JPS5935434B2 - 表面被覆超硬合金部材 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 この発明は、強靭性を有し、かつ耐摩耗性および耐塑性
変形性にもすぐれた表面被覆超硬合金部材に係り、特に
仕上切削から中仕上切削領域においてすぐれた切削特性
を示す表面被覆超硬合金部材に関するものである。

一般に切削用工具として、超硬合金が使用され、さらに
前記超硬合金の表面に、切削特性を改善する目的で硬質
層を被覆した表面被覆超硬合金部材も提案され、その一
部は広く実用に供されている。

しかし、上記被覆超硬合金部材においては、硬質被覆層
が、超硬合金基体に比して脆弱であるために、切削用工
具を超硬合金だけで構成したものに比して著しく低レベ
ルの応力でクラックが発生し、このように硬質被覆層に
一旦クラックが発生すると、クラック先端部に応力が集
中するために、クラックは急速に超硬合金基体へ伝播し
、ついには欠損に到らしめるという問題点があつた。そ
こで、このような問題点を解決するために、超硬合金基
体を、耐摩耗性および耐塑性変形性に劣るが、靭性に富
んだ超硬合金、例えば、結合相形成成分として鉄族金属
のうちの１種または２種以上を含有し、さらに必要に応
じて周期 ５律表の４ａ，５ａ，および６ａ族の金属の
炭化物のうちの１種または２種以上を含有し、残りが実
質的に炭化タングステン（以下ＷＣで示す）からなるＷ
Ｃ基超硬合金で構成し、上記超硬合金基体の表面に、周
期律表の４ａ，１１５ａ，および６ａ族の金属の炭化物
、窒化物、炭窒化物．および炭酸化物、並びに酸化アル
ミニウム、さらにこれらの２種以上の固溶体からなる群
から選んだ１種の単層または２種以上の多重層からなる
硬質被覆層を形成したものからなる表面被 １．覆超硬
合金部材（以上従来表面被覆超硬合金部材という）が提
案され、確かに前記従来表面被覆超硬合金部材において
は、超硬合金基体が靭性に富んだＷＣ基超硬合金で構成
されているので、クラツク伝播が原因の欠損発生に対し
ては改善された ２ものの、耐摩耗性、耐熱性、耐拡散
性、および耐溶着性にすぐれた上記硬質被覆層が摩耗に
より摩滅した後は、前記特性に劣る前記超硬合金基体が
露出するために、摩耗が著しく急速に進行するという新
らたな問題点が発生した。

すなわち、例え ２が上記従来表面被覆超硬合金を鋼切
削用工具として使用した場合、工具すくい面に発生する
クレータ摩耗は、硬質被覆層の摩滅後、急速に進行し、
ついには切刃陵に達して切刃の欠損に到るという現象が
しばしば見られたのである。本発明者等は、上述のよう
な観点から、硬質被覆層が摩滅した後でも、すぐれた耐
摩耗性および耐塑性変形性を示す表面被覆超硬合金部材
を得べく、特に上記従来表面被覆超硬合金部材に着目し
研究を行なつた結果、以下に示す知見を得たので Ｊあ
る。

すなわち、（ａ）例えば、超硬合金製切削用工具で鋼を
切削した場合に生ずるクレータ摩耗は、被削材と切削用
工具との凝着や拡散に帰因する工具損傷の代表例である
が、このクレータ摩粍は、上記の超硬合金を構成する硬
質相形成成分、すなわち周期律表の４ａ，５ａ，および
６ａ族の金属の炭化物、窒化物、および炭窒化物、並び
にこれらの２種以上の固溶体のうちの１種または２種以
上のもつ化学的安定性と密接な関係があるのであつて、
例えば立方晶構造をもつＷＣで硬質層を構成したＷＣ−
ＣＯ基超硬合金と、ＮａＣＩ型結晶構造をもつ炭化チタ
ン（ＴｉＣで示す）で硬質層を構成したＴｉＣ−Ｎ１基
超硬合金とでは、これを鋼切削用工具として使用した場
合、後者のＴｉＣ−ＮＩ基超硬合金の方がはるかにすぐ
れた耐クレータ摩耗を示すこと。

