JPH1192936A - 高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 - Google Patents
高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具Info
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- JPH1192936A JPH1192936A JP25630597A JP25630597A JPH1192936A JP H1192936 A JPH1192936 A JP H1192936A JP 25630597 A JP25630597 A JP 25630597A JP 25630597 A JP25630597 A JP 25630597A JP H1192936 A JPH1192936 A JP H1192936A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面
被覆超硬合金製切削工具を提供する。 【解決手段】 ＷＣ基超硬合金基体の表面に、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：０．１
〜４μｍの粒状結晶組織を有する三酸化二チタン層、
（ｃ）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、（ｄ）必要に応じて、平均層厚：
０．５〜５μｍの粒状結晶組織を有する炭化チタン層、
（ｅ）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、
（ｆ）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、
（ｇ）平均層厚：０．１〜３μｍの粒状結晶組織を有す
る窒化チタン層、以上（ａ）〜（ｇ）で構成し、３〜２
０μｍの全体平均層厚で化学蒸着または物理蒸着してな
る。
被覆超硬合金製切削工具を提供する。 【解決手段】 ＷＣ基超硬合金基体の表面に、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：０．１
〜４μｍの粒状結晶組織を有する三酸化二チタン層、
（ｃ）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、（ｄ）必要に応じて、平均層厚：
０．５〜５μｍの粒状結晶組織を有する炭化チタン層、
（ｅ）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、
（ｆ）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、
（ｇ）平均層厚：０．１〜３μｍの粒状結晶組織を有す
る窒化チタン層、以上（ａ）〜（ｇ）で構成し、３〜２
０μｍの全体平均層厚で化学蒸着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、特に硬質被覆層
を構成する炭窒化チタン層が微細な縦長成長結晶組織を
有し、これによって例えば鋼や鋳鉄などの高速切削に用
いた場合にも、すぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超
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。
を構成する炭窒化チタン層が微細な縦長成長結晶組織を
有し、これによって例えば鋼や鋳鉄などの高速切削に用
いた場合にも、すぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超
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、一般に、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型酸化アルミニウム（以下、κ−Ａｌ2
Ｏ3 で示す）層とで構成された硬質被覆層を３〜２０μ
ｍの平均層厚で化学蒸着および／または物理蒸着してな
る被覆超硬工具が知られており、またこの被覆超硬工具
が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３−８７３６
９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、上記被覆超硬工具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ＴｉＣＮ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ＴｉＣＮ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
硬工具も知られている。
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型酸化アルミニウム（以下、κ−Ａｌ2
Ｏ3 で示す）層とで構成された硬質被覆層を３〜２０μ
ｍの平均層厚で化学蒸着および／または物理蒸着してな
る被覆超硬工具が知られており、またこの被覆超硬工具
が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３−８７３６
