場合上記表面２相組織帯域の幅およびＣｏ最
高含有比率、さらに上記中間３相組織帯域の幅、Ｃｏ最
低含有比率、および上記第１分散相の最高含有比率は、
いずれも上記超硬基体内部組成や焼結時の昇温過程にお
ける窒素雰囲気導入温度範囲およびその窒素圧力、さら
に焼結温度などによって制御することができ、このよう
に製造された超硬基体の表面に、化学蒸着法および／ま
たは物理蒸着法を用いて、硬質被覆層、特に望ましくは
Ｔｉの炭化物（以下、ＴｉＣで示す）層、窒化物（以
下、ＴｉＮで示す）層、炭窒化物（以下、ＴｉＣＮで示
す）層、炭酸化物（以下、ＴｉＣＯで示す）層、窒酸化
物（以下、ＴｉＮＯで示す）層、および炭窒酸化物（以
下、ＴｉＣＮＯで示す）層のうちの１種の単層または２
種以上の複層、さらに必要に応じてＡｌ2 Ｏ3 層からな
る硬質被覆層を形成すると、この結果の被覆超硬工具
は、超硬基体における上記表面２相組織帯域によってす
ぐれた耐欠損性が確保され、また上記中間３相組織帯域
によって著しくすぐれた耐熱塑性変形性が確保され、し
たがって耐欠損性が要求される鋼や鋳鉄などの断続切削
を高速で行っても、高い熱発生にもかかわらず、切刃に
偏摩耗の発生なく、かつ欠けやチッピングなどの発生も
なく、すぐれた切削性能を長期に亘って発揮するように
なるという研究結果を得たのである。
上述のような観点から、耐熱塑性変形性のすぐれた被覆
超硬工具を開発すべく、特に上記のすぐれた耐欠損性を
有する従来被覆超硬工具に着目し、研究を行った結果、
超硬基体内部の組成を、結合相形成成分としてＣｏ：５
〜１２％、第１分散相としてＴａとＷとＭ（ただし、Ｍ
はＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、およびＣｒのうちの１種または２
種以上を示す）との炭化物固溶体および炭窒化物固溶体
［以下、それぞれ（Ｔａ，Ｗ，Ｍ）Ｃおよび（Ｔａ，
Ｗ，Ｍ）ＣＮで示す］、のいずれか一方、または両方：
５〜３０重量％、を含有し、残りが第２分散相としての
ＷＣと不可避不純物からなる組成に特定した上で、これ
の真空焼結に際して、焼結温度への昇温過程における少
なくとも８００〜１３００℃の温度範囲を圧力：１０〜
５００ｔｏｒｒの窒素雰囲気とすると、いずれも工具縦
断面で観察して、表面から所定幅に亘って、Ｃｏの最高
含有量が上記内部のＣｏ含有量に比して高く、かつ上記
第１分散相が存在せず、結合相と上記第２分散相からな
る表面２相組織帯域が形成されると同時に、前記表面２
相組織帯域に隣接して、同じく所定幅に亘って、Ｃｏの
最低含有量は上記内部のＣｏ含有量に比して低いが、上
記第１分散相の最高含有量が上記内部の第１分散相の含
有量に比して高い中間３相組織帯域が形成されるように
なり、この場合上記表面２相組織帯域の幅およびＣｏ最
高含有比率、さらに上記中間３相組織帯域の幅、Ｃｏ最
低含有比率、および上記第１分散相の最高含有比率は、
いずれも上記超硬基体内部組成や焼結時の昇温過程にお
ける窒素雰囲気導入温度範囲およびその窒素圧力、さら
に焼結温度などによって制御することができ、このよう
に製造された超硬基体の表面に、化学蒸着法および／ま
たは物理蒸着法を用いて、硬質被覆層、特に望ましくは
Ｔｉの炭化物（以下、ＴｉＣで示す）層、窒化物（以
下、ＴｉＮで示す）層、炭窒化物（以下、ＴｉＣＮで示
す）層、炭酸化物（以下、ＴｉＣＯで示す）層、窒酸化
物（以下、ＴｉＮＯで示す）層、および炭窒酸化物（以
下、ＴｉＣＮＯで示す）層のうちの１種の単層または２
種以上の複層、さらに必要に応じてＡｌ2 Ｏ3 層からな
る硬質被覆層を形成すると、この結果の被覆超硬工具
は、超硬基体における上記表面２相組織帯域によってす
ぐれた耐欠損性が確保され、また上記中間３相組織帯域
によって著しくすぐれた耐熱塑性変形性が確保され、し
たがって耐欠損性が要求される鋼や鋳鉄などの断続切削
を高速で行っても、高い熱発生にもかかわらず、切刃に
偏摩耗の発生なく、かつ欠けやチッピングなどの発生も