したがつて、上記従来表面被覆超硬合金部材において、
超硬合金基体の表面部を、上記硬質相形成成分のうちで
、ＷＣよりすぐれた化学的安定性を有するＮａＣｌ型結
晶構造成分の１種または２種以上：８０〜９９容量％と
、結合相形成成分としての鉄族金属のうちの１種または
２種以上および不可避不純物：１〜２０容量％からなる
組成で構成すると、超硬合金基体の内部を構成するＷＣ
基超硬合金のもつすぐれた強靭性、すなわち、衝撃によ
る欠損や、熱疲労および熱亀裂などによる欠損に対して
すぐれた耐欠損性を示すとともに、すぐれた耐摩耗性を
前記超硬合金基体はもつようになること。

なお、ＮａＣｌ型結晶構造成分および結合相形成成分の
含有量を上記の通り限定したのは、ＮａＣｌ型結晶構造
成分の含有量が８０容量％未満では、相対的に結合相形
成成分の含有量が２０容量％を越えて多くなり過ぎ、所
望の耐摩耗性を確保することができなくなり、一方Ｎａ
Ｃｌ型結晶構造成分の含有量が９９容量％を越えて多く
なると、相対的に結合相形成成分の含有量が１容量％未
満と少なくなり過ぎて著しい靭性低下をきたすようにな
るという理由にもとづくものであること。

（ｂ）上記のように、従来超硬合金製切削用工具におい
ては、切削により発生する熱により軟化し、切削時に刃
先に加わる応力に抗しきれずに変形し、工具損傷に到る
こと。

これに対して、従来公知の表面被覆超硬合金製切削用工
具においては、硬質被覆層の形成によつて高送り、高切
り込みなどの条件下での切削に際しても高い発熱量があ
るにもかかわらず、大幅に改善された耐塑性変形性を示
すこと。

しかし、一般に表面被覆超硬合金製切削用工具において
は、硬質被覆層の形成によつて超硬合金基体の靭肚低下
を避けることができず、したがつて前記超硬合金基体と
しては、強靭性を備え、硬さの低い超硬合金を選択せざ
るを得ず、この結果耐塑性変形性の不十分なものとなら
ざるを得なかつたこと。ところが、本発明者等の研究に
よれば、上記従来表面被覆超硬合金部材における塑性変
形は．超硬合金基体の硬さと熱伝導率とに密接な関係が
あるのであつて、硬質被覆層の直下における超硬合金基
体の表面から１〜５０μｍの深さを、超硬合金基体の内
部硬さよりビツカース硬さで５〜５０％高い硬化表面層
とすると、耐塑性変形性が大幅に向上するようになると
いう結果を得たこと。

なお、この場合、それぞれ硬化表面層の厚さが１μｍ未
満、その硬さが内部硬さに比して５％未満では、所望の
耐塑性変形性向上効果を確保することができず、一方同
厚さが５０μｍを越えると共に、その硬さが内部硬さに
比して５０％を越えて高くなると、靭囲低下が著しくな
ることから、それぞれ硬化表面層の厚さ（深さ）を１〜
５０μｍ１その硬さを内部硬さに比して５〜５００１）
高くしたこと。

（ｃ）上記従来表面被覆超硬合金部材に関して、超硬合
金基体の内部を構成する結合相形成成分の含有量は、５
〜３０容量％にするのがよく、これは、５容量％未満の
含有では所望の靭性を得ることができず、一方３０容量
％を越えて含有させると、いかに硬化表面層が耐摩耗性
および耐塑性変形性にすぐれているとはいえ、超硬合金
基体内部におけるこれら特性低下が著しくなり望ましく
ないという理由にもとづくものであること。

