JPS6343453B2

JPS6343453B2 -

Info

Publication number: JPS6343453B2
Application number: JP55150450A
Authority: JP
Inventors: Taijiro Sugisawa; Shunichi Murai
Original assignee: Mitsubishi Metal Corp
Current assignee: Mitsubishi Metal Corp
Priority date: 1980-10-27
Filing date: 1980-10-27
Publication date: 1988-08-30
Also published as: JPS5773104A

Description

【発明の詳細な説明】

この発明は、すぐれた耐摩耗性および耐塑性変
形性を有し、かつ靭性に富んんだ、特に切削工具
として使用した場合に中仕上げから荒切削の領域
においてすぐれた切削性能を示す表面被覆超硬合
金部材の製造法に関するものである。従来、炭化タングステン（以下WCで示す）基
超硬合金部材の表面に、周期律表の4a，5a，お
よび6a族の金属、Al，Si、およびＢの炭化物、
窒化物、および酸化物、さらにこれらの２種以上
の固溶体からなる群のうちの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１〜20μm
の層厚で形成してなる表面被覆超硬合金部材は公
知であり、その一部は広く実用に供されている。しかし、上記従来表面被覆超硬合金部材におい
ては、上記硬質被覆層は超硬合金基体に比して硬
質ではあるが、脆弱であるため、超硬合金基体の
みの場合より、はるかに低い応力で前記硬質被覆
層にはクラツクが発生し易く、また超硬合金基体
の表面に硬質被覆層を形成するに際して、表面被
覆法として広く用いられている化学蒸着法を適用
した場合、温度1000〜1100℃の高温で蒸着処理が
行なわれるため、その冷却過程における超硬合金
基体と硬質被覆層との熱膨張係数の違いによつて
硬質被覆層には引張り応力が加わるようになるこ
とから、クラツクが発生する場合があり、このよ
うに一旦硬質被覆層にクラツクが発生すると、例
えば切削工具として使用した場合、クラツクの先
端部に切削応力が集中するために、クラツクは急
速に超硬合金基体の内部に伝播し、ついには切刃
を欠損に至らしめるという問題点があつた。そこで、上記従来表面被覆超硬合金部材におけ
る超硬合金基体の組成を靭性に富んだものにして
クラツクの伝播を阻止することも考えられたが、
このように超硬合金基体を靭性に富んだものにす
ると、反面耐塑性変形性および耐摩耗性が劣化し
たものになるのを避けることができず、したがつ
て、このような状態の表面被覆超硬合金部材は重
負荷の加わる切削領域では所望の性能を発揮せ
ず、しかも耐摩耗性、耐熱性、耐溶着性、および
耐酸化性などの特性にすぐれた硬質被覆層が消滅
した後は、前記の特性に劣る超硬合金基体が露出
するために、その摩耗が急速に進行するという問
題がある。すなわち、前記表面被覆超硬合金部材
を、例えば切削切刃として鋼の切削に使用した場
合、切刃すくい面に形成されるクレータ摩耗は、
硬質被覆層の摩耗による消滅後、急速に発達し、
ついに切刃陵に達し、切刃を欠損に至らしめると
いう現象や、さらに旋削加工により形成される仕
上面の粗さは、切刃前逃げ面の境界摩耗と密接な
関係があり、一方この境界摩耗は、境界領域にお
ける切刃の酸化反応、アブレシブ摩耗、および切
刃と被削材との拡散現象と密接な関係があると考
えられていることから、前記表面被覆超硬合金部
材においては、その境界部において、耐酸化性お
よび耐溶着性にすぐれ、かつ硬い（耐アブレシブ
摩耗性にすぐれる）硬質被覆層が摩滅すると、同
様にこれらの特性に劣る超硬合金基体が露出し、
急激に境界摩耗が進行するため、フランク摩耗お
よびクレータ摩耗が少ないにもかかわらず、仕上
面粗さの劣化により切刃寿命に至るという現象な
どに見られる通りである。また、一方上記従来表面被覆超硬合金部材にお
いて、耐摩耗性を向上させる目的で、その硬質被
覆層の層厚を厚くすることも考えられるが、あま
り被覆層を厚くすると急激な靭性低下をきたすよ
うになり、このように硬質被覆層の層厚は靭性面
から制限を受けるものである。そこで、本発明者等は、上述のような観点か
ら、上記従来表面被覆超硬合金部材のもつ問題点
を解決して、耐摩耗性および耐塑性変形性にすぐ
れ、しかも靭性に富んだ表面被覆超硬合金部材を