９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、上記被覆超硬工具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ＴｉＣＮ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ＴｉＣＮ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
硬工具も知られている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】一方、近年の切削装置
の高性能化および高出力化に伴い、かつ切削加工の省力
化および省エネ化の面からも切削加工は高速化の傾向に
あるが、上記の従来被覆超硬工具においては、これを高
速切削に用いると、切刃の摩耗進行が著しく促進される
ことから、比較的短時間で使用寿命に至るのが現状であ
り、このことは切削装置のＦＡ化の点からも望ましくな
い。
の高性能化および高出力化に伴い、かつ切削加工の省力
化および省エネ化の面からも切削加工は高速化の傾向に
あるが、上記の従来被覆超硬工具においては、これを高
速切削に用いると、切刃の摩耗進行が著しく促進される
ことから、比較的短時間で使用寿命に至るのが現状であ
り、このことは切削装置のＦＡ化の点からも望ましくな
い。
【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、例えば鋼や鋳鉄などの連続切削
や断続切削を高速で行ってもすぐれた耐摩耗性を発揮す
る被覆超硬工具を開発すべく、特に硬質被覆層の耐摩耗
性向上に着目し、研究を行った結果、硬質被覆層の構成
層を、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）、縦長成長結晶
組織を有するＴｉＣＮ層（以下、ｌ−ＴｉＣＮ層で示
す）、粒状結晶組織を有するＴｉＣＯ層および／または
ＴｉＣＮＯ層（以下、単にＴｉＣＯ層およびＴｉＣＮＯ
層で示す）、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）、粒状結晶組織
を有するＴｉＮ層（以下、単にＴｉＮ層で示す）、ある
いは、（ｂ）ＴｉＮ層、ｌ−ＴｉＣＮ層、ＴｉＣ層、Ｔ
ｉＣＯ層および／またはＴｉＣＮＯ層、α−Ａｌ2 Ｏ3
層および／またはκ型κ−Ａｌ2 Ｏ3 層、ＴｉＮ層、に
特定した上で、上記硬質被覆層におけるＴｉＮ層とｌ−
ＴｉＣＮ層の間に、Ｃｕｋα線を線源として用いたＸ線
回折で、図１に示される通り、３４．５±１度の回折角
（２θ）に最高回折ピーク高さが現れるＸ線回折パター
ンを示す三酸化二チタン（以下、Ｔｉ2 Ｏ3 で示す）層
を介在させると、前記Ｔｉ2 Ｏ3 層はきわめて微細な粒
状結晶組織をもつことから、これの上に形成されるｌ−
ＴｉＣＮ層はＴｉ2 Ｏ3 の微細結晶を核として成長する
ようになるので、同じく微細な結晶組織をもつようにな
り、このように硬質被覆層の層構成が特定され、かつこ
れを構成するｌ−ＴｉＣＮ層が微細化した結晶組織を有
する硬質被覆層で超硬基体表面を被覆してなる被覆超硬
工具は、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た場合にもすぐれた耐摩
耗性を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、例えば鋼や鋳鉄などの連続切削
や断続切削を高速で行ってもすぐれた耐摩耗性を発揮す
る被覆超硬工具を開発すべく、特に硬質被覆層の耐摩耗
性向上に着目し、研究を行った結果、硬質被覆層の構成
層を、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）、縦長成長結晶
組織を有するＴｉＣＮ層（以下、ｌ−ＴｉＣＮ層で示
す）、粒状結晶組織を有するＴｉＣＯ層および／または
ＴｉＣＮＯ層（以下、単にＴｉＣＯ層およびＴｉＣＮＯ
層で示す）、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）、粒状結晶組織
を有するＴｉＮ層（以下、単にＴｉＮ層で示す）、ある
いは、（ｂ）ＴｉＮ層、ｌ−ＴｉＣＮ層、ＴｉＣ層、Ｔ
ｉＣＯ層および／またはＴｉＣＮＯ層、α−Ａｌ2 Ｏ3
層および／またはκ型κ−Ａｌ2 Ｏ3 層、ＴｉＮ層、に
特定した上で、上記硬質被覆層におけるＴｉＮ層とｌ−
ＴｉＣＮ層の間に、Ｃｕｋα線を線源として用いたＸ線
回折で、図１に示される通り、３４．５±１度の回折角
（２θ）に最高回折ピーク高さが現れるＸ線回折パター
ンを示す三酸化二チタン（以下、Ｔｉ2 Ｏ3 で示す）層
を介在させると、前記Ｔｉ2 Ｏ3 層はきわめて微細な粒
状結晶組織をもつことから、これの上に形成されるｌ−
ＴｉＣＮ層はＴｉ2 Ｏ3 の微細結晶を核として成長する
ようになるので、同じく微細な結晶組織をもつようにな
り、このように硬質被覆層の層構成が特定され、かつこ
れを構成するｌ−ＴｉＣＮ層が微細化した結晶組織を有
する硬質被覆層で超硬基体表面を被覆してなる被覆超硬
工具は、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た場合にもすぐれた耐摩
耗性を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、［Ｉ］ 超硬基体の表面に、３〜