また、超硬合金基体内部を構成する上記ＷＣ基超硬合金
に、３０容量％の範囲で、周期律表の４ａ，５ａ，およ
び６ａ族の金属の炭化物、窒化物、および炭窒化物、並
びにこれらの２種以上の固溶体のうちのＮａＣｌ型結晶
構造成分の１種または２種以上を含有させると、前記超
硬合金基体内部の耐摩耗性が、上記硬化表面層における
と同じ理由で著しく向上し、特に超硬合金基体表面部の
硬化表面層の摩滅後においても、すぐれた耐摩耗性（耐
クレータ摩耗性）を示すようになること。

ただし、この場合、３０容量％を越えて含有させると靭
性低下をきたし、超硬合金基体内部の特性が損なわれる
ようになることから３０容量％を越えて含有させてはな
らないこと。さらに、上記従来表面被覆超硬合金部材に
おける硬質被覆層の厚さに関して、その厚みが１μｍ未
満では所望の特性改善効果が得られず、一方２０μｍを
越えた厚さにすると靭性低下が著しいことから、その厚
さを１〜２０μｍとする必要があること。

なお、この硬質被覆層は、通常の化学蒸着法、イオンプ
レーテイング法、およびスパツタリング法などの種々の
方法によつて形成することができること。１）表面部に
硬化表面層を具備した超硬合金基体は、例えば、１超硬
合金基体内部を構成するＷＣ基超硬合金に比べて焼結後
ビツカース硬さで５〜５０％高い硬さをもつように通常
の粉末冶金法によつて配合したＮａＣｌ型結晶構造成分
の粉末と結合相形成成分の粉末とがらなるスラリーを、
同様に焼結後、前記超硬合金基体内部を構成するように
通常の粉末冶金法によつて予め成形された圧粉体の表面
に、焼結後１〜５０μｍの厚さになるように窒素雰囲気
中で一様に噴霧して付着せしめた後、減圧下で乾燥し、
ついで焼結する方法、２粉末冶金法によつて上記ＷＣ基
超硬合金基体を形成するように配合した混合粉末より圧
粉体を成形する時に、同様に上記硬化表面層を形成する
ように配合した混合粉末を共にプレスし、ついで焼結す
る方法、３通常の粉末冶金法にしたがつて、ＷＣ基超硬
合金基体を成形するように配合した組成の混合粉末に、
硬化表面層を構成するＮａＣｌ型結晶構造成分の粉末を
混合し、乾燥し、プレスし、焼結し、ついで、必要に応
じて機械加工を施して所定の形状とした後、窒素ガスと
一酸化炭素ガスの混合ガス雰囲気中で、前記超硬合金の
液相出現温度以上の温度で再焼結する方法、なお、この
結果前記ＷＣ基超硬合金基体の表面部に形成された硬化
表面層の組成および硬さは、再焼結温度、保持時間、Ｐ
Ｎ２＋ＰＣＯガス分圧、およびＰＮ２／ＰＣＯガス分圧
比などによつて自由に変えることができること、などの
方法によつて製造することができること。

以上（ａ）〜（ｄ）に示される知見を得たのである。し
たがつて、この発明は、−ヒ記知見にもとづいてなされ
たものであつて、超硬合金基体を、容量％で、 結合相形成成分としての鉄族金属のうちの１種または２
種以上：５〜３０％、必要に応じて、硬質相形成成分と
しての周期律表の４ａ，５ａ，および６ａ族の金属の炭
化物、窒化物、および炭窒化物、並びにこれらの２種以
上の固溶体のうちのＮａＣｌ型結晶構造成分の１種また
は２種以上：３０％以下、同じく硬質相形成成分として
のＷＣおよび不可避不純物：残り、からなる組成で構成
し、 上記超硬合金基体の表面には、周期律表の４ａ，５ａ，
および６ａ族の金属の炭化物、窒化物、炭窒化物、およ
び炭酸化物、並びに酸化アルミニウム、さらにこれらの
２種以上の固溶体からなる群から選んだ１種の単層また
は２種以上の多重層からなる厚さ１〜２０μｍの硬質被
覆層を設け、かつ、上記硬質被覆層直下における上記超
硬合金基体の表面部を、１〜５０μｍの深さに亘つて、
硬質相形成成分としての周期律表の４ａ，５ａ，および
６ａ族の金属の炭化物、窒化物６および炭窒化物、並び
にこれらの２種以上の固溶体のうちのＮａＣｌ型結晶構
造成分の１種または２種以上：８０〜９９容量％、結合
相形成成分としての鉄族金属のうちの１種または２種以
上および不可避不純物：１〜２０容量％、からなる組成
を有し、しかも上記超硬合金基体の内部硬さよりビツカ
ース硬さで５〜５０％高い硬さを有する硬化表面層とす
ることによつて、すぐれた強靭性、耐摩粍性、および耐
塑性変形成を具備させた表面被覆超硬合金部材に特徴を
有するものである。

