KR960006053B1 - 피복 초경합금부재 및 이의 제조방법 - Google Patents

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Abstract

내용 없음.

Description

피복 초경합금부재 및 이의 제조방법
제1도는 ISO 규격에 있어서의 CNMG 120408의 칩 형상을 도시한 사시도이며,
제2a도는 본 발명의 하나의 실시예에서 피복 초경합금부재의 절단날 능선부의 단면을 도시한 조직사진이고,
제2b도는 이의 모식도이며,
제3a도는 종래의 피복 초경합금부재의 절단날 능선부의 단면을 도시한 조직사진이고,
제3b도는 이의 모식도이며,
제4a도는 본 발명의 다른 실시예에서 피복 초경합금부재의 절단날 능선부의 단면을 도시한 모식도이고,
제4b도는 제4a도에 도시한 부재와의 비교용으로 사용된 부재의 절단날 능선부의 단면을 도시한 모식도이며,
제5a도는 본 발명의 또 다른 실시예에서 피복 초경합금부재의 절단날 능선부의 단면을 도시한 모식도이고,
제5b도는 제5a도의 부재와의 비교용으로 사용되는 부재의 절단날 능선부의 단면을 도시한 모식도이며,
제6도는 본 발명의 또다른 실시예에서 두 종류의 피복 초경합금부재와 종래의 피복 초경합금부재에 대한 비커스 경도(Vickers Handness)와 온도의 관계를 도시한 그래프이다.
본 발명은 절삭공구 등에 사용되는 피복 초경합금부재 및 이의 제조방법에 관한 것이며, 특히 강인한 동시에 내마모성이 우수한 피복 초경합금부재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
초경합금의 표면에 탄화티탄 등의 피복층을 증착시킨 피복 초경합금은 모재의 인성과 표면의 내마모성을 겸비하므로, 강철 및 주물 등의 절삭가공에서 고능률 절삭공구로서 많이 사용되고 있다.
최근, 절삭공구의 절삭 효율의 고도화가 진행되고 있다. 절삭 효율은 절삭속도(V)와 이송량(f)과의 곱에 의해 결정된다. V를 상승시키면 공구 수명이 급속하게 저하된다. 따라서, f를 크게 함으로써 절삭 효율의 향상을 도모할 수 있다. f를 크게 함으로써 절삭 효율의 향상을 도모하기 위해서는, 높은 절삭 응력에 대응할 수 있는 강인한 재료를 절삭공구의 모재로서 사용하는 것이 요구된다.
절삭공구에 있어서, 내마모성과 내결손성이라는 상반되는 특성을 양립시킴으로써 절삭특성을 향상시키기 위해, 종래부터 몇가지가 제안되어 있다. 이의 예로서, 철족 금속의 양이 합금 내부에 비하여 많은 층(농축화 층; enriched layer)을 초경합금의 가장 바깥쪽 표면에 갖는 것, WC와 결합 금속만으로 이루어진 층(탈 β층)을 초경합금의 가장 바깥쪽 표면에 갖는 것 또는 합금 내부에 비하여 경도가 저하된 영역(경도 저하층)을 갖는 것을 각각 모재로 함으로써 내마모성과 내결손성의 향상을 도모하는 것이 제안되어 있다.
그러나, 이러한 기술에서는 제1도에 도시되어 있는 바와 같은 절단날, 특히 각이 진 절단날 능선부(1)에서는 탈 β층이 전해 생성되지 않으며 각의 주변부에서도 이의 두께가 극단적으로 얇아져 버리는 문제점이 있다. 또한, 절단날 능선부(1)에서는 결합상이 감소되며, 경질상이 증가함으로써 경도가 합금 내부보다도 높아지므로 충분한 내마모성과 내결손성을 수득할 수 없었다. 또한, 이러한 피복 초경합금의 피복방법으로서 일반적으로 사용되고 있는 화학 증착법을 사용하는 경우, 각이 진 절단날 능선부(1)에서는, 피복층 형성시 모재와 탄소와의 반응에 의해 부서지기 쉬운 η상이 생긴다. 이 때문에, 내결손성이 저하되거나 η상 부분과 함께 피복층이 탈락하여, 마모가 진행되는 원인이 된다는 문제점이 있다.
초경합금의 강도를 향상시키는 방법으로서 합금속의 결합상의 양을 많게 하는 방법이 있다. 그러나, 결합상의 양이 증가함에 따라 인성이 향상되었지만, 절삭속도가 빠른 조건하에서는 칼날 끝 온도가 높아지므로 칼란 끝에 소성 변형이 생긴다.
또한, 합금속의 Ti 및 Ta 등의 첨가물을 증가시킴으로써, 초경합금의 내열성을 향상시켜 공구 수명을 개선시키는 방법이 있다. 그러나 이러한 방법에는 합금 강도가 현저하게 저하된다는 결점이 있다.
본 발명의 한가지 목적은 내마모성을 약화시키지 않고 내결손성을 대폭적으로 향상시킨 피복 초경합금부재를 제공하는데 있다.
본 발명의 다른 목적은 고능률의 절삭가공에 있어서도 내마모성과 인성을 모두 겸비한 피복 초경합금부재를 제공하는데 있다.
본 발명의 제1국면의 피복 초경합금부재는, 하나 이상의 철족 금속을 결합 금속으로 하고 주기율표 IVB, VB, VIB족 금속의 탄화물, 질화물, 탄질화물 및 탄산질화물 중에서 선택된 하나 이상을 경질상으로 하는 초경합금모재이 표면에 피복층을 갖고 있다. 이러한 경질상은 Zr 및/또는 Hf의 탄화물, 질화물, 탄질화물 및 탄산질화물 중에서 선택된 하나 이상과 WC를 함유한다.
이러한 초경합금부재의 절단날 능선부의 가장 바깥쪽 표면에는 WC 및 철족 금속만으로 이루어진 층을 갖는다. 피복층은 주기율표 IVB, VB, VIB족 금속의 탄화물, 질화물, 탄질화물, 산화물, 붕화물 및 산화알루미늄 중에서 선택된 하나 이상의 재료로 이루어진 단층 또는 다중층으로 이루어져 있다.
이러한 구조에 따라 절단날 능선부에서도 탈 β층이 생성되므로, 내마모성을 약화시키지 않고 내결손성을 향상시킬 수 있다.
본 발명의 피복 초경합금부재의 바람직한 실시예에서는, 모재 표면의 WC 및 철족 금속만으로 이루어진 층의 두께가 절단날 능선부를 구성하는 평탄부에서 5 내지 50㎛이며 절단날 능선부에서 평탄부의 두께의 0.1 내지 1.4배로 되어 있다.
본 발명의 제2국면이 피복 초경합금부재는, 위에서 언급한 제1국면에서의 피복 초경합금부재가 절단날 능선부의 가장 바깥쪽 표면에 WC 및 철족금속만으로 이루어진 층을 갖는데 대하여, 모재의 절단날 능선부의 가장 바깥쪽 표면에 결합 금속이 합금 내부에 비하여 많은 결합상의 농축화 층을 갖고 있는 점을 특징으로 하며, 기타의 구조는 위에서 언급한 제1국면이 피복 초경합금부재와 동일하다.
이러한 구조에 따라서도 절단날 능선부처럼 각이 진 부분에서도 농축화 층과 경도 저하층이 생성되므로, 역시 내마모성을 약화시키지 않고 내결손성을 향상시킬 수 있다.