２０μｍの全体平均層厚で化学蒸着および／または物理
蒸着された硬質被覆層を、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：０．１〜４μｍのＴｉ2 Ｏ3 層、 （ｃ）平均層厚：１〜１５μｍのｌ−ＴｉＣＮ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、 以上（ａ）〜（ｆ）で構成し、かつ、Ｃｕｋα線を線源
として用いたＸ線回折で、上記硬質被覆層を構成するＴ
ｉ2 Ｏ3 層が、３４．５±１度の回折角（２θ）に最高
回折ピーク高さが現れるＸ線回折パターンを示し、上記
のＴｉＮ層、ｌ−ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、ＴｉＣＮＯ
層、α−Ａｌ2 Ｏ 3 層、およびκ−Ａｌ2 Ｏ3 層は、い
ずれも通常のＸ線回折パターンを示す、高速切削ですぐ
れた耐摩耗性を発揮する被覆超硬工具、［ＩＩ］ 超硬
基体の表面に、３〜２０μｍの全体平均層厚で化学蒸着
および／または物理蒸着された硬質被覆層を、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：０．１〜４μｍのＴｉ2 Ｏ3 層、 （ｃ）平均層厚：１〜１５μｍのｌ−ＴｉＣＮ層、 （ｄ）平均層厚：０．５〜５μｍのＴｉＣ層、 （ｅ）平均層厚：０．１〜２μｍのＴｉＣＯ層および／
またはＴｉＣＮＯ層、 （ｆ）平均層厚：０．５〜１５μｍのα−Ａｌ2 Ｏ3 層
および／またはκ−Ａｌ2 Ｏ3 層、 （ｇ）平均層厚：０．１〜３μｍのＴｉＮ層、 以上（ａ）〜（ｇ）で構成し、かつ、Ｃｕｋα線を線源
として用いたＸ線回折で、上記硬質被覆層を構成するＴ
ｉ2 Ｏ3 層が、３４．５±１度の回折角（２θ）に最高
回折ピーク高さが現れるＸ線回折パターンを示し、上記
のＴｉＮ層、ｌ−ＴｉＣＮ層、ＴｉＣ層、ＴｉＣＯ層、
ＴｉＣＮＯ層、α−Ａｌ2 Ｏ3 層、およびκ−Ａｌ2 Ｏ
3 層は、いずれも通常のＸ線回折パターンを示す、高速
切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する被覆超硬工具、以上
［Ｉ］および［ＩＩ］の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、［Ｉ］ 超硬基体の表面に、３〜
２０μｍの全体平均層厚で化学蒸着および／または物理
蒸着された硬質被覆層を、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：０．１〜４μｍのＴｉ2 Ｏ3 層、 （ｃ）平均層厚：１〜１５μｍのｌ−ＴｉＣＮ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、 以上（ａ）〜（ｆ）で構成し、かつ、Ｃｕｋα線を線源
として用いたＸ線回折で、上記硬質被覆層を構成するＴ
ｉ2 Ｏ3 層が、３４．５±１度の回折角（２θ）に最高
回折ピーク高さが現れるＸ線回折パターンを示し、上記
のＴｉＮ層、ｌ−ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、ＴｉＣＮＯ
層、α−Ａｌ2 Ｏ 3 層、およびκ−Ａｌ2 Ｏ3 層は、い
ずれも通常のＸ線回折パターンを示す、高速切削ですぐ
れた耐摩耗性を発揮する被覆超硬工具、［ＩＩ］ 超硬
基体の表面に、３〜２０μｍの全体平均層厚で化学蒸着
および／または物理蒸着された硬質被覆層を、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：０．１〜４μｍのＴｉ2 Ｏ3 層、 （ｃ）平均層厚：１〜１５μｍのｌ−ＴｉＣＮ層、 （ｄ）平均層厚：０．５〜５μｍのＴｉＣ層、 （ｅ）平均層厚：０．１〜２μｍのＴｉＣＯ層および／
またはＴｉＣＮＯ層、 （ｆ）平均層厚：０．５〜１５μｍのα−Ａｌ2 Ｏ3 層
および／またはκ−Ａｌ2 Ｏ3 層、 （ｇ）平均層厚：０．１〜３μｍのＴｉＮ層、 以上（ａ）〜（ｇ）で構成し、かつ、Ｃｕｋα線を線源
として用いたＸ線回折で、上記硬質被覆層を構成するＴ
ｉ2 Ｏ3 層が、３４．５±１度の回折角（２θ）に最高
回折ピーク高さが現れるＸ線回折パターンを示し、上記
のＴｉＮ層、ｌ−ＴｉＣＮ層、ＴｉＣ層、ＴｉＣＯ層、
ＴｉＣＮＯ層、α−Ａｌ2 Ｏ3 層、およびκ−Ａｌ2 Ｏ
3 層は、いずれも通常のＸ線回折パターンを示す、高速
切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する被覆超硬工具、以上
［Ｉ］および［ＩＩ］の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。
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）Ｔｉ2 Ｏ3 層 Ｔｉ2 Ｏ3 層は、上記の通り微細な結晶組織を有し、し
たがってこれの上に形成されるｌ−ＴｉＣＮ層は前記Ｔ
ｉ2 Ｏ3 層の微細結晶を核として成長するようになるの
で、成長後のｌ−ＴｉＣＮ層を微細な縦長成長結晶組織
とする作用があるが、その層厚が０．１μｍ未満ではｌ
−ＴｉＣＮ層の微細化効果が不十分であり、一方その層
厚が２μｍを越えても、前記作用が飽和し、より一層の