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、内部が、結合相形成成分としてＣ
ｏ：５〜１２％、第１分散相として（Ｔａ，Ｗ，Ｍ）Ｃ
および／または（Ｔａ，Ｗ，Ｍ）ＣＮ［ただし、ＭはＴ
ｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、およびＣｒのうちの１種または２種以
上を示す］：５〜３０重量％、を含有し、残りが第２分
散相としてのＷＣと不可避不純物からなる組成、並びに
結合相と上記第１および第２分散相の３相組織を有し、
かつ工具縦断面で観察して、表面から１０〜５０μｍの
範囲内の所定の幅に亘って、Ｃｏの最高含有量が上記内
部のＣｏ含有量に対する比率で１．１〜１．５の範囲内
にあるが、上記第１分散相が存在せず、結合相と上記第
２分散相の表面２相組織帯域が存在し、さらに上記表面
２相組織帯域に隣接して、同じく工具縦断面で観察し
て、１０〜２００μｍの範囲内の所定の幅に亘って、Ｃ
ｏの最低含有量は上記内部のＣｏ含有量に対する比率で
０．５〜１．０の範囲内にあり、かつ上記第１分散相の
最高含有量が上記内部の第１分散相の含有量に対する比
率で１．３〜３．０の範囲内にある中間３相組織帯域が
存在する超硬基体の表面に、ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、Ｔｉ
ＣＮ層、ＴｉＣＯ層、ＴｉＮＯ層、およびＴｉＣＮＯ層
のうちの１種の単層または２種以上の複層、さらに必要
に応じてＡｌ2 Ｏ3層からなる硬質被覆層を５〜３０μ
ｍの範囲内の所定の平均層厚で化学蒸着および／または
物理蒸着してなる、耐熱塑性変形性にすぐれた被覆超硬
工具に特徴を有するものである。
されたものであって、内部が、結合相形成成分としてＣ
ｏ：５〜１２％、第１分散相として（Ｔａ，Ｗ，Ｍ）Ｃ
および／または（Ｔａ，Ｗ，Ｍ）ＣＮ［ただし、ＭはＴ
ｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、およびＣｒのうちの１種または２種以
上を示す］：５〜３０重量％、を含有し、残りが第２分
散相としてのＷＣと不可避不純物からなる組成、並びに
結合相と上記第１および第２分散相の３相組織を有し、
かつ工具縦断面で観察して、表面から１０〜５０μｍの
範囲内の所定の幅に亘って、Ｃｏの最高含有量が上記内
部のＣｏ含有量に対する比率で１．１〜１．５の範囲内
にあるが、上記第１分散相が存在せず、結合相と上記第
２分散相の表面２相組織帯域が存在し、さらに上記表面
２相組織帯域に隣接して、同じく工具縦断面で観察し
て、１０〜２００μｍの範囲内の所定の幅に亘って、Ｃ
ｏの最低含有量は上記内部のＣｏ含有量に対する比率で
０．５〜１．０の範囲内にあり、かつ上記第１分散相の
最高含有量が上記内部の第１分散相の含有量に対する比
率で１．３〜３．０の範囲内にある中間３相組織帯域が
存在する超硬基体の表面に、ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、Ｔｉ
ＣＮ層、ＴｉＣＯ層、ＴｉＮＯ層、およびＴｉＣＮＯ層
のうちの１種の単層または２種以上の複層、さらに必要
に応じてＡｌ2 Ｏ3層からなる硬質被覆層を５〜３０μ
ｍの範囲内の所定の平均層厚で化学蒸着および／または
物理蒸着してなる、耐熱塑性変形性にすぐれた被覆超硬
工具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工具におい
て、超硬基体の内部組成、並びに超硬基体における表面
２相組織帯域および中間３相組織帯域の幅、Ｃｏの含有
比率、および上記第１分散相の含有比率、さらに硬質被
覆層の平均層厚を上記の通りに限定した理由を説明す
る。 （Ａ）超硬基体の内部組成 Ｃｏ成分は焼結性を促進させて、強度を向上させるのに
不可欠の成分であるが、その含有量が５％未満では、所