ついで、この発明の表面被覆超硬合金部材を実施例によ
り説明する。

実施例 １ 出発原料粉末として、それぞれ市販のＷＣ粉末、ＣＯ粉
末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、−およびＴｉＣ粉末を用
意し、これらの原料粉末を最終成分組成がＷＣ−１５％
ＣＯ−１０％ＴａＣ−２％ＮｂＣ一１５％ＴｉＣ（以上
容量（ｆ））になるように配合し、ボールミル中で４８
時間湿式混合し、乾燥した後、単位圧力：１５ｋ９／Ｍ
ｄを適用してＳＮＵ４３２のスローアウエイチツプの形
状をもつた圧粉体を成形し、ついで真空雰囲気中、温度
：１４００゜Ｃに１時間保持して焼結し、焼結後上下面
を研摩加工により所定形状に調整するとともに、切刃に
ホーニングを施すことによつてスローアウエイチツプ形
状をもつた超硬合金基体を製造した。

ついで、上記超硬合金基体を、窒素分圧ＰＮ２：１５０
ｔ０ｒｒ１一酸化炭素分圧ＰｃＯ：５０ｔ０ｒｒを有す
る圧力：２００ｔ０ｒｒの減圧雰囲気中で、温度１４０
０℃に２時間保持して再焼結することによつて、前記超
硬合金基体の表面部に、組成：６０％ＴｉＣ−３％Ｔｉ
Ｎ−１０ｆ）ＴａＣ−２％ＮｂＣ−６％ＣＯ−１９％Ｗ
Ｃ（以上容量０ｔ））、厚さ：３０μｍ１およびビツカ
ース硬さＨｖ：１６００を有する硬化表面層を形成した
。

なお、前記超硬合金基体の内部硬さはビツカース硬さＨ
：１４５０であつた。引続いて、上記硬化表面層を有す
る超硬合金基体を通常の化学蒸着装置内に装入し、Ｔｌ
Ｃｌ４：４容量％，ＣＨ４：４容量Ｃｆｌ），Ｈ２：９
２容量％からなる混合ガスを流入しながら、大気圧下、
温度：１０５０℃に２時間保持することによつて、前記
超硬合金基体の表面に、硬質被覆層としてのＴｉＣ層を
５μｍの厚さで形成した本発明表面被覆超硬合金部材、
すなわち本発明表面被覆超硬スローアウエイチツプを製
造した。

また、比較の目的で、上記超硬合金基体の表面部に上記
硬化表面層を形成しない以外は、上記本発明表面被覆超
硬スローアウエイチツプを製造した場合と同一の条件で
比較表面被覆超硬スロ」アウエイチツプを製造した。

つぎに、この結果得られた両表面被覆超硬スローアウエ
イチツプを用いて、被削材：ＳＮＣＭ−８（硬さＨＢ：
２５０）切削速度：２００ｍ１送り：０．５詣／Ｒｅ．
、 切り込み：２ｍ７７１． の条件で旋削加工を行ない、切削時間と逃げ面摩耗およ
びクレータ摩耗の関係を測定した。