微細化効果は現れないことから、その層厚を０．１〜２
μｍと定めた。なお、上記Ｔｉ2 Ｏ3 層は、通常の化学
蒸着装置および物理蒸着装置を用い、反応ガス組成（容
量％で）−ＴｉＣｌ4 ：０．４〜１０％、ＣＯ2：０．
４〜１０％、Ｎ2 ：１〜６０％、必要に応じてＨＣｌ：
０．５〜１０％、Ｈ2 ：残り、 雰囲気温度：８００〜１１００℃、 雰囲気圧力：３０〜５００Ｔｏｒｒ、 の条件で形成することができ、また、Ｃｕｋα線を線源
として用いたＸ線回折で、図１に示される通り、３４．
５±１度の回折角（２θ）に最高回折ピーク高さが現れ
るＸ線回折パターンを示すものである。
たがってこれの上に形成されるｌ−ＴｉＣＮ層は前記Ｔ
ｉ2 Ｏ3 層の微細結晶を核として成長するようになるの
で、成長後のｌ−ＴｉＣＮ層を微細な縦長成長結晶組織
とする作用があるが、その層厚が０．１μｍ未満ではｌ
−ＴｉＣＮ層の微細化効果が不十分であり、一方その層
厚が２μｍを越えても、前記作用が飽和し、より一層の
微細化効果は現れないことから、その層厚を０．１〜２
μｍと定めた。なお、上記Ｔｉ2 Ｏ3 層は、通常の化学
蒸着装置および物理蒸着装置を用い、反応ガス組成（容
量％で）−ＴｉＣｌ4 ：０．４〜１０％、ＣＯ2：０．
４〜１０％、Ｎ2 ：１〜６０％、必要に応じてＨＣｌ：
０．５〜１０％、Ｈ2 ：残り、 雰囲気温度：８００〜１１００℃、 雰囲気圧力：３０〜５００Ｔｏｒｒ、 の条件で形成することができ、また、Ｃｕｋα線を線源
として用いたＸ線回折で、図１に示される通り、３４．
５±１度の回折角（２θ）に最高回折ピーク高さが現れ
るＸ線回折パターンを示すものである。
【０００８】（ｃ）ｌ−ＴｉＣＮ層 ｌ−ＴｉＣＮ層は、下層のＴｉ2 Ｏ3 層の作用で縦長成
長結晶組織が微細化し、これによってｌ−ＴｉＣＮ層の
もつすぐれた靭性と相まって、硬質被覆層の耐摩耗性を
一段と向上させ、高速切削でもすぐれた切削性能を長期
に亘って発揮せしめる作用があるが、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。
長結晶組織が微細化し、これによってｌ−ＴｉＣＮ層の
もつすぐれた靭性と相まって、硬質被覆層の耐摩耗性を
一段と向上させ、高速切削でもすぐれた切削性能を長期
に亘って発揮せしめる作用があるが、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。
【０００９】（ｅ）ＴｉＣ層 ＴｉＣ層は、それ自体が硬質であり、したがって硬質被
覆層により一段の耐摩耗性向上が望まれる場合に必要に
応じて形成されるが、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５μ
ｍ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０．５〜５μｍと定めた。
覆層により一段の耐摩耗性向上が望まれる場合に必要に
応じて形成されるが、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５μ
ｍ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０．５〜５μｍと定めた。
【００１０】（ｆ）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。
【００１１】（ｇ）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、上記ｌ−ＴｉＣＮ層と
共に、工具の耐摩耗性向上には不可欠であるが、その層
厚が０．５μｍ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、上記ｌ−ＴｉＣＮ層と
共に、工具の耐摩耗性向上には不可欠であるが、その層
厚が０．５μｍ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。
【００１２】（ｅ）ＴｉＮ層 ＴｉＮ層は、これ自体が黄金色の色調を有することか
ら、工具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、工具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。
【００１３】（ｆ）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２０μｍ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３〜２０μｍ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３〜２０μｍと定めた。
【００１４】
【発明の実施の形態】つぎに、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：２．８μｍを有する中粒ＷＣ粉末、同４．９μ
ｍ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／Ｗ
Ｃ＝２４／２０／５６）粉末、同１．２μｍの（Ｔａ，
Ｎｂ）Ｃ（ＴａＣ／ＮｂＣ＝９０／１０）粉末、および
同１．１μｍ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・ＣＮＭＧ１２０４０