望の強度を確保することができず、一方その含有量が１
２％を越えると、耐摩耗性が急に低下するようになるこ
とから、その含有量を５〜１２％、望ましくは６〜１０
％と定めた。また、第１分散相には、硬さを向上させ、
もって耐摩耗性を向上させる作用があるが、その含有量
が５％未満では、所望の耐摩耗性向上効果が得られず、
一方その含有量が３０％を越えると、切刃の耐欠損性が
低下するようになることから、その含有量を５〜３０
％、望ましくは１０〜２０％と定めた。
て、超硬基体の内部組成、並びに超硬基体における表面
２相組織帯域および中間３相組織帯域の幅、Ｃｏの含有
比率、および上記第１分散相の含有比率、さらに硬質被
覆層の平均層厚を上記の通りに限定した理由を説明す
る。 （Ａ）超硬基体の内部組成 Ｃｏ成分は焼結性を促進させて、強度を向上させるのに
不可欠の成分であるが、その含有量が５％未満では、所
望の強度を確保することができず、一方その含有量が１
２％を越えると、耐摩耗性が急に低下するようになるこ
とから、その含有量を５〜１２％、望ましくは６〜１０
％と定めた。また、第１分散相には、硬さを向上させ、
もって耐摩耗性を向上させる作用があるが、その含有量
が５％未満では、所望の耐摩耗性向上効果が得られず、
一方その含有量が３０％を越えると、切刃の耐欠損性が
低下するようになることから、その含有量を５〜３０
％、望ましくは１０〜２０％と定めた。
【０００７】（Ｂ）表面２相組織帯域 その幅が１０μｍ未満でも、またＣｏの最高含有比率が
１．１未満でも耐欠損性に所望の向上効果が得られず、
一方その幅が５０μｍを越えても、またＣｏの最高含有
比率が１．５を越えても、この帯域で熱塑性変形が発生
するようになることから、その幅を１０〜５０μｍ、望
ましくは２０〜３５μｍ，Ｃｏの含有比率を１．１〜
１．５、望ましくは１．２〜１．４とそれぞれ定めた。
１．１未満でも耐欠損性に所望の向上効果が得られず、
一方その幅が５０μｍを越えても、またＣｏの最高含有
比率が１．５を越えても、この帯域で熱塑性変形が発生
するようになることから、その幅を１０〜５０μｍ、望
ましくは２０〜３５μｍ，Ｃｏの含有比率を１．１〜
１．５、望ましくは１．２〜１．４とそれぞれ定めた。
【０００８】（Ｃ）中間３相組織帯域 その幅が１０μｍ未満でも、またＣｏの最低含有比率が
１．０を越えても、さらに第１分散相の最高含有比率が
１．３未満でも所望のすぐれた耐熱塑性変形性を確保す
ることができず、一方その幅が２００μｍを越えたり、
またＣｏの最低含有比率が０．５未満になったり、さら
に第１分散相の最高含有比率が３．０を越えたりする
と、切刃の耐欠損性が低下するようになることから、そ
の幅を１０〜２００μｍ、望ましくは５０〜１５０μ
ｍ，Ｃｏの最低含有比率を０．５〜１．０、望ましくは
０．６〜０．８、そして第１分散相の最高含有比率を
１．３〜３．０、望ましくは１．６〜２．６とそれぞれ
定めた。
１．０を越えても、さらに第１分散相の最高含有比率が
１．３未満でも所望のすぐれた耐熱塑性変形性を確保す
ることができず、一方その幅が２００μｍを越えたり、
またＣｏの最低含有比率が０．５未満になったり、さら
に第１分散相の最高含有比率が３．０を越えたりする
と、切刃の耐欠損性が低下するようになることから、そ
の幅を１０〜２００μｍ、望ましくは５０〜１５０μ
ｍ，Ｃｏの最低含有比率を０．５〜１．０、望ましくは
０．６〜０．８、そして第１分散相の最高含有比率を
１．３〜３．０、望ましくは１．６〜２．６とそれぞれ
定めた。
【０００９】（Ｄ）硬質被覆層の平均層厚 その厚さが５μｍ未満では、所望のすぐれた耐摩耗性を
確保することができず、一方その厚さが３０μｍを越え
ると、耐欠損性が低下するようになることから、その厚
さを５〜３０μｍ、望ましくは７〜２０μｍと定めた。
確保することができず、一方その厚さが３０μｍを越え
ると、耐欠損性が低下するようになることから、その厚
さを５〜３０μｍ、望ましくは７〜２０μｍと定めた。