이러한 피복 초경합금부재의 바람직한 실시예에서는, 농축화 층의 두께를 절단날 능선부를 구성하는 면의 평탄부에서 5 내지 100㎛로 하며 절단날 능선부에서 평탄부의 두께의 0.1 내지 1.4배로 한다. 이러한 배율이 0.1배 미만일 때에는 내마모성은 유지되지만 내결손성에 대해서는 종래의 농축화 층이 없는 합금과 동일한 정도까지 약화되어 버린다. 반대로, 1.4배를 초과하면, 내결손성은 종래의 부재에 비하여 현저히 향상되지만, 내마모성이 약화되어 버린다. 또한, 절단날 능선부의 피복층 바로 밑의 모재 표면으로부터 깊이 2 내지 50㎛까지의 범위에서 철족금속의 양을 중량비로 합금 내부에 비하여 1.5 내지 5배로 하는 것이 바람직하다. 이의 배율이 1.5배 미만일 때에는 내마모성을 유지되지만, 내결손성이 충분히 향상되지 않으며, 반대로 5배를 초과하면 내결손성은 향상되지만 내마모성이 약화되어 버린다.
또한, 피복층 바로 밑의 모재 표면으로부터 깊이 2 내지 50㎛까지의 범위에서 합금 내부에 비하여 경도가 저하된 경조 저하층을 생성시킴으로써도 내마모성을 약화시키지 않고 내결손성을 향상시킬 수 있다.
또한, 피복 초경합금 모재의 내부 경도가 500g 하중의 비커스 경도(Hv)로 1300 내지 1700㎏/㎟인 동시에 절단날 능선부의 경도 저하층의 경도가 내부 경도의 0.6 내지 0.95 배인 것이 바람직하다. 이러한 배율이 내부 경도의 0.6배 미만인 경우, 내마모성이 약화되는 경향이 나타나며, 반대로 0.95배를 초과하면 내결손성이 적게 향상된다.
제1 및 제2극면의 피복 초경합금부재에 따르면, 절단날 능선부를 포함하는 모재의 가장 바깥쪽 표면에 탈 β층, 결합상 농축화 층 또는 경도 저하층을 갖는 구조에 있어서, 경질상이 Zr 및/또는 Hf의 탄화물, 질화물 및 탄질화물 중에서 선택된 하나 이상과 VB족 금속의 탄화물, 질화물 및 탄질화물 중에서 선택된 하나 이상의 고용체를 함유하고 WC를 추가로 함유함으로써, 내마모성과 내소성 변형성을 향상시킬 수 있다.
이것은, 이러한 조성의 것을 사용함으로써 탈 β층 및 결합상 농축화 층 등의 모재 표층 영역으로부터 깊이 1 내지 200㎛까지의 범위에 걸쳐 내부에 비하여 경도가 높은 영역이 생기고, 이에 따라 내소성 변형성이 향상되기 때문이다. 이러한 내소성 변형성의 향상은 모재 표층 영역으로부터 깊이 1 내지 200㎛까지의 범위에 걸쳐 경도가 큰 VB족 금속의 탄화물, 질화물 및 탄질화물 중에서 선택된 하나 이상의 금속 성분이 모재 내부에 비하여 증가하여 있음에 기인하고 있다.
이와 같이 경도가 큰 모재 표층부 바로 밑의 영역의 두께는 1 내지 200㎛가 바람직하다. 두께가 1㎛미만인때에는 경도가 큰 영역이 없는 상태로 변하지 않으며, 또한 200㎛를 초과하면 내마모성과 내소성 변형성에 대한 효과는 커지지만, 내결손성의 부족해지는 경향이 있다.
또한, 이와 같이 경도가 큰 영역의 최고 경도는, 비커스 경도, 하중 500g으로 나타내는 경우, 1400 내지 1900㎏/㎟의 범위인 것이 바람직하다. 최고 경도의 범위가 1400㎏/㎟미만인 때에는 내결손성에 대한 효과는 커지지만, 내마모성과 내소성 변형성이 부족해지는 경향이 있고, 반대로 1900㎏/㎟을 초과하면 내마모성과 내소성 변형성에 대한 효과는 커지지만 내결손성이 부족해지는 경향이 있다.
제1국면 또는 제2국면의 피복 초경합금은 다음과 같은 방법에 따라 제조된다. 우선 피복 피경합금모재를 소결시킨 다음, 탈 β층, 농축화 층 또는 경도 저하층이 잔존하는 범위내에서 모재 능선부를 연마하여 각이 줄어들게 하거나 미리 금형 프레스로써 모재 능선부를 각이 줄어든 형상으로 프레스 성형시킨 다음, 소결시킨다. 이러한 경우, 각을 줄이는데는 모재 능선부의 표면을 깍거나 만곡면으로 형성시키는 것이 포함된다.
이와 같이, 피복 초경합금부재의 절단날 능선부에서도 탈 β층, 농축화 층 또는 경도 저하층을 잔존시킨 상태에서 이의 두께를 조정하는 방법으로는 Zr 및/또는 Hf의 탄화물, 질화물, 탄질화물 및 탄산질화물 중에서 선택된 하나 이상의 재료의 경질층중의 총량을 변화시킨 조성의 분말을 사용하고 이것을 1350 내지 1500℃의 범위에서 진공중 또는 일정한 질소 압력내에서 유지시키는 방법이 있다.
또한, 수득된 소결체의 절단날 능선부에, 예를들면, 알루미나 입자 또는 GC 연마 입자 등의 세라믹 입자를 이용한 브러쉬 연마 또는 배럴 연마에 의한 숫돌 연마처리를 실시하거나 연삭함으로써 각을 줄이고 탈 β층, 농축화 층 또는 경도 저하층의 두께와 능선부 이외의 당해 층의 두께의 비를 조정할 수 있다. 또한, 이와 동일한 조성의 분말을 사용하고 분말을 성형할때에 미리 금형 프레스로써 절단날 능선부의 각을 줄인 형상으로 성형하고 동일한 방법으로 소결함으로써 절단날 능선부에 탈 β층, 농축화 층 또는 경도 저하층을 형성시킬 수 있다.
이어서, 다시 이와 같은 초경합금을 모재로 하여 이의 표면에 피복층을 형성시킨다. 피복층은 주기율표 IVB, VB, VIB족 금속의 탄화물, 질화물, 탄질화물, 산화물, 붕화물 및 산화알루미늄 중에서 선택된 하나 이상의 단층 또는 다중층이며, 통상적인 화학 증착법이나 물리 증착법에 따라 형성된다. 이러한 피복층으로 인해 고속 절삭에서 내마모성과 내결손성의 균형을 향상시킬 수 있다.
제1국면 또는 제2국면의 피복 초경합금 부재의 보다 바람직한 실시예에서는 절단날 능선부를 포함하는 모재의 가장 바깥쪽 표면에 탈 β층, 결합상 농축화 층 또는 경도 저하층을 갖는 구조에 절단날 능선부의 모재 가장 바깥쪽 표면에 η상이 존재하지 않는 구조를 조합시킨다. 이러한 구조로 인해 내마모성과 내결손성을 보다 향상시킬 수 있다. 이것은 통상적인 화학 증착법으로는 η상이 가장 석출되기 쉬운 절단날 능선부에 부서지기 쉬운 η상이 존재하지 않으므로 η상이 부서지는데 기인하는 절단날 강도의 약화를 방지함으로써 내결손성이 향상되는 동시에 절삭가공할때에 부서지기 쉬운 η상과 함께 피복층이 탈락되어 마모가 진행되는 현상을 방지함으로써 내마모성이 향상되기 때문이다.
