WO2016104943A1 - 절삭공구 - Google Patents

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WO2016104943A1
WO2016104943A1 PCT/KR2015/012054 KR2015012054W WO2016104943A1 WO 2016104943 A1 WO2016104943 A1 WO 2016104943A1 KR 2015012054 W KR2015012054 W KR 2015012054W WO 2016104943 A1 WO2016104943 A1 WO 2016104943A1
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cfl
cutting tool
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김용현
김정욱
이성구
안선용
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한국야금 주식회사
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Definitions

  • the present invention relates to a cutting tool having a hard coating formed on the surface of the base material, and more particularly, to a base material having a CFL layer which minimizes the difference between the Co content of the surface and the Co content inside the base material and the maximum Co content of the CFL layer.
  • the present invention relates to a cutting tool suitable for high speed feed and high speed machining by forming a hard film on the substrate.
  • Cemented carbide for cutting tools is a representative dispersion type alloy of WC hard phase and Co-bonded metal phase, and its mechanical properties are basically dependent on the particle size of WC hard phase and the amount of Co-bonded metal phase.
  • the cutting processing method also varies the characteristics required for the cemented carbide for cutting tools, and accordingly various attempts have been made to control the mechanical properties of the cemented carbide.
  • a coating including an alpha-phase alumina layer having excellent stability at high temperature even for the hard coating coated on the cutting tool is preferred, and the MT-TiCN layer formed as the underlayer of the alumina layer is also fine and uniform in the form of high hardness. Government organization is preferred.
  • a base material is formed at a depth of about 10 to 40 ⁇ m from the surface of the base material on which the hard film is formed so as to absorb the impact generated during cutting. It forms a layer (Cubic phase Free Layer, hereinafter referred to as the "CFL layer") that does not contain a constituent cubic carbide, the uniformity of the CFL layer (uniformity of the microstructure by location, location) Uniformity of star composition) is required.
  • CFL layer Cubic phase Free Layer
  • the commercially available cemented carbide CFL layer has a large compositional difference so that the Co content varies from the surface of the base material to about two times from the inside of the base material, and according to the large Co content difference, the hardness of the CFL layer is also increased.
  • the hardness difference between the surface, the CFL layer, and the inside of the base material is very large.
  • the CFL layer is primarily intended to absorb the impact during cutting, if the thickness of the CFL layer is greatly reduced, the impact absorption is reduced and the impact resistance of the cutting tool is reduced. As a result, the life of the cutting tool is shortened. do.
  • the present invention is to solve the problems caused by the CFL layer when forming a high hardness coating, the maximum Co content of the surface of the base material and the CFL layer of the base material consisting of particles composed mainly of tungsten carbide (WC) and Co as the main component
  • WC tungsten carbide
  • the present invention provides a particle comprising tungsten carbide (WC) as a main component, a bonding phase containing Co as a main component, at least one carbide selected from the group consisting of Group 4a, Group 5a and Group 6a elements, A base material comprising particles comprising carbonitride or a solid solution thereof, and a hard film formed on the base material, wherein the hard film includes at least an alumina layer and carbides or carbonitrides from the surface of the base material to the inside.
  • the non-formed CFL (Cubic pahse Free Layer) layer is formed to 10 ⁇ 50 ⁇ m, the surface of the CFL layer provides a cutting tool, characterized in that more than 80% of the maximum Co content of the CFL layer do.
  • the difference between the Co content of the surface of the base material and the highest Co content among the CFL layer is less than 20% of the maximum Co content of the CFL layer, thereby reducing the nonuniformity of the Co content of the CFL layer.
  • Hardness nonuniformity is also greatly reduced. Accordingly, even if the base layer and the alumina layer formed on the CFL layer are formed of a high hardness coating, the nonuniformity of the surface portion of the base material is reduced, so that the chipping resistance of the high hardness coating is not adversely affected even if the thickness of the CFL layer is not reduced. At the same time, the thickness of the CFL layer that absorbs shock can be maintained relatively large, so that impact resistance during cutting can be maintained.
  • the base material constituting the cutting tool according to the present invention includes a CFL layer having a small difference in Co content and hardness between the surface and the inside thereof, so that cutting performance may be maintained even when a relatively thick CFL layer is formed while forming a high hardness film. It can be provided with excellent wear resistance and impact resistance suitable for high speed feed and high speed machining.
  • Figure 1 shows the Co content measured up to a predetermined depth inside the surface portion of the cemented carbide base material according to Example 2 of the present invention.
  • Figure 2 shows the hardness measured from the surface portion of the cemented carbide base material according to Example 2 of the present invention to a predetermined depth therein.
  • Figure 3 shows the Co content measured up to a predetermined depth inside the surface portion of the cemented carbide base material for cutting tools according to Comparative Example 3.