【００１０】
【発明の実施の形態】この発明の被覆超硬工具を実施例
により具体的に説明する。原料粉末として、平均粒径：
３μｍの中粒ＷＣ粉末、同６μｍの粗粒ＷＣ粉末、同
１．２μｍの（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮ［重量比（以下同じ）
で、ＴｉＣ／ＴｉＮ／ＷＣ＝２４／２０／５６］粉末、
同１．５μｍの（Ｔａ，Ｎｂ）Ｃ［ＴａＣ／ＮｂＣ＝９
０／１０］粉末、同１．３μｍのＴａＣ粉末、同１．５
μｍのＺｒＣ粉末、同２．０μｍのＣｒ3 Ｃ2 粉末、お
よび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、この混合粉末を所定形状の圧粉体にプ
レス成形し、ついでこの圧粉体を同じく表１に示される
条件で焼結し、焼結体に仕上げ加工およびホーニング加
工を施すことにより、いずれもＩＳＯ規格ＣＮＭＧ１２
０４０８に則したスローアウエイチップ形状をもった超
硬基体Ａ〜Ｌをそれぞれ製造した。また、比較の目的
で、表２に示される通り、焼結温度への昇温過程での窒
素雰囲気の導入を行わず、いずれも真空雰囲気での焼結
を行う以外は同一の条件で超硬基体ａ〜ｌをそれぞれ製
造した。
により具体的に説明する。原料粉末として、平均粒径：
３μｍの中粒ＷＣ粉末、同６μｍの粗粒ＷＣ粉末、同
１．２μｍの（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮ［重量比（以下同じ）
で、ＴｉＣ／ＴｉＮ／ＷＣ＝２４／２０／５６］粉末、
同１．５μｍの（Ｔａ，Ｎｂ）Ｃ［ＴａＣ／ＮｂＣ＝９
０／１０］粉末、同１．３μｍのＴａＣ粉末、同１．５
μｍのＺｒＣ粉末、同２．０μｍのＣｒ3 Ｃ2 粉末、お
よび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、この混合粉末を所定形状の圧粉体にプ
レス成形し、ついでこの圧粉体を同じく表１に示される
条件で焼結し、焼結体に仕上げ加工およびホーニング加
工を施すことにより、いずれもＩＳＯ規格ＣＮＭＧ１２
０４０８に則したスローアウエイチップ形状をもった超
硬基体Ａ〜Ｌをそれぞれ製造した。また、比較の目的
で、表２に示される通り、焼結温度への昇温過程での窒
素雰囲気の導入を行わず、いずれも真空雰囲気での焼結
を行う以外は同一の条件で超硬基体ａ〜ｌをそれぞれ製
造した。
【００１１】ついで、これらの超硬基体Ａ〜Ｌおよび超
硬基体ａ〜ｌの表面に、通常の外熱式化学蒸着装置およ
び物理蒸着装置の１種であるイオンプレーティング装置
を用い、表３、４に示される通りの組成および平均層厚
の硬質被覆層を形成することにより本発明被覆超硬工具
１〜１２および比較被覆超硬工具１〜１２をそれぞれ製
造した。
硬基体ａ〜ｌの表面に、通常の外熱式化学蒸着装置およ
び物理蒸着装置の１種であるイオンプレーティング装置
を用い、表３、４に示される通りの組成および平均層厚
の硬質被覆層を形成することにより本発明被覆超硬工具
１〜１２および比較被覆超硬工具１〜１２をそれぞれ製
造した。
【００１２】この結果得られた本発明被覆超硬工具１〜
１２および比較被覆超硬工具１〜１２について、 （ａ）超硬基体内部の組成は、まず工具縦断面における
中心部任意箇所の組織写真を走査型電子顕微鏡を用いて
撮り、この組織写真における実質的にＣｏからなる結合
相、第１分散相、および第２分散相であるＷＣの割合
（面積％）を画像解析装置を用いて算出し、この算出結
果と、オージェ電子分光分析装置を用いて測定した第１
分散相構成成分の分析値（原子％）から、重量割合（重
量％）に換算することにより求めた。 （ｂ）また、同じく工具縦断面における表面２相組織帯
域および中間３相組織帯域の幅は光学顕微鏡組織写真を
用いて測定し、さらにこれらの帯域におけるＣｏの最高
および最低含有比率および第１分散相の最高含有比率
は、エネルギー分散型Ｘ線測定装置を用いて、表面から