８（超硬基体Ａ〜Ｄ用）および同ＳＥＥＮ４２ＡＦＴＮ
１（超硬基体Ｅ用）に定める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
することにより超硬基体Ａ〜Ｅをそれぞれ製造した。さ
らに、上記超硬基体Ｂに対して、１００ＴｏｒｒのＣＨ
4 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：１
５．９重量％、深さ：４２μｍのＣｏ富化帯域を基体表
面部に形成した。また、上記超硬基体ＡおよびＤには、
焼結したままで、表面部に表面から１７μｍの位置で最
大Ｃｏ含有量：９．１重量％、深さ：２３μｍのＣｏ富
化帯域が形成されており、残りの超硬基体ＣおよびＥ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。
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：２．８μｍを有する中粒ＷＣ粉末、同４．９μ
ｍ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／Ｗ
Ｃ＝２４／２０／５６）粉末、同１．２μｍの（Ｔａ，
Ｎｂ）Ｃ（ＴａＣ／ＮｂＣ＝９０／１０）粉末、および
同１．１μｍ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・ＣＮＭＧ１２０４０
８（超硬基体Ａ〜Ｄ用）および同ＳＥＥＮ４２ＡＦＴＮ
１（超硬基体Ｅ用）に定める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
することにより超硬基体Ａ〜Ｅをそれぞれ製造した。さ
らに、上記超硬基体Ｂに対して、１００ＴｏｒｒのＣＨ
4 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：１
５．９重量％、深さ：４２μｍのＣｏ富化帯域を基体表
面部に形成した。また、上記超硬基体ＡおよびＤには、
焼結したままで、表面部に表面から１７μｍの位置で最
大Ｃｏ含有量：９．１重量％、深さ：２３μｍのＣｏ富
化帯域が形成されており、残りの超硬基体ＣおよびＥ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。
【００１５】ついで、これらの超硬基体Ａ〜Ｅの表面
に、ホーニングを施した状態で、通常の化学蒸着装置を
用い、表２（表中の縦長成長結晶組織を有するＴｉＣＮ
層は特開平６−８０１０号公報に記載されるＴｉＣＮ層
に相当するものである）に示される条件にて、表３に示
される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１〜１０、およびＴｉ2 Ｏ3
層の形成がない以外は同じ条件で比較被覆超硬工具１〜
１０をそれぞれ製造した。なお、図１は本発明被覆超硬
工具２のＴｉ2 Ｏ3 層形成直後（したがってｌ−ＴｉＣ
Ｎ層、ＴｉＣ層、ＴｉＣＮＯ層、κ−Ａｌ2 Ｏ3 層、お
よびＴｉＮ層の形成がない状態）のＸ線回折パターンを
示すものである。
に、ホーニングを施した状態で、通常の化学蒸着装置を
用い、表２（表中の縦長成長結晶組織を有するＴｉＣＮ
層は特開平６−８０１０号公報に記載されるＴｉＣＮ層
に相当するものである）に示される条件にて、表３に示
される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１〜１０、およびＴｉ2 Ｏ3
層の形成がない以外は同じ条件で比較被覆超硬工具１〜
１０をそれぞれ製造した。なお、図１は本発明被覆超硬
工具２のＴｉ2 Ｏ3 層形成直後（したがってｌ−ＴｉＣ
Ｎ層、ＴｉＣ層、ＴｉＣＮＯ層、κ−Ａｌ2 Ｏ3 層、お
よびＴｉＮ層の形成がない状態）のＸ線回折パターンを
示すものである。
【００１６】つぎに、上記本発明被覆超硬工具１、２お
よび比較被覆超硬工具１、２については、 被削材：ＪＩＳ・ＦＣＤ４５０の丸棒、 切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ．、 切り込み：２ｍｍ、 送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：１０分、 の条件でダクタイル鋳鉄の乾式高速連続切削試験を行
い、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
よび比較被覆超硬工具１、２については、 被削材：ＪＩＳ・ＦＣＤ４５０の丸棒、 切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ．、 切り込み：２ｍｍ、 送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：１０分、 の条件でダクタイル鋳鉄の乾式高速連続切削試験を行
い、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
【００１７】上記本発明被覆超硬工具３、４および比較
被覆超硬工具３、４については、 被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４１５の丸棒、 切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ．、 切り込み：２ｍｍ、 送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：１０分、 の条件で合金鋼の乾式高速連続切削試験を行い、切刃の