이와 같은 절단날 능선부이 모재 가장 바깥 표면에 η상이 존재하지 않는 구조의 제조방법으로는 모재에 직접 접하는 제1층의 피복층을 물리 증착법을 사용하여 피복시키는 방법이나 메탄을 탄소원으로 하는 종래의 화학 증착법에 비하여 모재로부터의 탄소의 공급량이 적어진 원료를 사용하는 화학 증착법으로 피복시키는 방법이 있다. 모재와의 밀착도(내박리성)도 포함하여 생각하면 특히 아세토니트릴을 탄소 및 질소원으로서 사용하고 900℃ 이상의 온도 영역에서 MT-CVD(MODERATE TEMPERATURE-CHEMICAL VAPOR DEPOSITION)에 따라 이러한 피복층을 형성하는 것이 특히 효과적이다.
본 발명의 제3국면의 피복 초경합금부재는 WC와 철족금속 하나 이상을 결합 금속으로 하는 초경합금에서 아래 구조를 갖는다.
Zr 및/또는 Hf의 탄화물, 질화물, 탄질화물 및 이들의 둘이상의 고용체의 그룹 중에서 선택된 하나 이상으로 이루어진 경질상을 0.3중량% 내지 15중량% 함유한다. 또한, 결합상으로서 Co만을 함유하거나 Co 및 Ni를 2중량% 내지 15중량% 함유한다. 경질상 및 결합상 이외의 잔여 함유물로서 탄화텅스텐과 불가피한 불순물을 추가로 함유하고 있다.
이와 같은 경질상 및 결합상의 조성을 갖는데 따라 고속 및 그 송출의 절삭조건에서 공구의 내마모성과 내결손성의 균형을 향상시킬 수 있다. 통상적인 강철이나 주물 등의 가공으로는 공구의 칼날 끝 온도가 수백 ℃ 내지 1000℃까지 상승되고 온도상승과 함께 공구 합금의 강도 및 경도가 현저하게 저하된다.
그러나, 합금속에 Zr이나 Hf의 탄화물 등을 본 발명의 범위로 첨가함으로써 종래의 Ti, Ta 및 Nb의 탄화물만을 첨가시킨 합금보다도 실온에서는 물론 고온에서도 합금 강도가 높아지는 동시에 고온에서의 경도를 높게 유지시킬 수 있다. 즉, 본 발명품의 범위에서 Zr이나 Hf의 탄화물 등을 함유하는 합금에서 실온에서의 경도는 종래이 합금 보다도 상대적으로 낮지만 고온(절삭온도 부근)에서는 역전되어 높아진다. 따라서, 탄화물 등을 동일량으로 함유하는 동일한 조성의 종래 합금에 비하여 고온에서의 경도가 높아지므로 경질상의 양을 감소시켜 결합상의 양을 종래 제품보다 증가시키며 합금으로서의 인성을 향상시키면서 내마모성을 유지할 수 있게 되었다.
또한, 이와 같은 구조를 갖는 초경합금모재의 표면에 주기율표 IVB, VB, VIB족 금속의 탄화물, 질화물, 산화물, 붕화물 및 산화알루미늄 중의 하나 이상으로 이루어진 단층 또는 다중층의 피복층을 갖는다.
이와 같은 피복층을 보유함으로써 초경합금의 표면의 내마모성이 확보된다. 이와 같은 피복층은 통상적인 화학 증착법 또는 물리 증착법에 따라 형성된다.
또한, 이때에 Zr 및/또는 Hf의 탄화물, 질화물, 탄질화물 및 이들의 둘 이상의 고용체의 그룹 중에서 선택된 하나 이상으로 이루어진 경질상의 양은 0.3중량% 미만에서는 합금 강도 및 고온 경도의 향상 효과가 충분하지 않으며 고온이나 고온에서의 절삭에서 공구 수명 향상의 효과를 충분하게 발휘시킬 수 없다.
또한, 이러한 양이 15중량%를 초과하면 합금 강도의 저하가 현저해지고 인성이 부족하여 역시 공구 수명이 저하된다.
또한, 결합상은 2중량% 미만에서는 합금이 소결성이 저하됨에 따라, 또한 역으로 15중량%를 초과하면 내소성 변형성이 저하됨에 따라 모두 공구 수명의 향상을 도모할 수 없다.
Zr 및 Hf는 미리 여기에 W를 고용화시킨 탄화물 또는 탄질화물의 형태로 금속 내에 첨가할 수 있다. 또한, Zr의 탄질화물은 Hf와의 고용체이어도 동일한 효과를 얻을 수 있다.
종래부터, WC-Co의 초경합금에 Zr 및/또는 Hf 등을 첨가함으로써 합금의 강도를 향상시킬 수 있는 것으로 공지되어 있다(「분체 및 분체치금」제26권 제6호, 213페이지). 그러나, 이러한 첨가량에 대해서는 종래에는 결합상인 Co의 양이 10%에 대해 5몰% 이하(합금속에서 ZrC의 경우, 0.9중량% 이하이며, HfC의 경우에, 1.6중량% 이하이다)라는 미량 첨가의 검토밖에 되어 있지 않다. 본 발명에서는 결합상에 대해 5몰% 이상 첨가하며 첨가량이 종전보다도 많은 영역에 관해서 검토함으로써 당해 영역의 조성을 갖는 합금을 사용하는 것이 공구 수명의 향상에 대해 효과적인 것을 처음으로 발견했다.
이러한 피복 초경합금부재의 바람직한 실시예에 따르면, 피복층 바로 밑의 초경합금 모재 표면으로부터 깊이 2 내지 100㎛까지의 범위내에서 Zr 및/또는 Hf의 탄화물, 질화물, 탄질화물 및 이들의 둘 이상의 고용체의 그룹 중에서 선택된 하나 이상으로 이루어진 경질상이 소실 또는 감소되는 초경합금을 사용한다.
이러한 구조에 의해 초경합금 표면의 인성을 향상시킬 수 있으며 상기한 초경합금 내부의 조성과 조합시킴으로써 초경 합금 전체의 인성을 보다 향상시킬 수 있다. 종래에 Ti의 질화물 또는 탄질화물을 이용함으로써 합금 표면에 Ti의 질화물 등이 소멸되는 것으로 공지되어 있다(예 : 일본금속학회지 제45권 제1호, 90페이지). 그러나, 이와 같은 종래의 경우에는 공구의 절단날 능선부에서는 질화물 등이 소실되지 않고 남아있다. 이에 대해 본 발명의 피복 초경합금부재에서는 Zr 또는 Hf 등의 질화물 또는 탄질화물을 합금에 첨가하는 경우에는 절단날 능선부에서도 이러한 질화물 또는 탄질화물은 소실 또는 감소되는 구조로 되어있다. 이러한 구조에 의해 종래의 합금에 비하여 공구의 절단날의 인성을 현저하게 향상시킬 수 있게 되었다. 이러한 Zr 또는 Hf 등의 경질상이 소실 또는 감소된 층은 합금 모재 표면으로부터 2㎛ 미만의 두께이면 표면의 인성 향상에 대해 효과가 생기지 않는다. 또한, 이의 두께가 100㎛를 초과하면 내마모성의 저하로 이어진다. 이의 두께는 5 내지 50㎛의 범위내인 것이 바람직하다.
이와 같이 경질상이 소실 또는 감소된 층은 Zr 및/또는 Hf의 경질상을 탄화물, 질화물 또는 탄질화물로서 첨가하고 1350℃ 내지 1500℃의 범위에서 진공중 또는 일정한 질소 압력하에서 가열 유지시키고, 이의 유지시간, 진공도 및 질소 압력을 제어함으로써 이의 두께를 제어할 수 있다.
본 발명의 제4국면의 피복 초경합금부재는 조성의 제3국면의 피복 초경합금부재와 동일한 피복 초경합금이며, 경질상에 추가하여, Zr과 Hf를 제외한 주기율표의 IVB, VB, VIB 족 금속의 탄화물, 질화물, 탄질화물 및 이들의 둘 이상의 고용체로 이루어진 그룹 중에서 선택된 하나 이상으로 이루어진 경질상을 0.03중량% 내지 35중량% 함유한다.