  • Figure 4 shows the hardness measured from the surface portion of the cemented carbide base material according to Comparative Example 3 to a predetermined depth therein.
  • Example 5 is a photograph of the cutting tool after evaluation of the cutting performance test after forming a hard film on the cemented carbide base material according to Example 2 of the present invention and the cemented carbide base material according to Comparative Example 3.
  • the “Cubic phase free layer (CFL) layer” refers to a surface region in which the binding phase is rich and there is no cubic carbide phase up to a predetermined depth on the surface of the base material composed of the cemented carbide sintered body.
  • inside the base material means a portion where the composition of Co is constant in the region outside the CFL layer.
  • the cutting tool according to the present invention comprises at least one carbide and carbonitride selected from the group consisting of particles composed mainly of tungsten carbide (WC), a bonding phase composed mainly of Co, and elements of Groups 4a, 5a and 6a. Or a base material comprising particles comprising a solid solution thereof, and a hard film formed on the base material, wherein the hard film includes at least an alumina layer, and carbides or carbonitrides are formed therein from the surface of the base material.
  • the CFL (Cubic pahse Free Layer) layer is not formed to 10 ⁇ 50 ⁇ m, the Co content of the surface of the CFL layer is characterized in that more than 80% of the maximum Co content of the CFL layer.
  • the difference between the Co content of the surface of the CFL layer formed on the surface layer of the base material constituting the cutting tool according to the present invention and the maximum Co content in the CFL layer is 20% or less than the maximum CFL layer maximum Co content.
  • the low difference in the maximum Co content of the layer greatly reduces the nonuniformity and hardness difference of the entire CFL layer, so that the lower part of the high hardness film formed on the upper part of the base material during cutting is uniform and the hardness is higher than that of the conventional CFL layer. Since the film can be supported, chipping of the high hardness film can be greatly reduced. Accordingly, even if the thickness of the CFL layer is increased, not only the chipping of the high hardness film is significantly increased, but also sufficient shock absorption is possible during cutting, thereby maintaining good wear resistance and impact resistance.
  • Co content of the base material except the CFL layer is preferably at least 75% of the maximum Co content of the CFL layer.
  • the wear resistance and high temperature characteristics of the base material are reduced by cutting the hardness of the base material, and when the content exceeds 20% by weight, the plastic deformation and chipping resistance are reduced. Therefore, 1.5-20 weight% is preferable.
  • the Co content is less than 1% by weight, breakage is easy due to a decrease in toughness, and when it is more than 12% by weight, the wear resistance becomes too low, so 1 to 12% by weight is preferable.
  • Additional elements such as aluminum (Al), zirconium (Zr), and boron (B) may be included to improve the physical properties of the layer or to improve the bonding properties between the alumina layers formed on the upper layer.
  • a cemented carbide was manufactured through a sintering process after mixing 6 wt% Co powder, 3 wt% WTi carbonitride powder, 2 wt% Nb carbide powder, and the remaining WC powder.
  • a TiN layer having a thickness of 1 ⁇ m, an MT-TiCN layer having a thickness of 10 ⁇ m, an ⁇ -Al 2 O 3 layer having a thickness of 5 ⁇ m, and a thickness by a known chemical vapor deposition (CVD) method A 1 ⁇ m TiN layer was sequentially stacked to form a hard coat layer.
  • the cemented carbide base material was prepared in the same manner as in Example 1 of the present invention. However, after the main sintering, the cemented carbide was cooled to 1300 ° C., and cooled to 10 ° C./min at room temperature.
  • the thickness of the formed CFL layer was about 30 ⁇ m
  • the Co content of the surface of the base material represented about 83% of the maximum Co content of the CFL layer
  • the Co content inside the base material represented about 77% of the maximum Co content of the CFL layer.
  • a cemented carbide was manufactured through a sintering process after mixing 6 wt% Co powder, 3 wt% WTi carbonitride powder, 2 wt% Nb carbide powder, and the remaining WC powder.
  • the sintering process after performing a dewaxing process of heat treatment for 2 hours in a low temperature region of 200 °C, pre-sintering for 1 hour at 1200 °C, the main sintering at 1400 °C for 0.5 hours and 5 to room temperature A method of cooling at a cooling rate of ° C / min was used.
  • a cemented carbide base material was manufactured in the same manner as in Comparative Example 1 of the present invention, but after the main sintering, a method of cooling at a cooling rate of 20 ° C./min to room temperature was used.
  • the thickness of the formed CFL layer was about 20 ⁇ m
  • the Co content of the surface of the base material represented about 60% of the maximum Co content of the CFL layer
  • the Co content inside the base material represented about 55% of the maximum Co content of the CFL layer.
  • a cemented carbide base material was prepared in the same manner as in Comparative Example 1 of the present invention. However, after performing the main sintering and performing the cooling to 1300 ° C., a method of cooling at a cooling rate of 5 ° C./min to room temperature was used.