逃げ面摩耗幅を測定した。
被覆超硬工具３、４については、 被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４１５の丸棒、 切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ．、 切り込み：２ｍｍ、 送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：１０分、 の条件で合金鋼の乾式高速連続切削試験を行い、切刃の
逃げ面摩耗幅を測定した。
【００１８】上記本発明被覆超硬工具５、６および比較
被覆超硬工具５、６については、 被削材：ＪＩＳ・Ｓ４５Ｃの丸棒、 切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ．、 切り込み：２ｍｍ、 送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：１０分、 の条件で炭素鋼の乾式高速断続切削試験を行い、切刃の
逃げ面摩耗幅を測定した。
被覆超硬工具５、６については、 被削材：ＪＩＳ・Ｓ４５Ｃの丸棒、 切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ．、 切り込み：２ｍｍ、 送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：１０分、 の条件で炭素鋼の乾式高速断続切削試験を行い、切刃の
逃げ面摩耗幅を測定した。
【００１９】上記本発明被覆超硬工具７、８および比較
被覆超硬工具７、８については、 被削材：ＪＩＳ・ＦＣ２００の角材、 切削速度：４５０ｍ／ｍｉｎ．、 切り込み：２ｍｍ、 送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：１０分、 の条件で普通鋳鉄の乾式高速断続切削試験を行い、切刃
の逃げ面摩耗幅を測定した。
被覆超硬工具７、８については、 被削材：ＪＩＳ・ＦＣ２００の角材、 切削速度：４５０ｍ／ｍｉｎ．、 切り込み：２ｍｍ、 送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：１０分、 の条件で普通鋳鉄の乾式高速断続切削試験を行い、切刃
の逃げ面摩耗幅を測定した。
【００２０】上記本発明被覆超硬工具９、１０および比
較被覆超硬工具９、１０については、 被削材：幅１００ｍｍ×長さ５００ｍｍの寸法をもった
ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０の角材、 使用条件：直径１２５ｍｍのカッターに単刃取り付け、 回転数：６３５ｒ．ｐ．ｍ．、 切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ．、 切り込み：２ｍｍ、 送り：０．２ｍｍ／刃、 切削時間：２パス（１パスの切削時間４．２分）、 の条件で合金鋼の乾式高速フライス切削（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５に示した。
較被覆超硬工具９、１０については、 被削材：幅１００ｍｍ×長さ５００ｍｍの寸法をもった
ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０の角材、 使用条件：直径１２５ｍｍのカッターに単刃取り付け、 回転数：６３５ｒ．ｐ．ｍ．、 切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ．、 切り込み：２ｍｍ、 送り：０．２ｍｍ／刃、 切削時間：２パス（１パスの切削時間４．２分）、 の条件で合金鋼の乾式高速フライス切削（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５に示した。
【００２１】
【表１】
【００２２】
【表２】
【００２３】
【表３】
【００２４】
【表４】
【００２５】
【表５】
【００２６】
【発明の効果】表３〜５に示される結果から、硬質被覆
層の第２層としてＴｉ2 Ｏ3 層が存在する本発明被覆超
硬工具１〜１０は、いずれも苛酷な切削条件となる鋼お
よび鋳鉄の高速連続切削並びに高速断続切削で、前記Ｔ
ｉ2 Ｏ3 層の形成がない比較被覆超硬工具１〜１０に比
して一段とすぐれた耐摩耗性を発揮することが明らかで
ある。上述のように、この発明の被覆超硬工具は、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、特にこれらの切削を高速で行っても、すぐれた耐
摩耗性を発揮し、長期に亘っての切削を可能とするもの
であり、切削加工の省力化および省エネ化に寄与するも
のである。
層の第２層としてＴｉ2 Ｏ3 層が存在する本発明被覆超
硬工具１〜１０は、いずれも苛酷な切削条件となる鋼お
よび鋳鉄の高速連続切削並びに高速断続切削で、前記Ｔ
ｉ2 Ｏ3 層の形成がない比較被覆超硬工具１〜１０に比
して一段とすぐれた耐摩耗性を発揮することが明らかで
ある。上述のように、この発明の被覆超硬工具は、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、特にこれらの切削を高速で行っても、すぐれた耐