この測定結果を第１図抽よび第２図にそれぞれ示した。
第１図および第２図に示されるように、比較表面被覆超
硬スローアウエイチツプにおいては、切削開始後まもな
く急激な摩耗の進行がみられるのに対して、本発明表面
被覆超硬スローアウエイチツプにおいては、急激な摩耗
進行がなく、すぐれた耐摩耗性を示すことが明らかであ
る。また、被削材：ＳＮＣＭ−８（硬さＨＢ：２５０）
、切削速度：１００ｍ／Ｍｌｎｌ送り：０．３６５ｍｗ
，／Ｒｅｖ．、 切り込み：２諷 切削時間：３ｍｉｎ１ 試験本数：５０個、 の条件で角材の断続切削試験を行ない、それぞれ上記両
表面被覆超硬スローアウエイチツプの欠損率（欠損本数
／試験本数×１００）を測定したところ、いずれも約９
（Ｆｆ）の欠損率を示し、これらの結果から前記両表面
被覆超硬スローアウエイチツプはともに同等のすぐれた
靭性をもつことが明らかである。

実施例 ２ 出発原料粉末として、それぞれ市販のＷＣ粉末とＣＯ粉
末を用意し、最終成分組成がＷＣ−１５容量％となるよ
うに配合し、ボールミル中で４８時間湿式混合し、乾燥
した後、通常のプレス条件にて圧粉体を成形した。

ついで、ＴｉＣ−２００１）ＴｉＮ−５％ＴａＣ−５（
Ｆｆ）ＮｂＣ−５ｆ）Ｎｉ−５％ＣＯ（以上容量％）か
らなる組成をもつように、予め湿式混合されたスラリー
を、前記圧粉体の表面に、窒素雰囲気中で一様に噴霧し
て付着させ、減圧下で乾燥した。引続いて、この結果得
られた前記スラリー被覆の圧粉体を、真空中、温度：１
４００℃に１時間保持して焼結することによつて表面部
に硬化表面層を有する超硬合金基体を製造した。上記超
硬合金基体の内部は、組成：ＷＣ−１５容量％、ビツカ
ース硬さＨ：１４００を有し、また上記超硬合金基体の
表面部における硬化表面層は、上記のように組成：Ｔｉ
Ｃ−２０％ＴｉＮ−５％ＴａＣ−５％ＮｂＣ−５０１）
Ｎｉ−５％ＣＯ（以上容量％）、ビツカース硬さＨ：１
６５０、厚さ：４０ｆＬｍを有するものであつた。つぎ
に、上記のようにして製造された硬化表面層を有する超
硬合金基体の表面に、実施例１におけると同一の条件で
硬質被覆層としてのＴｉＣ層を５μｍの厚さに形成する
ことによつて本発明表面被覆超硬合金部材を製造した。

上記本発明表面被覆超硬合金部材と、比較の目的で硬化
表面層を形成しない以外は、実質的に同一の条件で製造
した比較表面被覆超硬合金部材とに関して、切削工具形
状：ＳＮＵ６４４、 被削材：１３Ｃｒ鋼製ロール（硬さＨＢ：２８０）、切
削速度：５０ｍ／Ｍｉｎｌ送り：１．０ｍｍ／Ｒｅｖ．
、 切り込み：５ｍ１１ の条件で切削試験を行なつたところ、比較表面被覆超硬
合金部材製切削工具は切削開始後３０分間で刃先の塑性
変形および摩耗により欠損を生じて寿命に達したのに対
して、本発明表面被覆超硬合金部材製切削工具は６０分
の切削後においても未だ使用可能の状態にあつた。

実施例 ３ 本発明範囲内の超硬合金基体の成分組成．すなわちいず
れも容量％で、ＷＣ−１５％ＣＯ−１０％ＴａＣ−１０
％ＴｉＣ−２％ＮｂＣ（以下本発明超硬合金基体という
）をもつように配合した原丹粉末と、本発明範囲から外
れた超硬合金基体の成分組成、すなわちＴｉＣ−１５％
ＣＯ−１０％ＴａＣ一１０％ＷＣ−２％ＮｂＣ（以下比
較超硬合金基体という）をもつように配合した原料粉末
とを、それぞれボールミル中で４８時間湿式混合し、乾
燥した後、実施例２におけると同様に、それぞれ圧粉体
を成形すると共に、焼結後ＴｌＣＮ−１０％Ｎｉ−２％
ＭＯ（容量％）の組成をもつた硬化表面層が得られるよ
うに配合したスラリーを、前記両圧粉体の表面に、４０
１Ｌｍの厚さになるように噴霧し、乾燥し、引続いて温
度１４５０℃に１時間保持することによつて焼結した。