상기한 구조를 갖는 피복 초경합금부재의 특징은 아래와 같다.
Zr 또는 Hf의 탄화물 등을 함유하는 합금은 고온하에서의 합금 강도와 경도가 높다는 특징을 갖기 때문에 종래의 합금 이상으로 결합상의 양을 증가시켜 인성을 향상시킬 수 있다. 그러나, 한편, 저온에서는 경도가 낮다는 결점이 있다. 따라서, Zr 또는 Hf의 탄화물 등의 경질상만으로는 칼날끝 온도가 상승되지 않는 절삭조건으로 가공하는 경우 등에서 내마모성이 부족한 경향으로 흐르는 경우가 있다. 그래서 이와 같은 조건하에서의 내마모성의 부족의 보충하기 위해 Zr 또는 Hf의 탄화물 등이외에 Zr과 Hf를 제외한 경도가 높은 주기율표의 IVB, VB, VIB족 금속의 탄화물 등을 함유시킴으로써 저온하에서의 경도를 유지시킬 수 있게 된다. Zr 및 Hf 이외의 IVB, VB, VIB족 금속의 탄화물 등의 양이 0.03중량% 미만인 때에도 경도를 높이는 효과가 나타나지 않는다. 또한, 이의 양이 35중량%를 초과하면 역으로 경도가 너무 높아지며 결손되기 쉬워지므로 공구 수명의 저하로 이어진다.
기타 경질상이나 결합상의 수치 한정 이유는 상기한 제3국면에서 피복 초경합금부재의 경우와 동일하다.
제4국면의 피복 초경합금부재에서도 상기한 제3국면의 피복 초경합금부재와 동일하게 포복층 바로 밑의 초경합금모재 표면으로부터 깊이 2 내지 100㎛까지의 범위에서 경질상이 소실 또는 감소되는 것이 바람직하다. 그 이유는 상기한 제3국면의 바람직한 실시예에 기재되어 있는 바와 같이 이의 두께의 바람직한 범위는 역시 5 내지 50㎛이다.
또한 이러한 두께의 제어방법에서도 상기한 제3국면의 피복 초경합금부재의 경우에 기재한 바와 동일한 방법을 작용할 수 있다.
이하, 본 발명의 실시예에 대하여 설명한다.
[실시예 1]
표 1에 기재한 A 내지 D의 조성(중량%)으로 이루어진 완전분말을 ISO 규격 CNMG 120408의 형상(제1도 참조)을 갖는 칩으로 성형시킨 다음, 1450℃까지 진공하에 승온시키고, 1시간 동안 유지시킨 다음, 냉각시킨다. 이어서 이러한 소결체의 절단날 능선부(1)에 GC 연마 입자를 사용한 브러쉬로 숫돌 연마처리를 실시하여 만곡면을 형성시킨다. 이어서 형성된 소결체를 모재로 하여 통상적인 CVD로 내층에 Ti의 탄화물, 질화물 및 탄질화물을 합계 7㎛로 피복시키고, 외층에 산화알루미늄을 1㎛의 두께로 피복시킨다.
이들 각 샘플에 대해서 제1도에 도시한 절단날 능선부(1)의 단면 구조를 분석한 바, 다음과 같은 결과를 얻었다.
샘플 A의 단면 구조를 제2a도 및 제2b도에 도시하고, 샘플 D의 단면을 제3a도 제3b도에 도시한다. 제2a도 및 제3a도는 조직 사진을 나타낸 것이며, 제2b도 및 제3b도는 각각의 모식도를 도시한 것이다. 내층과 외층으로 이루어진 피복층은 제2b도 및 제3b도에서는 단일층으로서 참조번호(2)를 붙여 나타낸다. 제2b도 및 제3b도의 모식도에 도시되어 있는 바와 같이, 샘플 A는 절단날 능선부(1)에도 탈 β층(3)이 형성되어 있는데 비해 샘플 D에서는 이러한 것이 형성되어 있지 않은 것을 알 수 있다. 각 샘플의 평탄부에서 탈 β층(3)의 두께 a, 절단날 능선부(1)에서 탈 β층(3)의 두께 b(a 및 b에 대해서는 제2b도 참조) 및 이들의 비율 b/a를 아래의 표 1에 기재한다.
[표 1]
A 내지 C는 본 발명품이고, D는 비교품이다.
샘플 A 내지 D를 사용하여 절삭 성능의 평가 시험을 실시한다. 평가 시험의 절삭조건과 그 결과를 아래에 기재한다.
절삭조건 1(내마모성 시험)
절삭속도 : 300m/분
피절삭재료 : SCM 415
이송량 : 0.4㎜/rev
절삭시간 : 30분
절삭량 : 2.0㎜
절삭유 : 수용성
절삭조건 2(내결손성 시험)
절삭속도 : 100m/분
피절삭재료 : SCM 435(홈이 4개 있는 재료)
이송량 : 0.2 내지 0.4㎜/rev
절삭시간 : 30초
절삭량 : 2.0㎜, 8회 반복
[표 2]
위의 시험 결과로부터 명백한 바와 같이, 절단날 능선부(1)에 탈 β층(3)이 없는 샘플 D는 이탈면 마모량과 결손율이 다른 샘플에 비해 모두 떨어진다.
[실시예 2]
다음에, 아래 표 3에 기재된 E 내지 K의 조성(중량%)으로 이루어진 완전 분말을 사용하여 피복 초경합금을 형성한다. 칩 형성, 소결조건, 절단날 능선부의 숫돌 연마 가공조건 및 피복층(2)의 조성의 두께는 실시예 1과 동일하다. 각각의 샘플의 평탄부와 절단날 능선부(1)에서 탈 β층(3)의 두께(상기한 a와 b) 및 이들의 비율(b/a)을 아래 표 3에 기재한다.
[표 3]
샘플 E 내지 K는 모두 본 발명품이다.
샘플 B 내지 K를 사용하여 절삭 성능의 평가 시험을 실시한다. 평가 시험의 절삭조건을 아래에 기재한다.
절삭조건 3(내마모성 시험)
절삭속도 : 220m/분
피절삭재료 : SCM 435
이송량 : 0.4㎜/rev
절삭시간 : 20분
절삭량 : 2.0㎜
절삭유 : 수용성
절삭조건 4(내결손성 시험)
절삭속도 : 100m/분
피절삭재료 : SCM 435(홈이 4개 있는 재료)
이송량 : 0.2 내지 0.4㎜/rev
절삭시간 : 30초
절삭량 : 2.0㎜, 8회 반복
또한, 평가 시험의 결과를 아래 표 4에 기재한다.
[표 4]
위의 시험 결과에 기재되어 있는 바와 같이, 본 발명품의 샘플 E 내지 K에서는 절단날 능선부(1)에서 탈 β층(3)이 존재하지 않는 비교품 D의 샘플에 비하여 내마모성과 내결손성의 균형이 향상되어 있다. 샘플 H에서는 탈 β층(3)의 두께가 평탄부와 능선부 모두에서 비교적 얇다는 사실과 샘플 J에서는 평탄부에 대한 절단날 능선부(1)의 탈 β층(3)의 두께가 약간 얇아진다는 사실로부터 각각의 결손율이 약간 높아지는 경향이 있다. 샘플 I에서는 평탄부와 능선부 모두에서 탈 β층(3)의 두께가 비교적 두꺼워지고, 샘플 K에서는 절단날 능선부(1)의 탈 β층(3)의 두께가 두꺼워지므로 각각의 내마모성이 약간 떨어지는 경향이 있다. 그러나, 본 발명품의 샘플 H 내지 K에서도 비교품 D에 비하여 내마모성과 내결손성의 균형이 상당히 향상된다.