  • the thickness of the formed CFL layer was about 30 ⁇ m
  • the Co content of the surface of the base material represented about 75% of the maximum Co content of the CFL layer
  • the Co content inside the base material represented about 65% of the maximum Co content of the CFL layer.
  • a cemented carbide base material was manufactured in the same manner as in Comparative Example 1 of the present invention. However, after performing the main sintering and performing the cooling to 1300 ° C., a method of cooling to a room temperature at a cooling rate of 20 ° C./min was used.
  • the thickness of the formed CFL layer was about 30 ⁇ m
  • the Co content of the surface of the base material represented about 68% of the maximum Co content of the CFL layer
  • the Co content inside the base material represented about 63% of the maximum Co content of the CFL layer.
  • Figure 1 shows the Co content measured up to a predetermined depth inside the surface portion of the cemented carbide base material according to Example 2 of the present invention.
  • the surface layer portion of the cemented carbide according to the present invention is formed with a CFL layer of about 30 ⁇ m thickness.
  • the content of Co in the CFL layer and the base material is about 6% lower and the Co content increases sharply up to a depth of 2 to 3 ⁇ m from the surface, and the maximum Co content is about 7.3 wt%, and then gradually decreases.
  • the Co content in the base metal was constant at about 5.6 wt%.
  • the Co content of the surface of the cemented carbide according to Example 2 of the present invention represented about 83% of the maximum Co content in the CFL layer.
  • the Co content inside the base material represented about 77% of the maximum Co content in the CFL layer.
  • Figure 2 shows the hardness measured from the surface portion of the cemented carbide base material according to Example 2 of the present invention to a predetermined depth therein.
  • the small variation of the Co content is reflected in the hardness of the cemented carbide base material as it is, and the hardness at the surface shows the lowest hardness at the point where the Co content of the CFL layer is maximum, and the CFL inside the base material.
  • the high hardness tends to be kept constant, and it can be seen that the hardness difference between the inside of the base material and the CFL layer and the base material surface is not largely maintained.
  • Figure 3 shows the Co content measured up to a predetermined depth inside the surface portion of the cemented carbide base material according to Comparative Example 3.
  • a CFL layer having a thickness of about 30 ⁇ m is formed on the surface layer of the cemented carbide according to Comparative Example 3.
  • the Co content in the CFL layer and the base material is low as 4% of the surface and the Co content increases up to a depth of 30 ⁇ m on the surface, and the maximum Co content shows about 8.2% by weight, and then tends to decrease slowly.
  • Co content of about 5.7% by weight showed a relatively constant value.
  • the Co content of the surface of the cemented carbide according to Comparative Example 3 represented about 49% of the maximum Co content in the CFL layer.
  • the Co content in the base material represented about 70% of the maximum Co content in the CFL layer.
  • Figure 4 shows the hardness measured from the surface portion of the cemented carbide base material according to Comparative Example 3 to a predetermined depth therein.
  • the very large variation in the Co content between the surface of the cemented carbide, the CFL layer, and the inside of the base material according to Comparative Example 3 is reflected in the hardness of the cemented carbide base material, and thus the inside of the base material and the inside of the CFL layer and inside the base material It can be seen that the hardness difference of the liver is very large.
  • Table 1 below shows the difference between the Co content of the surface of the base material and the maximum Co content in the CFL layer of the cemented carbide according to Examples 1 and 2 and Comparative Examples 1 to 4 of the present invention, and the Co content and CFL of the base material other than the CFL layer. The difference with the maximum Co content in the layer is shown.
  • the cemented carbide according to the embodiment of the present invention can be seen that the difference in the Co content in the CFL layer is significantly reduced compared to the comparative example.
  • FIG. 5 shows the state after the cutting test of the cutting insert prepared according to Comparative Example 3 (left photograph) and Example 2 (right photograph) of the present invention.
  • Comparative Example 3 shows the side wear and the plastic deformation tend to proceed simultaneously, but in Example 2 of the present invention, the life is terminated only by the side wear.
  • Table 1 below shows the cutting performance evaluation results.
  • Comparative Example 1 in terms of the wear resistance and plastic deformation characteristics of carbon steel and alloy steel It can be seen that the excellent properties compared to ⁇ 4. That is, it can be seen that Examples 1 and 2 of the present invention have good impact resistance (toughness) while showing excellent wear resistance compared to Comparative Examples 1-4.