内部へ向かってのＣｏおよび第１分散相構成成分の含有
量の連続変化曲線を求め、この結果と上記の超硬基体内
部のＣｏおよび第１分散相の含有量から求めた。 以上（ａ）および（ｂ）にもとづいて超硬基体内部の組
成、さらに工具縦断面における表面２相組織帯域および
中間３相組織帯域の幅、Ｃｏの含有比率、および第１分
散相の含有比率を求めた。これらの結果を表５、６に示
した。また表５、６には超硬基体内部の硬さ（ロックウ
エル硬さＡスケール）も合わせて示した。
１２および比較被覆超硬工具１〜１２について、 （ａ）超硬基体内部の組成は、まず工具縦断面における
中心部任意箇所の組織写真を走査型電子顕微鏡を用いて
撮り、この組織写真における実質的にＣｏからなる結合
相、第１分散相、および第２分散相であるＷＣの割合
（面積％）を画像解析装置を用いて算出し、この算出結
果と、オージェ電子分光分析装置を用いて測定した第１
分散相構成成分の分析値（原子％）から、重量割合（重
量％）に換算することにより求めた。 （ｂ）また、同じく工具縦断面における表面２相組織帯
域および中間３相組織帯域の幅は光学顕微鏡組織写真を
用いて測定し、さらにこれらの帯域におけるＣｏの最高
および最低含有比率および第１分散相の最高含有比率
は、エネルギー分散型Ｘ線測定装置を用いて、表面から
内部へ向かってのＣｏおよび第１分散相構成成分の含有
量の連続変化曲線を求め、この結果と上記の超硬基体内
部のＣｏおよび第１分散相の含有量から求めた。 以上（ａ）および（ｂ）にもとづいて超硬基体内部の組
成、さらに工具縦断面における表面２相組織帯域および
中間３相組織帯域の幅、Ｃｏの含有比率、および第１分
散相の含有比率を求めた。これらの結果を表５、６に示
した。また表５、６には超硬基体内部の硬さ（ロックウ
エル硬さＡスケール）も合わせて示した。
【００１３】さらに、上記本発明被覆超硬工具１〜１２
および比較被覆超硬工具１〜１２について、 被削材：ＳＣＭ４４０（ブリネル硬さ：２２０）の長手
方向等間隔４本縦溝入り丸棒、 切削速度：４００ｍ／ｍｉｎ、 送り：０．３ｍｍ、 切り込み：１．５ｍｍ、 の条件で鋼の乾式高速断続切削試験を行い、使用寿命に
至るまでの切削時間を測定した。これらの測定結果を表
５、６に示した。
および比較被覆超硬工具１〜１２について、 被削材：ＳＣＭ４４０（ブリネル硬さ：２２０）の長手
方向等間隔４本縦溝入り丸棒、 切削速度：４００ｍ／ｍｉｎ、 送り：０．３ｍｍ、 切り込み：１．５ｍｍ、 の条件で鋼の乾式高速断続切削試験を行い、使用寿命に
至るまでの切削時間を測定した。これらの測定結果を表
５、６に示した。
【００１４】
【表１】
【００１５】
【表２】
【００１６】
【表３】
【００１７】
【表４】
【００１８】
【表５】
【００１９】
【表６】
【００２０】
【発明の効果】表５、６に示される結果から、本発明被
覆超硬工具１〜１２は、いずれも超硬基体における中間
３相組織帯域の存在によって熱発生の高い鋼の高速断続
切削でも切刃の熱塑性変形が著しく抑制され、表面２相
組織帯域によるすぐれた耐欠損性と相まって、切刃は正
常摩耗を示すため、長期に亘ってすぐれた切削性能を発
揮するのに対して、比較被覆超硬工具１〜１２は、いず
れも表面２相組織帯域は存在するが、前記中間３相組織
帯域が存在しないために、大きな発熱量を伴う高速断続
切削では切刃に熱塑性変形が発生し、これが原因で切刃
の偏摩耗が促進し、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工具は、
すぐれた耐熱塑性変形性と耐欠損性を合わせもつので、
鋼や鋳鉄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、これらの切削を高速で行っても切刃に欠けや
チッピングなどの発生なく、正常摩耗を示し、したがっ
て切削加工の高能率化および省力化に十分満足に対応す
ることができるものである。