[실시예 3]
아래 표 5에 기재된 조성(중량%)으로 이루어진 완전 분말을 예비 금형 프레스로써 절단날 능선부(1)에 만곡면을 갖도록 성형하고, 이를 소결한 다음, 이러한 소결체의 모재 표면에 피복층(2)을 형성하고, 피복초경합금을 형성한다. 칩 형상, 소결조건 및 피복층(2)의 조성과 두께는 실시예 1 및 실시예 2와 동일하다. 샘플 L 및 M의 평탄부와 전단날 능선부(1)에서 탈 β층(3)의 두께(a 및 b)와 이들의 비율(b/a)을 아래 표 5에 기재한다.
[표 5]
L은 본 발명품이며, M은 비교품이다.
샘플 L 및 M에 대해서도 절삭 성능의 평가 시험을 실시한다. 평가 시험의 절삭조건은 실시예 2와 동일(절삭조건 3 및 4)하다. 평가 시험 결과를 아래 표 6에 기재한다.
[표 6]
표 6에 기재되어 있는 평가 결과로부터 알 수 있는 바와 같이, 내마모성에 대해서는 샘플 L과 M이 모두 동등하다. 그러나, 결손율에 대해서는 샘플 L에 비하여 샘플 M이 현저하게 열등한 것이 확인된다. 샘플 M의 결손율이 열등한 것은 경질층에 Zr 및/또는 Hf의 탄화물, 질화물 및 탄질화물 중에서 선택된 하나 이상을 함유하지 않기 때문이다.
[실시예 4]
조성이 WC-2% ZrN-4% TiC-6% Co인 완전 분말을 사용하여 예비 금형 프레스로써 절단날 능선부(1)에 절삭면측에서 보아 0.1㎜의 크기로 25˚각도로 표면을 깍고, ISO 규격 CNMG 120408의 형상을 갖는 칩으로 성형한다. 이어서, 이러한 칩을 진공중에서 승온시키고, 1400℃에서 1시간 동안 유지하여 소결체를 형성한다. 이러한 소결체를 모재로 하여 실시예 1, 2 및 3과 동일한 피복층(2)을 형성하고, 이를 샘플 N으로 한다.
또한, 비교용으로 동일한 조성의 완전 분말을 CNMG 120408형상의 칩으로 성형한 후에, 샘플 N과 동일한 조건으로 소결하고, 이러한 소결체의 절단날 능선부(1)을 연삭하여 상기와 동일하게 표면을 깍는 가공을 실시한다. 이러한 소결체를 모재로 하여 상기와 동일한 피복층(2)을 형성하고 샘플 O로 한다.
샘플 N 및 O의 절단날 능선부(1)의 단면을 각각 제4a도 및 제4b도에 모식적으로 도시한다. 또한, 샘플 N 및 O의 평탄부와 절단날 능선부(1)의 탈 β층(3)의 두께(a 및 b) 및 이들이 비율(b/a)을 아래 표 7에 기재한다.
[표 7]
제4a도 및 제4b도로부터 알 수 있는 바와 같이, 샘플 N은 절단날 능선부(1)에 탈 β층(3)이 형성되어 있는 반면, 샘플 O는 절단날 능선부(1)에 탈 β층(3)이 형성되어 있지 않다.
실시예 1 내지 4의 평가 시험 결과로부터, 내마모성을 약화시키지 않는 것과 대응되게 결손성을 향상시키기 위해서는 다음 조건이 바람직한 것으로 판명되었다.
① 경질상이 Zr 및/또는 Hf의 탄화물, 질화물, 탄질화물 및 탄산질화물 중에서 선택된 하나 이상을 함유할 것.
② 탈 β층의 절단날 능선부를 구성하는 평탄부의 두께는 5 내지 50㎛일 것.
③ 탈 β층의 절단날 능선부의 두께를 평탄부의 두께의 0.1 내지 1.4배일 것, 즉 0.5 내지 70㎛일 것.
다시 또 다른 실시예에 대하여 아래에 설명한다.
[실시예 5]
표 8에 기재한 조성(중량%)으로 이루어진 완전 분말을 ISO 규격 CNMG 120408의 형상(참조 : 제1도)의 칩으로 성형한 다음, 이러한 성형체를 진공 속에서 1450℃까지 승온시키고, 이 온도에서 1시간 동안 유지시켜 소결체를 형성한다. 이어서, 이러한 소결체의 절단날 능선부(1)에 GC 연마 입자를 이용한 브러쉬로 숫돌 연마처리한다. 이후에, 이러한 소결체를 모재로 하여 통상적인 CVD에 의해 내측의 층으로서 Ti의 탄화물, 질화물 및 탄질화물을 합계 7㎛ 두께의 피복층(2)으로 형성한 다음, 이의 외측에 산화알루미늄을 피복시킨다. 이들 각각의 샘플에 대해서 평탄부에서 농축화 층의 두께 a, 절단날 능선부에서 농축화 층의 두께 b, 이들의 비율 b/a 및 피복층(2) 바로 밑의 모재 표면으로부터 깊이 2 내지 50㎛까지의 범위에서 Co의 초경합금 내부에 있어서의 상대적인 중량 비율을 아래의 표 8에 기재한다. 또한, 샘플 A1 내지 C1은 본 발명품이고, 샘플 D1은 종래품이다.
또한, 「농축화 층」은 아래에 기재한 「결합상 농축화층」과 동의어이다.
[표 8]
A1 내지 C1은 본 발명품이고, D1은 종래품이다.
위에 기재한 각각의 샘플을 사용하여 절삭 성능의 평가 시험을 실시예 1의 절삭조건 1 및 절삭조건 2와 동일한 조건으로 실시한다. 이이 평가 시험 결과를 아래 표 9에 기재한다.
[표 9]
위의 시험 결과로부터 명백한 바와 같이, 샘플 A1 내지 C1은 절단날 능선부(1)에 농축화 층이 없는 샘플 D1에 비하여 내마모성이 약간 우수하고 내결손성이 대폭적으로 향상되는 것이 확인된다.
[실시예 6]
표 10에 기재된 조성(중량%)으로 이루어진 완전 분말을 사용하여 피복 초경합금을 형성한다. 칩 형상, 소결조건, 절단날 능선부(1)의 숫돌 연마 가공조건 및 피복층(2)의 조성과 두께는 실시예 1과 동일하다. 각각의 샘플의 절단날 능선부(1)의 경도 저하층의 두께, 초경합금 모재 표면 부근[절단날 능선부(1)]의 경도와 내부의 경도 및 이들의 비율을 아래의 표 10에 기재한다.
[표 10]
E1 내지 I1은 본 발명품이고, J1 및 K1은 비교품이다.
위에 개재한 각각의 샘플을 사용하여 절삭 성능이 평가 시험을 실시예 2의 절삭조건 3 및 4와 동일한 조건으로 실시한 결과를 표 11에 기재한다.
[표 11]
위의 시험 결과에 나타나 있는 바와 같이, 샘플 E1 내지 J1은 내마모성과 내결손성의 균형이 향상되어 있음을 알 수 있다. 샘플 J1은 내마모성이 약간 부족하지만 내마모성과 내결손성의 균형면에서는 절단날 능선부에 경도 저하층이 존재하지 않는 샘플 K1에 비하여 양호한 결과가 된다.