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Abstract

본 발명은 모재의 표면과 표면으로부터 소정 깊이까지의 Co 함량의 차이 및 경도 차이가 작은 CFL층을 구비하여, 고경도 피막을 형성하면서도 상대적으로 두꺼운 CFL층의 형성할 수 있어, 고속 이송, 고속 가공에 적합한 절삭공구에 관한 것이다. 본 발명에 따른 절삭공구는, 탄화텅스텐(WC)를 주성분으로 하는 입자와, Co를 주성분으로 하는 결합상과, 4a족, 5a족 및 6a족 원소로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상의 탄화물, 탄질화물 또는 이들의 고용체를 포함하는 입자를 포함하는 모재와, 이 모재 상에 형성되는 경질피막을 포함하며, 상기 경질피막은 적어도 알루미나층을 포함하고, 상기 모재의 표면으로부터 내부로 탄화물 또는 탄질화물이 형성되지 않은 CFL(Cubic pahse Free Layer)층이 10~50㎛까지 형성되어 있으며, 상기 CFL층의 표면의 Co 함량은 상기 CFL층 중 최대 Co 함량의 80% 이상인 것을 특징으로 한다.

Description

절삭공구
본 발명은 모재의 표면에 경질피막이 형성된 절삭공구에 관한 것으로, 보다 상세하게는 표면의 Co 함량 및 모재 내부의 Co 함량과 CFL층의 최대 Co 함량과의 차이를 최소화한 CFL층을 구비한 모재 상에 경질피막을 형성함으로써, 고속 이송, 고속 가공에 적합한 절삭공구에 관한 것이다.
절삭공구용 초경합금은 WC 경질상과 Co 결합금속상의 복합재료로 대표적인 분산형 합금이며, 그 기계적 특성은 기본적으로 WC 경질상의 입도와 Co 결합금속상의 양에 의존하며, 특히 경도와 인성은 상호 반비례하는 관계에 있고, 절삭가공 방법에 따라 절삭공구용 초경합금에 요구되는 특성도 달라지며, 이에 따라 초경합금의 기계적 특성을 제어하기 위한 다양한 시도가 행해져 왔다.
최근 절삭가공시장은 원가 절감을 통한 경쟁력 향상을 목적으로 가공시간(Cycle Time) 단축에 대한 요구가 커지고 있다. 가공시간 단축을 위하여 절삭조건도 점차적으로 고속, 고이송 조건으로 변모하고 있어, 이에 대응한 절삭공구의 물성도 고속, 고이송 조건에서도 양호한 절삭가공이 이루어 질 수 있도록 내마모성과 인성이 동시에 양호한 특성을 구비할 필요성이 높아지고 있는 실정이다.
이에 따라, 절삭공구에 피복되는 경질피복도 고온에서 안정성이 우수한 알파상의 알루미나층을 포함하는 피복이 선호되고 있으며, 알루미나층의 하지층으로 형성되는 MT-TiCN층도 고경도화 추세로 미세하고 균일한 주상정 조직이 선호되고 있다.
한편, 절삭공구의 모재에 불균일한 소성변형 발생할 경우, 모재 상에 형성된 고경도 피막에는 치핑이 쉽게 발생하므로, 고경도화된 피막의 물성이 제대로 발휘되기 위해서는 피막의 수직 방향에 대한 모재 특성의 안정성이 요구된다.
경질피막이 형성되는 모재의 표층부에는 특허문헌(한국공개특허공보 제2005-0110822호)에 개시된 바와 같이, 절삭가공 시에 발생하는 충격을 흡수할 수 있도록, 표면부터 약 10~40㎛ 깊이까지 모재를 구성하는 입방정의 탄화물이 존재하지 않는 층(Cubic phase Free Layer, 이하 'CFL층'이라 함)을 형성하는데, 전술의 피막의 고경도화에는 CFL층의 균일성(위치별 미세조직의 균일성, 위치별 조성의 균일성)이 요구된다.
그런데, 현재 상용화된 초경합금의 CFL층은 모재의 표면으로부터 내부로 갈수록 Co의 함량이 약 2배 정도까지 차이가 날 정도로 조성의 차이가 크고, 이러한 큰 Co 함량의 차이에 따라, CFL층의 경도도 표면과, CFL층 및 모재 내부에서의 경도 차이가 매우 크다.
이러한 CFL층의 두께에 따른 조성 및 경도의 현저한 차이는 모재의 안정성을 떨어뜨려, 모재 상에 형성된 고경도 피막의 특성을 떨어뜨리는 원인이 되고 있으므로, 최근에는 CFL층의 두께를 줄이는 방향으로 연구개발이 이루어지고 있다.
그런데, CFL층은 기본적으로 절삭가공 시의 충격을 흡수하기 위한 것이므로, CFL층의 두께를 많이 줄일 경우, 충격흡수가 줄어들어 절삭공구의 내충격성이 떨어져 결과적으로 절삭공구의 수명이 단축되는 문제가 발생한다.