この結果得られた両超硬合金基体における硬化表面層は
、ともにビツカース硬さＨ：１６７０を有したが、本発
明超硬合金基体の内部はビツカース硬さＨｖ：１４５０
の硬さを有し、一方比較超硬合金基体の内部は同１５０
０の硬さを有した。

つぎに、上記の両超硬合金基体の表面に、それぞれ実施
例２におけると同一の条件で硬質被覆層としてのＴｉＣ
層を５μｍの厚さで被覆することによつて本発明表面被
覆超硬合金部材と比較表面被覆超硬合金部材を製造した
。上記本発明および比較表面被覆超硬合金部材について
、切削工具形状：ＳＮＵ４３２、 被削材：ＳＣＭ−４（ブリネル硬さＨＢ：２８０）、切
削速度：１５０ｍ／Ｍｉｎｌ 送り：０．５ｍＴＬ／Ｒｅｖ．、 切り込み：５詣、 の条件で被削材の長手方向への旋削加工を行なつたとこ
ろ、比較表面被覆超硬合金部材製切削工具は切削後１０
分で欠損し寿命となつたのに対して、本発明表面被覆超
硬合金部材製切削工具は切削後３０分で正常摩耗（ブラ
ンク摩耗ＶＢ：０．４ｍ７！Ｌ，クレータ摩耗ＫＴ：１
１０μｍ）により寿命に達した。

上述のように、この発明の表面被覆超硬合金部材は、超
硬合金基体内部がＷＣ基超硬合金によつて構成されてい
るので、すぐれた強靭性を有し、しかも超硬合金基体の
表面部に形成された硬化表面層によつてすぐれた耐摩耗
性および耐塑性変形性をもつたものになつており、した
がつて特に耐摩耗性、耐塑性変形性が重要視される切削
領域で切削用工具として使用した場合に著しくすぐれた
切削特性を示すのである。

【図面の簡単な説明】

第１図および第２図は本発明および比較表面被覆超硬ス
ローアウエイチツプについて、切削時間と逃げ面摩耗お
よびクレータ摩耗との関係を示したグラフである。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １ 結合相形成成分として鉄族金属のうちの１種または
   ２種以上：５〜３０容量％を含有し、さらに必要に応じ
   て硬質相形成成分として周期律表の４ａ、５ａ、および
   ６ａ族の金属の炭化物、窒化物、および炭窒化物、並び
   にこれらの２種以上の固溶体のうちのＮａＣｌ型結晶構
   造成分の１種または２種以上：３０容量％以下を含有し
   、残りが同じく硬質相形成成分としての炭化タングステ
   ンおよび不可避不純物からなる組成を有する超硬合金基
   体の表面に、周期律表の４ａ、５ａ、および６ａ族の金
   属の炭化物、窒化物、炭窒化物、および炭酸化物、並び
   に酸化アルミニウム、さらにこれらの２種以上の固溶体
   からなる群から選んだ１種の単層または２種以上の多重
   層からなる厚さ１〜２０μｍの硬質被覆層を形成した表
   面被覆超硬合金部材にして、前記硬質被覆層直下におけ
   る前記超硬合金基体の表面部を、１〜５０μｍの深さに
   亘つて、周期律表の４ａ、５ａ、および６ａ族の金属の
   炭化物、窒化物、および炭窒化物、並びにこれらの２種
   以上の固溶体のうちのＮａＣｌ型結晶構造成分の１種ま
   たは２種以上：８０〜９９容量％、鉄族金属のうちの１
   種または２種以上、および不可避不純物：１〜２０容量
   ％、からなる組成を有し、かつ上記超硬合金基体の内部
   硬さよりビッカース硬さで５〜５０％高い硬さを有する
   硬化表面層としたことを特徴とする表面被覆超硬合金部
   材。