[실시예 7]
하기의 표 12에 기재된 조성(중량%)으로 이루어진 완전 분말을 예비 금형 프레스로써 절단날 능선부(1)를 표면을 깍은 형상으로 성형시키고, 이것을 소결한 다음, 피복층(2)을 형성시켜 피복 초경합금을 형성한다. 칩 형상, 소결조건 및 피복층(2)의 조성과 두께는 실시예 6 및 7과 동일하다. 표 12에 기재된 샘플 L1 및 M1의 평탄부에서 농축화 층의 두께 a, 절단날 능선부(1)에서 농축화 층의 두께 b, 이들의 비율 b/a 및 피복층(2) 바로 밑의 모재 표면으로부터 깊이 2 내지 50㎛까지의 범위에서 Co의 모재 내부에 대한 상대적인 중량 비율을 표 12에 기재한다. 또한, 샘플 L1 및 M1의 절단날 능선부의 단면은 각각 제5a도 및 제5b도에 모식적으로 도시되어 있는 바와 같다. 제5a도 및 제5b도에서 농축화 층 및/또는 경도 저하층은 참조번호 4를 부여하여 표시한다.
[표 12]
L은 본 발명품이고, M은 종래품이다.
샘플 L1 및 M1에 대해서도 실시예 2와 동일한 절삭조건(절삭조건 3 및 4)으로 절삭 성능의 평가 시험을 실시한다. 시험 결과를 아래 표 13에 기재한다.
[표 13]
위에 기재한 평가 시험 결과로부터 내마모성에 대해서는 샘플 L1 및 M1 모두 거의 동등한 것을 알 수 있지만, 결손율에 대해서는 샘플 L1에 비하여 M1이 현저하게 열등한 것으로 확인된다. 이것은 샘플 M1의 경질층에 Zr 및/또는 Hf의 탄화물, 질화물, 탄질화물, 산화물, 붕화물 및 산화알루미늄 중에서 선택된 하나 이상을 함유하지 않기 때문이다.
실시예 5 내지 7의 평가 시험 결과에서 내마모성을 약화시키지 않고 내결손성을 향상시키는 데는 아래 조건이 바람직스러운 것으로 판명되었다.
① 경질상이 Zr 및/또는 Hf의 탄화물, 질화물, 탄질화물 및 탄산질화물 중에서 선택된 하나 이상을 함유할 것.
② 농축화 층 또는 경도 저하층의 절단날 능선부를 구성하는 평탄부에서의 두께가 5 내지 100㎛일 것.
③ 농축화 층 또는 경도 저하층의 절단날 능선부에서의 두께가 평탄부의 두께의 0.1 내지 1.4배일 것.
즉, 0.5 내지 140㎛일 것.
④ 피복층 바로 밑의 모재 표면으로부터 깊이 2 내지 50㎛의 범위에서 철족 금속의 양이 합금 내부의 경우에 비하여 중량비로 1.5 내지 5배일 것.
⑤ 초경합금의 내부 경도가 500g 하중의 비커스 경도로 1300 내지 1700㎏/㎟이고 절단날 능선부에서의 경도 저하층의 경도가 내부 경도의 0.6 내지 0.95배일 것.
아래 또 다른 실시예에 관해서 설명한다.
[실시예 8]
아래 표 14에 기재된 조성의 샘플을 사용하여 CNMG 120408의 형상의 칩으로 성형한 다음, 1450℃에서 1시간 동안 진공 속에서 유지시키고, 소결한다. 이어서, 이러한 소결체의 절단날 능선부(1)에 GC 연마 입자를 사용한 브러쉬로 숫돌 연마처리를 실시하여 만곡면을 형성시킨다. 이러한 소결체를 모재로 하여 통상적인 CVD에 의해 내층에 Ti의 탄화물, 질화물 및 탄질화물을 합계 7㎛의 두께로 피복하고, 외층에 산화알루미늄을 1㎛의 두께로 피복한다.
또한, A2의 조성은 모재를 사용하여 피복층(2)의 내층을 TiCl4, CH3CN 및 H2를 원료로 하여 900℃의 MT-CVD로써 7㎛의 두께로 피복한 다음, 외층에 산화알루미늄을 1㎛의 두께로 피복하여 샘플 A3을 형성한다.
[표 14]
위의 샘플을 분석한 결과, 샘플 A2, B2 및 C2에서는 절단날 능선부(1)에 η상이 0.5 내지 2㎛의 두께로 석출되어 있는 반면, 샘플 A3에서는 절단날 능선부(1)에는 η상의 석출을 볼 수 없다.
이들 샘플에서 탈 β층(3), 결합상 농축화 층(4)의 두께 및 표면 경도 저하층(4)의 두께가 각각의 샘플에서 동일하며, 샘플 A2 및 A3에서는 20㎛이고 B2에서는 25㎛이며 C2에서 30㎛이다. 이들 샘플의 표층영역의 내측의 VB족 금속량과 경도를 아래 표15에 기재한다.
[표 15]
비교를 위해 종래품 D2를 포함하는 위의 샘플에 대하여 아래 조건에서 절삭가공의 평가 시험을 실시한다.
절삭조건 5(내마모성, 내소성 변형성 시험)
절삭속도 : 150m/분
피절삭재료 : SK5
이송량 : 0.7㎜/rev
절삭시간 : 5분
절삭량 : 2.0㎜
절삭유 : 수용성
절삭조건 6(내결손성 시험)
절삭속도 : 100m/분
피절삭재료 : SCM 435
이송량 : 0.2 내지 0.4㎜/rev
절삭시간 : 30초
절삭량 : 2.0㎜, 8회 반복
위의 평가 시험 결과를 아래 표 16에 기재한다.
[표 16]
위의 결과로부터 본 발명품의 샘플 A2, B2 및 C2에서는 비교품인 D2에 비하여 내마모성과 내소성 변형성이 대단히 우수할 뿐만 아니라 내결손성도 우수한 것을 알수 있다. 또한, 샘플 A3에서는 샘플 A2에 비하여 내마모성과 내결손성 모두 더욱 더 우수하다. 이것은 샘플 A3의 절단날 능선부(1)에 η상이 존재하지 않는데 기인하는 효과라고 생각된다.
[실시예 9]
원료 분말로서 입도가 4㎛인 WC와 입도가 1 내지 2㎛인 ZrC, ZrN, HfC, HfN, (Zr, Hf) C(50mol% ZrC 조성인 것), (Zr, W) C(90mol% ZrC 조성인 것), (Hf, W) C(90mol% HfC 조성인 것), Co 및 Ni를 각각 준비한다. 이러한 원료 분말을 습식 혼합하고 아래 표17에 기재한 조성으로 이루어진 완전 분말을 형성한다. 이들 완전 분말을 사용하여 CNMG 120408 형상의 칩으로 프레스 성형한 다음, 1000℃ 내지 1450℃에서 5℃/분으로 H2대기 속으로 승온시킨다. 1시간 후, 1450℃로 진공 속에서 유지시킨 다음, 냉각시킨다.
[표 17]
이어서, 형성된 소결체를 모재로 하여 칼란 끝 처리를 한 다음, 통상적인 CVD로써 내층에 5㎛ 두께의 TiC, 외층에 1㎛ 두께의 산화알루미늄을 피복하고, 아래 절삭조건으로 절삭 시험을 실시한다.
절삭조건 7(내마모성 시험)
절삭속도 : 350m/분
피절삭재료 : SCM 415
이송량 : 0.5㎜/rev
절삭시간 : 20분
절삭량 : 2.0㎜
절삭조건 8(인장 시험)
절삭속도 : 100m/분
피절삭재료 : SCM 435(홈이 4개 있는 재료)
이송량 : 0.20 내지 0.40㎜/rev
절삭시간 : 30초
절삭량 : 2.0㎜, 8회 반복
위의 절삭 시험 결과를 아래 표 18에 기재한다. 위의 샘플 중에는 모재 표면에 경질상의 소멸층을 갖는 것과 갖지 않는 것이 있다. 경질상 소멸층을 A층이라고 한다. 각각의 샘플의 A층의 두께는 표 17의 가장 오른쪽 란에 기재되어 있다.