본 발명은 고경도 피막 형성 시 CFL층에 의한 문제점을 해결하기 위한 것으로, 탄화텅스텐(WC)를 주성분으로 하는 입자와 Co를 주성분으로 하는 결합상으로 이루어진 모재의 표면의 Co 함량과 CFL층의 최대 Co 함량의 차이를 최소화한 CFL층을 구비한 모재 상에 경질피막을 형성함으로써, 고속 이송, 고속 가공에 적합한 절삭공구를 제공하는 것을 해결하고자 하는 과제로 한다.
상기 과제를 해결하기 위해 본 발명은, 탄화텅스텐(WC)를 주성분으로 하는 입자와, Co를 주성분으로 하는 결합상과, 4a족, 5a족 및 6a족 원소로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상의 탄화물, 탄질화물 또는 이들의 고용체를 포함하는 입자를 포함하는 모재와, 이 모재 상에 형성되는 경질피막을 포함하며, 상기 경질피막은 적어도 알루미나층을 포함하고, 상기 모재의 표면으로부터 내부로 탄화물 또는 탄질화물이 형성되지 않은 CFL(Cubic pahse Free Layer)층이 10~50㎛까지 형성되어 있으며, 상기 CFL층의 표면의 Co 함량은 상기 CFL층 중 최대 Co 함량의 80% 이상인 것을 특징으로 하는 절삭공구를 제공한다.
이 구성에 의하면, 모재 표면의 Co 함량과 CFL층 중에서 가장 Co 함량이 높은 부분의 차이가 CFL층 최대 Co 함량 대비 20% 이하로 CFL층의 Co 함량의 불균일성이 줄어들며 이로 인해 CFL층의 두께에 따른 경도 불균일성도 크게 줄어들게 된다. 이에 따라 상기 CFL층 상에 형성된 하지층과 알루미나층을 고경도 피막으로 형성하더라도 모재 표면부의 불균일성이 줄어들기 때문에, CFL층의 두께를 얇게 하지 않아도 고경도 피막의 내치핑성에는 나쁜 영향을 미치지 않게 되고, 동시에 충격흡수를 하는 CFL층의 두께는 비교적 크게 유지할 수 있어, 절삭가공시의 내충격성도 유지할 수 있게 된다.
본 발명에 따른 절삭공구를 구성하는 모재는 표면과 내부의 Co 함량의 차이 및 경도 차이가 작은 CFL층을 구비하여, 고경도 피막을 형성하면서도 상대적으로 두꺼운 CFL층의 형성하여도 절삭성능이 유지될 수 있어, 고속 이송, 고속 가공에 적합한 우수한 내마모성과 내충격성을 구비할 수 있게 된다.
도 1은 본 발명의 실시예 2에 따른 초경합금 모재의 표면부에서 내부의 소정 깊이까지 측정한 Co 함량을 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 실시예 2에 따른 초경합금 모재의 표면부에서 내부의 소정 깊이까지 측정한 경도를 나타낸 것이다.
도 3은 비교예 3에 따른 절삭공구용 초경합금 모재의 표면부에서 내부의 소정 깊이까지 측정한 Co 함량을 나타낸 것이다.
도 4는 비교예 3에 따른 초경합금 모재의 표면부에서 내부의 소정 깊이까지 측정한 경도를 나타낸 것이다.
도 5는 본 발명의 실시예 2에 따른 초경합금 모재와, 비교예 3에 따른 초경합금 모재에 경질피막을 형성한 후, 절삭성능 시험을 평가한 후의 절삭공구 사진이다.
이하, 첨부 도면을 참조하여 본 발명의 실시예를 상세히 설명한다. 그러나, 다음에 예시하는 본 발명의 실시예는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 다음에 상술하는 실시예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명의 실시예는 당 업계에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 보다 완전하게 설명하기 위하여 제공되는 것이다.
본 발명에 있어서, 'CFL(Cubic phase Free Layer)층'이란, 초경합금 소결체로 이루어진 모재의 표면에서 소정 깊이까지 결합상이 리치(rich)하고 입방정 탄화물 상(phase)이 없는 표면 구역을 의미한다.
또한, '모재 내부'란 CFL층을 벗어난 영역에서 Co의 조성이 일정해지는 부분을 의미한다.
본 발명에 따른 절삭공구는, 탄화텅스텐(WC)를 주성분으로 하는 입자와, Co를 주성분으로 하는 결합상과, 4a족, 5a족 및 6a족 원소로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상의 탄화물, 탄질화물 또는 이들의 고용체를 포함하는 입자를 포함하는 모재와, 이 모재 상에 형성되는 경질피막을 포함하며, 상기 경질피막은 적어도 알루미나층을 포함하고, 상기 모재의 표면으로부터 내부로 탄화물 또는 탄질화물이 형성되지 않은 CFL(Cubic pahse Free Layer)층이 10~50㎛까지 형성되어 있으며, 상기 CFL층의 표면의 Co 함량은 상기 CFL층 중 최대 Co 함량의 80% 이상인 것을 특징으로 한다.