得べく研究を行なつた結果、 (a) WC粉末と、周期律表の4a，5a，および6a族
の金属の炭化物、窒化物、および炭窒化物のう
ちの１種または２種以上（以下、これらを総称
して金属の炭・窒化物と略記する）の粉末と、
鉄族金属のうちの１種または２種以上の粉末と
からなる混合粉末より成形した圧粉体を、N₂
分圧：10^-1torr以下の減圧雰囲気中、液相発生
温度以上の温度で焼結すると、内部がWCと、
周期律表の4a，5a，および6a族の金属のうち
の１種または２種以上の炭窒化物、あるいは炭
窒化物と窒化物からなるNaCl型結晶構造固溶
体（以下、基体内部のNaCl型固溶体と略記す
る）と、鉄族金属からなり、一方表面部がWC
と鉄族金属からなる焼結体が得られること。 (b) 上記焼結体を、さらにN₂分圧：0.5〜100torr
の減圧雰囲気中、液相発生温度以上の温度に加
熱すると、WCと鉄族金属からなる表面層に、
周期律表の4a，5a，および6a族の金属のうち
の１種または２種以上の炭窒化物からなる
NaCl型結晶構造固溶体（以下、表面層のNaCl
型固溶体という）が拡散分散した組織となるこ
と。 (c) 上記焼結体において、上記(a)項の焼結条件お
よび上記(b)項の加熱条件を制御して、上記表面
層のNaCl型固溶体の含有量を上記焼結体内部
のNaCl型固溶体の含有量より相対的に低く、
一方鉄族金属の含有量は上記表面層の方が焼結
体内部に比して相対的に高くし、もつて所定層
厚に亘つて、表面層の硬さを焼結体内部に比し
て軟らかく、靭性化してやると、この焼結体の
表面に硬質被覆層を形成して、これを切削工具
として使用した場合、硬質被覆層よりのクラツ
クの伝幡が前記表面層（以下表面軟化層とい
う）によつて阻止され、さらに工具寿命の原因
の１つである切刃境界部の摩耗進行が著しく抑
制されるようになること。以上(a)〜(c)に示される知見を得たのである。この発明は上記知見にもとづいてなされたもの
であつて、 (a) WC粉末と、金属の炭・窒化物粉末と、鉄族
金属粉末とからなる混合粉末より成形した圧粉
体を、N₂分圧：10^-1torr以下の減圧雰囲気中、
液相発生温度以上の温度で焼結して、WCと鉄
族金属からなる表面層を有する超硬合金基体を
形成し、 (b) ついで、上記超硬合金基体を、N₂分圧：0.5
〜100torrの減圧雰囲気中、液相発生温度以上
の温度に加熱して、上記表面層内に、上記の表
面層のNaCl型固溶体を拡散分散させ、 (c) 最終的に通常の方法で上記超硬合金基体の表
面に硬質被覆層を形成することによつて、 (d) 層厚：１〜20μmの公知の硬質被覆層を有し、
超硬合金基体内部が、基体内部のNaCl型固溶体：２〜30％、鉄族金属のうちの１種または２種以上：３〜30
％、 WCおよび不可避不純物：残り、からなる組成で構成され、かつ超硬合金基体の表
面部が、その基体表面より２〜100μmの深さに亘
つて、表面層のNaCl型固溶体：0.5〜20％、鉄族金属のうちの１種または２種以上：５〜40
％、 WCおよび不可避不純物：残り、からなる組成（以上重量％、以下％の表示はすべ
て重量％を意味する）を有し、しかも上記超硬合
金基体内部の硬さよりビツカース硬さで５〜40％
低い硬さを有し、さらに上記鉄族金属の含有量が
上記超硬合金基体内部のそれより相対的に高く、
一方上記表面層のNaCl型固溶体の含有量は上記
超硬合金基体内部のそれより相対的に低い表面軟
化層で構成された表面被覆超硬合金部材を製造す
ることに特徴を有するものである。つぎに、この発明の表面被覆超硬合金部材の製
造法において、上記の通りに数値限定した理由を
説明する。 (a) 表面軟化層上述のように表面被覆超硬合金部材の欠損は、
通常硬質被覆層よりの超硬合金基体内部へのクラ
ツク伝幡により生じると考えられており、したが
つて、この発明においては、硬質被覆層直下、す
なわち超硬合金基体の表面部に、２〜100μmの深
さに亘つて、基体内部よりビツカース硬さで５〜
40％軟化し、かつ表面層のNaCl型固溶体：0.5〜
20％、鉄族金属：５〜40％、WCおよび不可避不
純物：残りからなり、しかも基体内部に比して、
前記のNaCl型固溶体の含有量は低く、鉄族金属
の含有量は高い成分組成を有する靭性に富んだ表
面軟化層を形成することによつて、硬質被覆層よ
りのクラツクの伝幡を抑制すると共に、強度、靭
性、および耐塑性変形性の向上をはかつたもので
ある。この場合、表面層のNaCl型固溶体の含有量が
0.5％未満では、所望の耐塑性変形性向上が得ら
れず、この結果境界摩耗が著しくなり、一方20％
を越えて含有させると、硬さが上昇し、所望の靭
性に富んだ軟化層を得ることが困難になることか