摩耗性を発揮し、長期に亘っての切削を可能とするもの
であり、切削加工の省力化および省エネ化に寄与するも
のである。
【図１】本発明被覆超硬工具２のＴｉ2 Ｏ3 層形成直後
のＸ線回折パターンを示す図である。
のＸ線回折パターンを示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 大鹿 高歳 埼玉県大宮市北袋町１−297 三菱マテリ アル株式会社総合研究所内
Claims (2)
- 【請求項１】 炭化タングステン基超硬合金基体の表面
に、３〜２０μｍの全体平均層厚で化学蒸着および／ま
たは物理蒸着された硬質被覆層を、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：０．１〜４μｍの粒状結晶組織を有す
る三酸化二チタン層、 （ｃ）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、 （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、 以上（ａ）〜（ｆ）で構成し、 かつ、Ｃｕｋα線を線源として用いたＸ線回折で、上記
硬質被覆層を構成する三酸化二チタン層が、３４．５±
１度の回折角（２θ）に最高回折ピーク高さが現れるＸ
線回折パターンを示し、 上記の窒化チタン層、炭窒化チタン層、炭酸化チタン
層、炭窒酸化チタン層、α型酸化アルミニウム層、およ
びκ型酸化アルミニウム層は、いずれも通常のＸ線回折
パターンを示すことを特徴とする高速切削ですぐれた耐
摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具。 - 【請求項２】 炭化タングステン基超硬合金基体の表面
に、３〜２０μｍの全体平均層厚で化学蒸着および／ま
たは物理蒸着された硬質被覆層を、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：０．１〜４μｍの粒状結晶組織を有す
る三酸化二チタン層、 （ｃ）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、 （ｄ）平均層厚：０．５〜５μｍの粒状結晶組織を有す
る炭化チタン層、 （ｅ）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、 （ｆ）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、 （ｇ）平均層厚：０．１〜３μｍの粒状結晶組織を有す
る窒化チタン層、以上（ａ）〜（ｇ）で構成し、 かつ、Ｃｕｋα線を線源として用いたＸ線回折で、上記
硬質被覆層を構成する三酸化二チタン層が、３４．５±
１度の回折角（２θ）に最高回折ピーク高さが現れるＸ
線回折パターンを示し、 上記の窒化チタン層、炭窒化チタン層、炭化チタン層、
炭酸化チタン層、炭窒酸化チタン層、α型酸化アルミニ
ウム層、およびκ型酸化アルミニウム層は、いずれも通
常のＸ線回折パターンを示すことを特徴とする高速切削
ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削
工具。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25630597A JPH1192936A (ja) | 1997-09-22 | 1997-09-22 | 高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25630597A JPH1192936A (ja) | 1997-09-22 | 1997-09-22 | 高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1192936A true JPH1192936A (ja) | 1999-04-06 |
Family
ID=17290825
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25630597A Withdrawn JPH1192936A (ja) | 1997-09-22 | 1997-09-22 | 高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH1192936A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002543994A (ja) * | 1999-05-06 | 2002-12-24 | サンドビック アクティエボラーグ | 金属切削用インサート |
-
1997
- 1997-09-22 JP JP25630597A patent/JPH1192936A/ja not_active Withdrawn
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002543994A (ja) * | 1999-05-06 | 2002-12-24 | サンドビック アクティエボラーグ | 金属切削用インサート |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20041207 |