즉, 본 발명에 따른 절삭공구를 구성하는 모재의 표층부에 형성된 CFL층의 표면의 Co 함량과 CFL층 중 최대 Co 함량의 차이가 최대 CFL층 최대 Co 함량 대비 20% 이하인데, 이와 같이 표면과 CFL층의 최대 Co 함량의 낮은 차이는 CFL층 전체의 불균일과 경도 차이를 크게 줄여주기 때문에, 절삭가공 시 모재의 상부에 형성되는 고경도 피막의 하부가 균일해지고 종래의 CFL층에 비해 견고하게 고경도 피막을 지지할 수 있게 되므로, 고경도 피막의 치핑을 크게 줄일 수 있게 된다. 이에 따라, CFL층의 두께를 두껍게 하여도 고경도 피막의 치핑이 크게 증가하지 않을 뿐 아니라, 절삭가공 시 충분한 충격흡수가 가능하게 되어, 내마모성은 물론 내충격 특성도 양호하게 유지할 수 있게 된다.
상기 CFL층을 제외한 모재의 Co 함량은 상기 CFL층 중 최대 Co 함량의 75% 이상인 것이 바람직하다. 이에 의해, CFL층과 CFL층 이외의 모재 간의 Co 함량 불균일의 차이를 줄여서 모재 상에 형성되는 고경도 피막의 치핑을 보다 줄일 수 있게 된다.
상기 모재는, 상기 탄화물 또는 탄질화물의 함량이 1.5중량% 미만일 경우 모재의 경도 저하에 의해 절삭 시 내마모성과 고온특성이 저하되고, 20중량%를 초과할 경우 절삭 시 소성변형성 및 내치핑성이 저하하므로, 1.5~20중량%가 바람직하다. 또한, 상기 Co의 함량이 1중량% 미만일 경우 인성저하에 따라 파손이 쉬워지고, 12중량% 초과일 경우 내마모성이 지나치게 낮아지므로, 1~12중량%가 바람직하다.
또한, 상기 모재와 알루미나층 사이에는, 단층 또는 다층 구조로 이루어진 TiCxNyOz(x+y+z=1)층을 포함할 수 있고, 상기 Ti(C,N,O)층에는 이 층의 물성향상 또는 상부에 형성되는 알루미나층간의 결합특성을 향상시키기 위하여 알루미늄(Al), 지르코늄(Zr), 붕소(B)와 같은 첨가원소가 포함될 수 있다.
[실시예 1]
본 발명의 실시예에 따른 절삭공구의 모재로, Co 분말 6중량%, WTi 탄질화물 분말 3중량%, Nb 탄화물 분말 2중량%, 나머지 WC 분말을 혼합한 후 소결공정을 통해 초경합금을 제조하였다.
소결 공정은, 250℃의 저온영역에서 2 시간 동안 열처리하는 탈지(dewaxing)공정을 수행한 후, 1200℃에서 1 시간 동안 예비소결을 하고, 1400℃에서 0.5 시간 동안 본 소결을 수행하고 상온까지 10℃/min의 냉각속도로 냉각시키는 방법을 사용하였다.
이와 같이 제조된 초경합금의 모재 상에, 공지의 화학기상증착(CVD)법으로, 두께 1㎛의 TiN층, 두께 10 ㎛의 MT-TiCN층, 두께 5㎛의 α-Al2O3층, 두께 1㎛의 TiN층을 순차적으로 적층하여 경질 피막층을 형성하였다.
[실시예 2]
본 발명의 실시예 1과 동일하게 초경합금 모재를 제조하였으며, 다만 본 소결을 수행한 후 1300℃까지 로냉을 하고, 상온까지 10℃/min의 냉각속도로 냉각시키는 방법을 사용하였다.
이때, 형성된 CFL층의 두께는 약 30㎛였으며, 모재 표면의 Co 함량은 CFL층 최대 Co 함량의 약 83%를 나타내었고, 모재 내부의 Co 함량은 CFL층 최대 Co 함량의 약 77%를 나타내었다.
이와 같이 제조된 초경합금의 모재 상에, 본 발명의 실시예 1과 동일한 경질피막층을 형성하였다.
[비교예 1]
본 발명의 실시예에 따른 절삭공구의 모재로, Co 분말 6중량%, WTi 탄질화물 분말 3중량%, Nb 탄화물 분말 2중량%, 나머지 WC 분말을 혼합한 후 소결공정을 통해 초경합금을 제조하였다.
소결 공정은, 200℃의 저온영역에서 2 시간 동안 열처리하는 탈지(dewaxing)공정을 수행한 후, 1200℃에서 1 시간 동안 예비소결을 하고, 1400℃에서 0.5 시간 동안 본 소결을 수행하고 상온까지 5℃/min의 냉각속도로 냉각시키는 방법을 사용하였다.