ら、その含有量を0.5〜20％と定めた。また、鉄
族金属の含有量が５％未満では、相対的にWCの
含有量が多くなり過ぎて所望の靭性改善効果を得
ることができず、一方40％を越えて含有させる
と、相対的にWCの含有量が少なくなり過ぎて耐
摩耗性が劣化するようになることから、その含有
量を５〜40％と定めた。さらに、基体内部に比してビツカース硬さで５
％未満の軟化では、所望の靭性改善効果を確保す
ることができず、一方40％を越えて軟化させる
と、耐塑性変形性および耐摩耗性の低下が著しく
なることから、表面軟化層の硬さを基体内部硬さ
よりビツカース硬さで５〜40％軟化させた硬さと
したのである。また、その深さ（層厚）が2μm未満では、同様
に所望の靭性改善効果が得られず、一方100μmを
越えた層厚にすると、著しい耐塑性変形性の低下
をきたすことから、表面軟化層の深さ（層厚）を
２〜100μmと定めた。なお、基体内部に比して、表面層のNaCl型固
溶体の含有量を低く、一方鉄族金属の含有量を高
くしたのは、所望の靭性改善効果を確保し、かつ
基体内部に比してビツカース硬さで５〜40％軟化
した硬さの表面軟化層を確実に得るためである。 (b) 超硬合金基体内部超硬合金基体の内部は、硬質被覆層および表面
軟化層が摩耗により摩滅した後においても所定の
耐摩耗性をもつものでなければならないし、また
表面軟化層と共に、部材に靭性を付与するもので
なければならない。しかし、鉄族金属の含有量が３％未満では、相
対的にWCの含有量が多くなり過ぎ、所望の靭性
を確保することができず、一方30％を越えた含有
量になると、相対的にWCの含有量が少なくなり
過ぎ、硬質被覆層および表面軟化層が存在してい
ても、切削時に加わる切削抵抗に抗しきれず、切
刃に著しい塑性変形が生じるようになることか
ら、鉄族金属の含有量を３〜30％と定めた。また、基体内部のNaCl型固溶体は、化学的に
安定な成分であり、硬質被覆層および表面軟化層
が摩耗により摩滅した後においても部材が所定の
耐摩耗性を確保すると共に、表面軟化層のもつ特
性が十分に発揮されるようにするために含有され
る成分であるが、その含有量が２％未満では所望
の耐摩耗性改善効果および表面軟化層のもつ特性
を十分に発揮させる効果が得られず、一方30％を
越えて含有させると、部材の靭性低下が著しいこ
とから、その含有量を２〜30％と定めた。なお、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
どの被覆層形成手段によつて形成することがで
き、しかもその層厚を１〜20μmとしたのは、
1μm未満の層厚では所望の耐摩耗性改善効果が確
保できず、一方層厚が20μmを越えると、著しい
靭性劣化をきたすようになるという理由によるも
のである。 (c) 焼結時のN₂分圧液相発生温度以上の温度での液相焼結に際し
て、その減圧雰囲気中のN₂分圧が10^-1torrを越え
て高い場合、基体表面部にWCと鉄族金属からな
る表面層の形成は皆無である。これに対して、そ
のN₂分圧を10^-1torr以下とすると、原料粉末たる
金属の炭・窒化物が分解し、この結果生成した
N₂の基体表面よりの放出、および同じく前記金
属の炭・窒化物を構成する金属および炭素の基体
内部への拡散が起つて、焼結後の基体表面部には
WCと鉄族金属からなる表面層が形成されること
が経験的に判明したのであつて、この結果にもと
づいて焼結雰囲気中のN₂分圧を10^-1torr以下と定
めたのである。 (d) 加熱時のN₂分圧同じく液相発生温度以上の温度での液相加熱に
際して、その減圧雰囲気中のN₂分圧が0.5torr未
満では、所望の量のNaCl型固溶体を表面層内に
拡散分散させることができず、一方そのN₂分圧
を100torrを越えて高くすると、表面層上面に脆
い窒化物層が形成されるようになつて靭性劣化が
著しくなることから、そのN₂分圧を0.5〜100torr
と定めた。つぎに、この発明を実施例により具体的に説明
する。実施例１原料粉末として、市販の平均粒径3μmを有する
WC粉末、同1.5μmのTaC粉末、同1.5μmのNbC
粉末、同1.5μmのTiC粉末、同1μmのTiN粉末、
および同1μmのCo粉末を用意し、これら原料粉
末を、WC粉末：65％、TaC粉末：10％、NbC粉
末：２％、TiC粉末：10％、TiN粉末：３％、
Co粉末：10％からなる配合組成に配合し、この
配合粉末をボールミルにて48時間湿式混合し、乾
燥した後、15Kg／mm²の圧力でプレスして圧粉体を
成形し、ついで、この圧粉体を、N₂分圧：
0.01torrの減圧雰囲気中、温度：1400℃に１時間