覆超硬工具１〜１２は、いずれも超硬基体における中間
３相組織帯域の存在によって熱発生の高い鋼の高速断続
切削でも切刃の熱塑性変形が著しく抑制され、表面２相
組織帯域によるすぐれた耐欠損性と相まって、切刃は正
常摩耗を示すため、長期に亘ってすぐれた切削性能を発
揮するのに対して、比較被覆超硬工具１〜１２は、いず
れも表面２相組織帯域は存在するが、前記中間３相組織
帯域が存在しないために、大きな発熱量を伴う高速断続
切削では切刃に熱塑性変形が発生し、これが原因で切刃
の偏摩耗が促進し、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工具は、
すぐれた耐熱塑性変形性と耐欠損性を合わせもつので、
鋼や鋳鉄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、これらの切削を高速で行っても切刃に欠けや
チッピングなどの発生なく、正常摩耗を示し、したがっ
て切削加工の高能率化および省力化に十分満足に対応す
ることができるものである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２３Ｃ 16/30 Ｃ２３Ｃ 16/30 (72)発明者 ▲功▼刀 斉 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 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
Claims (2)
- 【請求項１】 内部が、 結合相形成成分としてＣｏ：５〜１２重量％、 第１分散相としてＴａとＷとＭ（ただし、ＭはＴｉ、Ｚ
ｒ、Ｎｂ、およびＣｒのうちの１種または２種以上を示
す）との炭化物固溶体および炭窒化物固溶体のいずれか
一方、または両方：５〜３０重量％、を含有し、残りが
第２分散相としての炭化タングステンと不可避不純物か
らなる組成、並びに結合相と上記第１および第２分散相
の３相組織を有し、 かつ工具縦断面で観察して、表面から１０〜５０μｍの
範囲内の所定の幅に亘って、Ｃｏの最高含有量が上記内
部のＣｏ含有量に対する比率で１．１〜１．５の範囲内
にあるが、上記第１分散相が存在せず、結合相と上記第
２分散相の表面２相組織帯域が存在し、 さらに上記表面２相組織帯域に隣接して、同じく工具縦
断面で観察して、１０〜２００μｍの範囲内の所定の幅
に亘って、Ｃｏの最低含有量が上記内部のＣｏ含有量に
対する比率で０．５〜１．０の範囲内にあり、かつ上記
第１分散相の最高含有量が上記内部の第１分散相の含有
量に対する比率で１．３〜３．０の範囲内にある中間３
相組織帯域が存在する炭化タングステン基超硬合金基体
の表面に、 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種の単層ま
たは２種以上の複層からなる硬質被覆層を５〜３０μｍ
の範囲内の所定の平均層厚で化学蒸着および／または物
理蒸着してなる、耐熱塑性変形性にすぐれた表面被覆炭
化タングステン基超硬合金製切削工具。 - 【請求項２】 内部が、 結合相形成成分としてＣｏ：５〜１２重量％、 第１分散相としてＴａとＷとＭ（ただし、ＭはＴｉ、Ｚ
ｒ、Ｎｂ、およびＣｒのうちの１種または２種以上を示
す）との炭化物固溶体および炭窒化物固溶体ののいずれ
か一方、または両方：５〜３０重量％、を含有し、残り
が第２分散相としての炭化タングステンと不可避不純物
からなる組成、並びに結合相と上記第１および第２分散
相の３相組織を有し、 かつ工具縦断面で観察して、表面から１０〜５０μｍの
範囲内の所定の幅に亘って、Ｃｏの最高含有量が上記内
部のＣｏ含有量に対する比率で１．１〜１．５の範囲内
にあるが、上記第１分散相が存在せず、結合相と上記第
２分散相の表面２相組織帯域が存在し、 さらに上記表面２相組織帯域に隣接して、同じく工具縦
断面で観察して、１０〜２００μｍの範囲内の所定の幅
に亘って、Ｃｏの最低含有量が上記内部のＣｏ含有量に