이와 같이 제조된 초경합금의 모재 상에, 본 발명의 실시예 1과 동일한 경질피막층을 형성하였다.
[비교예 2]
본 발명의 비교예 1과 동일하게 초경합금 모재를 제조하였으며, 다만 본 소결을 수행한 후 상온까지 20℃/min의 냉각속도로 냉각시키는 방법을 사용하였다.
이때, 형성된 CFL층의 두께는 약 20㎛였으며, 모재 표면의 Co 함량은 CFL층 최대 Co 함량의 약 60%를 나타내었고, 모재 내부의 Co 함량은 CFL층 최대 Co 함량의 약 55%를 나타내었다.
이와 같이 제조된 초경합금의 모재 상에, 본 발명의 실시예 1과 동일한 경질피막층을 형성하였다.
[비교예 3]
본 발명의 비교예 1과 동일하게 초경합금 모재를 제조하였으며, 다만 본 소결을 수행하고 1300℃까지 로냉을 수행한 후 상온까지 5℃/min의 냉각속도로 냉각시키는 방법을 사용하였다.
이때, 형성된 CFL층의 두께는 약 30㎛였으며, 모재 표면의 Co 함량은 CFL층 최대 Co 함량의 약 75%를 나타내었고, 모재 내부의 Co 함량은 CFL층 최대 Co 함량의 약 65%를 나타내었다.
이와 같이 제조된 초경합금의 모재 상에, 본 발명의 실시예 1과 동일한 경질피막층을 형성하였다.
[비교예 4]
본 발명의 비교예 1과 동일하게 초경합금 모재를 제조하였으며, 다만 본 소결을 수행하고 1300℃까지 로냉을 수행한 후 상온까지 20℃/min의 냉각속도로 냉각시키는 방법을 사용하였다.
이때, 형성된 CFL층의 두께는 약 30㎛였으며, 모재 표면의 Co 함량은 CFL층 최대 Co 함량의 약 68%를 나타내었고, 모재 내부의 Co 함량은 CFL층 최대 Co 함량의 약 63%를 나타내었다.
이와 같이 제조된 초경합금의 모재 상에, 본 발명의 실시예 1과 동일한 경질피막층을 형성하였다.
CFL층과 모재내부의 Co 조성 및 경도
도 1은 본 발명의 실시예 2에 따른 초경합금 모재의 표면부에서 내부의 소정 깊이까지 측정한 Co 함량을 나타낸 것이다. 도 1에 나타난 바와 같이, 본 발명에 따른 초경합금의 표층부에는 약 30㎛ 두께의 CFL층이 형성되어 있다. 그리고, CFL층 및 모재 내부의 Co 함량은 표면이 6% 정도로 낮고 표면에서 2~3㎛ 깊이까지는 급격하게 Co 함량이 증가하여 최대 Co 함량이 약 7.3중량%를 나타낸 후, 완만하게 감소하다가 CFL층의 경계부에서 완만하게 감소한 후, 모재 내부에서의 Co 함량은 약 5.6중량%로 일정한 값을 나타내었다.
즉, 본 발명의 실시예 2에 따른 초경합금의 표면의 Co 함량은 CFL층 중 최대 Co 함량의 약 83%를 나타내었다. 또한, 모재 내부의 Co 함량은 CFL층 중 최대 Co 함량의 약 77%를 나타내었다. 이와 같이, 본 발명의 실시예에 따른 초경합금의 경우, 표면, CFL층 및 모재 내부의 Co 함량의 편차가 크지 않게 제어되었다.
도 2는 본 발명의 실시예 2에 따른 초경합금 모재의 표면부에서 내부의 소정 깊이까지 측정한 경도를 나타낸 것이다. 도 2에 나타난 바와 같이, Co 함량의 편차가 크지 않은 점은 초경합금 모재의 경도에 그대로 반영되어, 표면에서의 경도가 CFL층의 Co 함량이 최대인 지점에서 가장 낮은 경도를 나타내고, 모재 내부에서는 CFL층에 비해 높은 경도가 일정하게 유지되는 경향을 보이며, 모재 내부와 CFL층 및 모재 표면 간의 경도 차이는 크지 않게 유지되고 있음을 알 수 있다.
도 3은 비교예 3에 따른 초경합금 모재의 표면부에서 내부의 소정 깊이까지 측정한 Co 함량을 나타낸 것이다. 도 3에 나타난 바와 같이, 비교예 3에 따른 초경합금의 표층부에는 약 30㎛ 두께의 CFL층이 형성되어 있다. 그리고, CFL층 및 모재 내부의 Co 함량은 표면이 4% 정도로 낮고 표면에서 30㎛ 깊이까지는 Co 함량이 증가하여 최대 Co 함량이 약 8.2중량%를 나타낸 후 완만하게 감소하는 경향을 나타내며, 모재 내부에서의 Co 함량은 약 5.7중량%로 비교적 일정한 값을 나타내었다.