保持の条件で焼結し、引続いてN₂分圧：20torr
の減圧雰囲気中、温度：1380℃に１時間保持の条
件で加熱することによつて、この発明の超硬合金
基体たるSNU432型スローアウエイチツプＡを製
造した。この結果得られたスローアウエイチツプ
においては、その表面から30μmの深さに亘つて、
ビツカース硬さ：1150を有し、かつWC−５％
NaCl型固溶体−20％Coからなる組成をもつた表
面軟化層が形成されており、一方その基体内部の
組成は、上記配合組成と実質的に同一のものであ
り、かつビツカース硬さ：1420をもつものであつ
た。ついで、上記スローアウエイチツプＡを化学蒸
着用処理炉内に装入し、大気圧下で、TiC₄：４
容量％、CH₄：４容量％、H₂：92容量％からな
る組成を有するガスを導入しながら、温度：1050
℃に２時間保持することによつて、層厚：5μmの
TiC層で被覆された本発明表面被覆スローアウエ
イチツプＡを製造した。また、比較の目的で、上記N₂分圧：20torrの
減圧雰囲気中、温度：1380℃に１時間保持の加熱
処理を行なわない以外は、上記本発明表面被覆ス
ローアウエアチツプＡの製造条件と同一の条件で
比較表面被覆スローアウエイチツプＡを製造した
た。なお、TiC層形成前の比較スローアウエイチ
ツプの表面部には、その表面から20μmの深さに
亘つて、WC−22％Coからなる組成の表面層が形
成されていた。つぎに、上記両表面被覆スローアウエイチツプ
Ａについて、被削材：SNCM−８（硬さHB：
260）、切削速度：200m／min、切込み：４mmの
条件で連続切削試験を行ない、切削時間に対する
逃げ面摩耗およびすくい面摩耗をそれぞれ測定し
た。この測定結果を第１図および第２図に示し
た。図示されるように、本発明表面被覆スローアウ
エイチツプＡはきわめて良好な耐摩耗性を示すの
に対して、比較表面被覆スローアウエイチツプＡ
は逃げ面摩耗およびすくい面摩耗とも著しいもの
であつた。さらに、靭性を評価する目的で、第３図および
第４図に正面図および側明図で示されるように、
回転ドラム１の外周面上の相互反対側位置に、長
さ方向に沿つて角柱状被削材２を嵌め込み固定
し、図示の位に上記両表面被覆スローアウエイチ
ツプ３を当てがい、被削材：100m／mm、送り：
0.45mm／rev.，切込み：２mm、切削時間：３分の
条件で断続切削試験を行ない、試験チツプ：20個
の欠損（欠損チツプ数／試験チツプ数×100）を
測定した。この結果本発明表面被覆スローアウエ
イチツプＡは欠損率：10％を示し、すぐれた靭性
を有するものであるのに対して、比較表面被覆ス
ローアウエイチツプＡは、欠損率：80％を示し、
靭性の劣るものであつた。実施例２実施例１で用いたのと同じ原料粉末を使用し、
WC粉末：76％、TiN粉末：５％、TiC粉末：５
％、TaC粉末：５％、NbC粉末：１％、Co粉
末：８％からなる配合組成に配合する以外は、実
施例１における本発明表面被覆スローアウエイチ
ツプＡおよび比較表面被覆スローアウエイチツプ
Ａの製造条件と同一の条件で、本発明表面被覆ス
ローアウエイチツプＢおよび比較表面被覆スロー
アウエイチツプＢをそれぞれ製造した。なお、上記本発明表面被覆スローアウエイチツ
プＢにおいて、その基体表面部には、基体表面か
ら20μmの深さに亘つて、ビツカース硬さ：1200
を有し、かつWC−７％NaCl型固溶体−16％Co
からなる組成をもつた表面軟化層が形成されてお
り、一方基体内部の組成は、上記配合組成と実質
的に同一のものであり、かつビツカース硬さ：
1550をもつものであつた。また、上記比較表面被覆スローアウエイチツプ
Ｂにおいては、基体表面部に、基体表面から
18μmの深さに亘つて、WC−18％Coからなる組
成の表面層が形成されていた。さらに、比較の目的で、焼結後、基体表面部に
形成されていた表面層を研磨により除去する以外
は、上記比較表面被覆スローアウエイチツプＢの
製造条件と同一の条件で比較表面被覆スローアウ
エイチツプ（これは従来のものと同じなので、以
下従来表面被覆スローアウエイチツプという）を
製造した。つぎに、この結果得られた３種の表面被覆スロ
ーアウエイチツプについて、実施例１におけると
同一の条件で連続切削試験を行なつた。この試験
結果を第１表にまとめて示した。第１表に示されるように、本発明表面被覆スロ
ーアウエイチツプＢは、表面層にNaCl型固溶体
を含有しない比較表面被覆スローアウエイチツプ
Ｂおよび表面軟化層が存在しない従来表面被覆ス
ローアウエイチツプに比して、著しくすぐれた耐
摩耗性を示すことが明らかである。