[표 18]
[실시예 10]
원료 분말로서 입도가 4㎛인 WC와 입도가 1 내지 2㎛인 ZrN, HfN, (Zr, Hf) C(50mol% ZrC 조성인 것), TiC, TiN, TaC, NbC, (Ti, W) CN(30중량% TiC, 25중량% TiN이고 나머지가 WC 조성인 것), (Zr, W) CN(90mol% ZrCN이고 나머지가 WC 조성인 것), (Hf, W) Cn(90mol% HfCN이고 나머지가 WC 조성인 것), (Ti, Hf) C(TiC가 50mol% 조성인 것), Co와 Ni를 각각 준비하여 표 19에 기재한 조성으로 이루어진 완전 분말을 실시예9와 동일한 방법으로 형성한다. 이러한 완전 분말을 사용하여 CNMG 120408의 형상인 칩으로 프레스 성형한 다음, 1000℃ 내지 1450℃에서 5℃/분으로 H2대기 속에서 승온시킨다. 1450℃에서 1시간 동안 진공 속에서 유지시킨 다음, 냉각시킨다. 이어서, 이러한 소결체를 모재로 하여 칼날 끝 처리를 한 다음, 통상적인 CVD로써 내층에 5㎛ 두께의 TiC, 외층에 1㎛ 두께의 산화알루미늄을 피복하여 아래 표 19에 기재한 본 발명품의 샘플 18 내지 25를 형성한다. 샘플 26 내지 31은 조성이 본 발명의 조성 범위에서 벗어난 비교품이며, 샘플 32 내지 34는 본 발명품이다.
[표 19]
위의 표 19에 기재한 각각의 샘플에 대해서는 아래 절삭조건으로 내마모성 시험과 인성 시험을 실시한다.
절삭조건 9(내마모성 시험)
절삭속도 : 160m/분
피절삭재료 : SCM 415
이송량 : 0.5㎜/rev
절삭시간 : 40분
절삭량 : 1.5㎜
절삭조건 10(인성 시험)
절삭속도 : 100m/분
피절삭재료 : SCM 435(홈이 4개 있는 재료)
이송량 : 0.15 내지 0.25㎜/rev
절삭시간 : 30초
절삭량 : 2.0㎜, 8회 반복
위의 평가 시험 결과를 아래 표 20에 기재한다.
[표 20]
[실시예 11]
실시예 9에서 형성시킨 표 17의 샘플 3과 실시예 10에서 형성시킨 표 18의 샘플 19를 사용하여 실온 및 고온에서의 석출 방지력과 고온 경도를 측정한다. 경도 측정시의 하중은 5㎏이며, 그 결과를 아래 표 21 및 제6도에 나타낸다. 또한, 비교품(표 17의 샘플17)에 관한 동일한 시험 결과도 함께 기재한다. 이러한 시험 결과로부터 본 발명품인 샘플 3 및 19는 비교품 17에 비하여 고온에서 석출 방지력과 경도가 높은 것을 알 수 있다.
[표 21]

Claims (23)

  1. 하나 이상이 철족 금속을 결합 금속으로 하고 주기율표 IVB, VB, VIB족 금속의 탄화물, 질화물, 탄질화물 및 탄산질화물 중에서 선택된 하나 이상을 경질상으로 하는 초경합금모재의 표면에 피복층(2)을 갖는 피복 초경합금부재로서, 경질상이 Zr, Hf 또는 Zr과 Hf 모두의 탄화물, 질화물, 탄질화물 및 탄산질화물 중에서 선택된 하나 이상과 WC를 함유하고, 초경합금모재의 절단날 능선부(1)의 가장 바깥쪽 표면에는 WC와 철족 금속만으로 이루어진 층(3)이 있으며, 피복층(2)이 주기율표 IVB, VB, VIB족 금속의 탄화물, 질화물, 탄질화물, 산화물, 붕화물 및 산화알류미늄으로 이루어진 그룹 중에서 선택된 하나 이상의 단층 또는 다중층인 피복 초경합금부재.
  2. 제1항에 있어서, 모재 표면에서 WC와 철족 금속만으로 이루어진 층(3)의 두께가 절단날 능선부(1)를 구성하는 면의 평탄부에서 5 내지 50㎛이며 절단날 능선부(1)에서 평탄부의 두께의 0.1 내지 1.4배인 피복 초경합금부재.
  3. 제1항에 있어서, 경질상이 Zr, Hf 또는 Zr과 Hf 모두의 탄화물, 질화물 및 탄질화물 중에서 선택된 하나 이상, VB족 금속의 탄화물, 질화물 및 탄질화물 중에서 선택된 하나 이상의 고용체 및 WC를 함유하는 피복 초경합금부재.
  4. 제3항에 있어서, WC와 철족 금속만으로 이루어진 표층 영역으로부터 깊이 1 내지 200㎛의 합금내부에 걸쳐, 경질상중의 VB족 금속의 탄화물, 질화물 및 탄질화물 중에서 선택된 하나 이상의 금속 성분이 이보다도 내측인 영역에 비하여 많이 함유되어 있는 피복 초경합금부재.
  5. 제3항에 있어서, WC와 철족 금속만으로 이루어진 표층 영역으로부터 깊이 1 내지 200㎛의 합금 내부에 걸쳐, Zr, Hf 또는 Zr과 Hf 모두의 탄화물, 질화물 및 탄질화물 중에서 선택된 하나 이상의 금속성분이 중량비가 이보다도 내측인 영역과 동일한 동시에 경질상중의 VB족 금속의 탄화물, 질화물 및 탄질화물중에서 선택된 하나 이상의 금속 성분만의 중량비가 내측인 영역보다도 많이 함유되어 있는 피복 초경합금부재.
  6. 제3항에 있어서, WC와 철족 금속만으로 이루어진 표층 영역으로부터 깊이 1 내지 200㎛에 걸쳐, 이보다도 내측에 비하여 경도가 높은 영역을 가지며, 이러한 영역의 최고 경도가 비커스 경도로 하중 500g으로 나타내어 1400 내지 1900㎏/㎟의 범위인 피복 초경합금부재.
  7. 제3항에 있어서, 절단날 능선부(1)의 모재 가장 바깥쪽 표면에 η상을 함유하지 않음을 특징으로 하는 피복 초경합금부재.
  8. 하나 이상의 철족 금속을 결합 금속으로 하고 주기율표 IVB, VB, VIB족 금속의 탄화물, 질화물, 탄질화물 및 탄산질화물 중에서 선택된 하나 이상을 경질상으로 하는 초경합금모재의 표면에 피복층(2)을 갖는 피복 초경합금부재로서, 경질상은 Zr, Hf 또는 Zr과 Hf 모두의 탄화물, 질화물, 탄질화물 및 탄산질화물 중에서 선택된 하나 이상과 WC를 함유하고, 초경합금모재의 절단날 능선부(1)의 가장 바깥쪽 표면에는 결합 금속이 모재 내부에 비하여 많은 결합상 농축화 층(4)이 있으며, 피복층은 주기율표 IVB, VB, VIB족 금속의 탄화물, 질화물, 탄질화물, 산화물, 봉화물 및 산화알루미늄 중에서 선택된 하나 이상의 단층 또는 다중층인 피복 초경합금부재.
  9. 제8항에 있어서, 결합상 농축화 층(4)의 두께가 절단날 능선부(1)을 구성하는 면의 평탄부에서 5 내지 50㎛이며, 절단날 능선부에서 평탄부의 두께의 0.1 내지 1.4 배인 피복 초경합금부재.