対する比率で０．５〜１．０の範囲内にあり、かつ上記
第１分散相の最高含有量が上記内部の第１分散相の含有
量に対する比率で１．３〜３．０の範囲内にある中間３
相組織帯域が存在する炭化タングステン基超硬合金基体
の表面に、 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種の単層ま
たは２種以上の複層と、酸化アルミニウム層からなる硬
質被覆層を５〜３０μｍの範囲内の所定の平均層厚で化
学蒸着および／または物理蒸着してなる、耐熱塑性変形
性にすぐれた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 |
|---|---|---|---|
| JP20310897A JPH1142503A (ja) | 1997-07-29 | 1997-07-29 | 耐熱塑性変形性にすぐれた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 |
|---|---|---|---|
| JP20310897A JPH1142503A (ja) | 1997-07-29 | 1997-07-29 | 耐熱塑性変形性にすぐれた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 |
|---|---|
| JPH1142503A true JPH1142503A (ja) | 1999-02-16 |
Family
ID=16468536
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP20310897A Pending JPH1142503A (ja) | 1997-07-29 | 1997-07-29 | 耐熱塑性変形性にすぐれた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) | JPH1142503A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6666671B1 (en) * | 1999-06-09 | 2003-12-23 | Ic Innovations | Rotary pump |
| JP2005042201A (ja) * | 2003-07-25 | 2005-02-17 | Sandvik Ab | 微細粒炭化タングステン−コバルト超硬合金を製造する方法 |
| JP2011148014A (ja) * | 2010-01-19 | 2011-08-04 | Mitsubishi Materials Corp | 表面被覆ｗｃ基超硬合金製インサート |
-
1997
- 1997-07-29 JP JP20310897A patent/JPH1142503A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6666671B1 (en) * | 1999-06-09 | 2003-12-23 | Ic Innovations | Rotary pump |
| JP2005042201A (ja) * | 2003-07-25 | 2005-02-17 | Sandvik Ab | 微細粒炭化タングステン−コバルト超硬合金を製造する方法 |
| KR101202225B1 (ko) | 2003-07-25 | 2012-11-16 | 산드빅 인터렉츄얼 프로퍼티 에이비 | 미세 결정립 초경합금의 제조방법 |
| JP2011148014A (ja) * | 2010-01-19 | 2011-08-04 | Mitsubishi Materials Corp | 表面被覆ｗｃ基超硬合金製インサート |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20020604 |