【表】

【表】上述のように、この発明によれば、すぐれた靭
性、耐摩耗性、および耐塑性変形性を有する表面
被覆超硬合金部材を製造することができ、しかも
これを特に切削工具として使用した場合、すぐれ
た性能を発揮するなど工業上有用な効果が得られ
るのである。

【図面の簡単な説明】

第１図および第２図は本発明表面被覆スローア
ウエイチツプＡと比較表面被覆スローアウエイチ
ツプＡに関して、連続切削試験における切削時間
と、逃げ面摩耗およびすくい面摩耗との関係を示
した図、第３図および第４図は断続切削試験態様
を示した正面図および側面図である。図面におい
て、１…回転ドラム、２…被削材、３…表面被覆ス
ローアウエイチツプ。

Claims

【特許請求の範囲】１(a) 炭化タングステン粉末と、周期律表の4a，
5a，および6a族の金属の炭化物、窒化物、お
よび炭窒化物のうちの１種または２種以上の粉
末と、鉄族金属のうちの１種または２種以上の
粉末とからなる混合粉末より成形した圧粉体
を、まずN₂分圧：10^-1torr以下の減圧雰囲気
中、液相発生温度以上の温度で焼結して、内部
が、周期律表の4a，5a，および6a族金属のうち
の１種または２種以上の炭窒化物、または炭窒
化物と窒化物からなるNaCl型結晶構造固溶
体：２〜30％、鉄族金属のうちの１種または２種以上：３〜
30％、を含有し、残りが炭化タングステンと不可避不
純物からなる組成で構成され、表面層が炭化タ
ングステンと鉄族金属からなる超硬合金基体を
形成し、 (b) 引続いて前記超硬合金基体を、N₂分圧：0.5
〜100torrの減圧雰囲気中、液相発生温度以上
の温度に加熱し、前記表面層内に周期律表の
4a，5a，および6a族の金属のうちの１種また
は２種以上の炭窒化物からなるNaCl型結晶構
造固溶体を拡散分散せしめて、上記内部より硬さが低く、かつ上記鉄族金属の含有量が上記内部のそれ
より相対的に高く、一方上記NaCl型結晶構造固溶体の含有量は
上記内部のそれより相対的に低い表面軟化層を
形成し、 (c) さらに最終的に上記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、Al、
Si、およびＢの炭化物、窒化物、および酸化
物、さらにこれらの２種以上の固溶体からなる
群のうちの１種の単層または２種以上の多重層
からなる層厚１〜20μmの硬質被覆層を形成す
ること、を特徴とする表面被覆超硬合金部材の
製造法。