  10. 제8항에 있어서, 절단날 능선부(1)의 피복층(2) 바로 밑의 모재 표면으로부터 깊이 2 내지 50㎛의 범위의 결합 금속의 양이 모재 내부의 결합 금속의 양에 대해 중량비로 1.5 내지 5배인 피복 초경합금부재.
  11. 제8항에 있어서, 피복층 바로 밑의 모재 표면으로부터 깊이 2 내지 50㎛의 범위에서 모재 내부에 비하여 경도가 저하된 경도 저하층(4)을 갖는 피복 초경합금부재.
  12. 제8항에 있어서, 모재의 내부 경도가 500g 하중의 비커스 경도로 1300 내지 1700㎏/㎟인 동시에 절단날 능선부(1)의 경도 저하층(4)의 경도가 내부 경도의 0.6 내지 0.95배인 피복 초경합금부재.
  13. 제8항에 있어서, 경질층이 Zr, Hf 또는 Zr과 Hf 모두의 탄화물, 질화물 및 탄질화물 중에서 선택된 하나 이상, VB족 금속의 탄화물, 질화물 및 탄질화물 중에서 선택된 하나 이상의 고용체 및 WC를 함유하는 피복 초경합금부재.
  14. 제13항에 있어서, 결합상 농축화 층(4)이 표층영역으로부터 깊이 1 내지 200㎛에 걸쳐, 경질상중의 VB족 금속의 탄화물, 질화물 및 탄질화물 중에서 선택된 하나 이상의 금속 성분이 이의 범위보다도 내측에 비하여 중량비가 큰 피복 초경합금부재.
  15. 제13항에 있어서, 결합상 농축화 층(4)의 표층 영역으로부터 깊이 1 내지 200㎛에 걸쳐, Zr, Hf 또는 Zr과 Hf 모두의 탄화물, 질화물 및 탄질화물 중에서 선택된 하나 이상이 금속 성분이 중량비가 합금 내부와 동일한 동시에 경질상중의 VB족 금속의 탄화물, 질화물 및 탄질화물중에서 선택된 하나 이상의 금속 성분만이 중량비가 내부에 비하여 많은 피복 초경합금부재.
  16. 제13항에 있어서, 결합상 농축화 층(4)와 표층영역으로부터 깊이 1 내지 200㎛에 걸쳐, 이보다도 내측에 비하여 경도가 높은 영역을 가지며, 이의 최고 경도가 비커스 경도로 하중 500g으로 나타내어 1400 내지 1900㎏/㎟의 범위인 피복 초경합금부재.
  17. 제8항에 있어서, 절단날 능선부(1)의 모재 가장 바깥쪽 표면에 η상을 함유하지 않음을 특징으로 하는 피복 초경합금부재.
  18. WC와 철족 금속 하나 이상을 결합 금속으로 하는 피복 초경합금부재로서, Zr, Hf 또는 Zr과 Hf 모두의 탄화물, 질화물, 탄질화물 및 이들의 둘 이상의 고용체로 이루어진 그룹중에서 선택된 하나 이상으로 이루어진 경질상을 0.3중량% 내지 15중량% 함유하고, 결합상으로서 단지 Co만을 또는 Co와 Ni를 2중량% 내지 15중량% 함유하며 나머지가 WC 및 불가피한 불순물로 이루어진 초경합금모재의 표면에 주기율표 IVB, VB, VIB족의 탄화물, 질화물, 산화물, 봉화물 및 산화알루미늄 중의 하나 이상으로 이루어진 단층 또는 다중층이 피복되어 있는 피복 초경합금부재.
  19. 제18항에 있어서, 피복층(2)이 바로 밑의 모재 표면으로부터 깊이 2 내지 100㎛의 범위에서 Zr, Hf 또는 Zr과 Hf 모두의 탄화물, 질화물, 탄질화물 및 이들의 둘 이상의 고용체로 이루어진 그룹 중에서 선택된 하나 이상으로 이루어진 경질상이 소실 또는 감소되어 있는 피복 초경합금부재.
  20. WC와 철족 금속 하나 이상을 결합 금속으로 하는 피복 초경합금부재로서, Zr, Hf 또는 Zr과 HF 모두의 탄화물, 질화물, 탄질화물 및 이들의 둘 이상의 고용체로 이루어진 그룹 중에서 선택된 하나 이상으로 이루어진 경질상을 0.3중량% 내지 15중량% 함유하고, Zr 및 Hf를 제외시킨 주기율표 IVB, VB, VIB족 금속의 탄화물, 질화물, 탄질화물 및 이들의 둘 이상의 고용체로 이루어진 그룹 중에서 선택된 하나 이상으로 이루어진 경질상을 0.03중량% 내지 35중량% 함유하고, 결합상으로서 단지 Co만을 또는 Co와 Ni를 2중량% 내지 15중량% 함유하며, 나머지가 WC 및 불가피한 불순물로 이루어진 초경합금모재의 표면에 주기유리표 IVB, VB, VIB족 금속의 탄화물, 질화물, 산화물, 붕화물 및 산화알루미늄 중의 하나 이상으로 이루어진 단층 또는 다중층이 피복되어 있는 피복 초경합금부재.
  21. 제20항에 있어서, 피복층(2) 바로 밑의 모재 표면으로부터 깊이 2 내지 100㎛의 범위에서, Zr, Hf 또는 Zr과 Hf 모두의 탄화물, 질화물, 탄질화물 및 이들의 둘 이상의 고용체로 이루어진 그룹 중에서 선택된 하나 이상으로 이루어진 경질상과 ZR과 Hf를 제외한 주기율표 IVB, VB, VIB족 금속의 탄화물, 질화물, 탄질화물 및 이들의 둘 이상의 고용체로 이루어진 그룹 중에서 선택된 하나 이상으로 이루어진 경질상이 소실 또는 감소되어 있는 피복 초경합금부재.
  22. 하나 이상의 철족 금속으로 이루어진 결합 금속, Zr, Hf 또는 Zr과 Hf 모두의 탄화물, 질화물, 탄질화물 및 탄산질화물 중에서 선택된 하나 이상 및 WC를 함유하는 경질상 분말을 소결시키는 공정, 절단날 능선부(1)의 가장 바깥쪽 표면에 WC와 결합 금속만으로 이루어진 층(3), 결합상 농축화 층(4) 또는 경조 저항층(4)이 잔존하는 범위내에서 연삭 또는 연마하여 표면을 깎은 형상 또는 만곡면 위에 각을 줄이는 가공을 하는 공정 및 주기율표 IVB, VB, VIB족 금속의 탄화물, 질화물, 탄질화물, 산화물, 붕화물 및 산화알루미늄 중에서 선택된 하나 이상의 단층 또는 다중층의 피복층(2)을 피복시키는 공정을 포함하는 피복 초경합금의 제조방법.
  23. 하나 이상의 철족 금속으로 이루어진 결합 금속, Zr, Hf 또는 Zr과 Hf 모두의 탄화물, 질화물, 탄질화물 및 탄산질화물 중에서 선택된 하나 이상 및 WC를 함유하는 경질상 분말을 미리 금형을 사용한 프레스 성형으로써 절단날 능선부의 각이 줄어든 형상으로 성형시킨 다음, 소결시키는 공정 및 주기율표 IVB, VB, VIB족 금속의 탄화물, 질화물, 탄질화물, 산화물, 붕화물 및 산화알루미늄 중에서 선택된 하나 이상의 단층 또는 다중층의 피복층(2)을 피복시키는 공정을 포함하는 피복 초경합금의 제조방법.
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