즉, 본 발명의 실시예 2와 달리, 비교예 3에 따른 초경합금의 표면의 Co 함량은 CFL층 중 최대 Co 함량의 약 49%를 나타내었다. 또한, 모재 내부의 Co 함량은 CFL층 중 최대 Co 함량의 약 70%를 나타내었다. 이와 같이, 비교예에 따른 초경합금의 경우, 표면, CFL층 및 모재 내부의 Co 함량의 편차가 매우 큼을 알 수 있다.
도 4는 비교예 3에 따른 초경합금 모재의 표면부에서 내부의 소정 깊이까지 측정한 경도를 나타낸 것이다. 도 4에 나타난 바와 같이, 비교예 3에 따른 초경합금의 표면, CFL층 및 모재 내부 간의 Co 함량의 편차가 매우 큰 점은 초경합금 모재의 경도에 그대로 반영되어, 모재 표면과 CFL층의 내부 및 모재 내부 간의 경도차는 매우 크게 나타남을 알 수 있다.
아래 표 1에는 본 발명의 실시예 1,2 및 비교예 1~4에 따라 형성된 초경합금의 모재 표면의 Co 함량과 CFL층 내의 최대 Co 함량과의 차이와, CFL층 이외의 모재의 Co 함량과 CFL층 내의 최대 Co 함량과의 차이를 나타내었다.
표 1에 나타난 바와 같이, 본 발명의 실시예에 따른 초경합금은 비교예에 비해 CFL층 내의 Co 함량의 차이가 현저하게 줄어들었음을 알 수 있다.
절삭시험결과
본 발명의 실시예 1 및 실시예 2에 따른 모재 및 경질피막이 형성된 절삭공구와 비교예 1~4에 따른 절삭공구의 절삭성능을 비교평가하기 위하여, 인써트를 제조하여, 다음과 같은 3가지 조건으로 절삭성능 평가시험을 수행하였다.
(1) 탄소강 내마모 절삭조건
- 가공방식: 선삭
- 피삭재 : SM45C (외경연속가공)
- Vc(절삭속도) : 300mm/min
- fn(이송속도) : 0.35mm/min
- ap(절입깊이) : 2mm, 습식(wet)
(2) 합금강 내마모 절삭조건
- 가공방식: 선삭
- 피삭재 : SCM440 (외경연속가공)
- Vc(절삭속도) : 260mm/min
- fn(이송속도) : 0.25mm/min
- ap(절입깊이) : 2mm, 습식(wet)
(3) 탄소강 내충격성 절삭조건
- 가공방식: 선삭
- 피삭재 : SM45C-V홈 (외경단속가공)
- Vc(절삭속도) : 230mm/min
- fn(이송속도) : 0.2mm/min
- ap(절입깊이) : 2mm, 습식(wet)
도 5는 비교예 3(좌측 사진)과 본 발명의 실시예 2(우측 사진)에 따라 제조된 절삭인써트의 절삭시험 후의 상태를 나타낸 것이다. 도 5에 나타난 바와 같이, 비교예 3의 경우 측면마모와 소성변형이 동시에 진행되는 경향을 나타내었으나, 본 발명의 실시예 2의 경우 측면마모에 의해서만 수명이 종료되었다.
아래 표 1은 상기한 절삭성능 평가 결과를 나타낸 것이다.
시편 CFL층 탄소강 내마모 합금강 내마모 내충격
두께(㎛) 표면 모재 시간(분) 수명경향 시간(분) 수명경향 시간(분) 수명경향
실시예1 20 85 79 28 측면마모 25 측면마모 25 파손
실시예2 30 83 77 26 측면마모 23 측면마모 30 파손
비교예1 20 52 69 24 측면마모 19 측면마모 20 파손
비교예2 20 55 68 18 측면마모소성변형 10 측면마모소성변형 17 마모
비교예3 30 49 70 20 측면마모 17 측면마모 22 파손
비교예4 30 52 71 18 측면마모소성변형 10 측면마모소성변형 20 마모
*표면: CFL층 최대 Co 함량 대비 표면 Co 함량의 비율(%)
*모재: CFL층 최대 Co 함량 대비 모재 내부(Co 함량이 일정해지는 부분) Co 함량의 비율(%)
상기 표 1에 나타난 바와 같이, 강(steel)의 내마모 절삭가공 조건하에서 본 발명의 실시예 1 및 2에 따른 절삭공구의 경우, 탄소강 및 합금강의 내마모 및 소성변형 특성의 측면에서 비교예 1~4에 비해 우수한 특성을 나타냄을 알 수 있다. 즉, 본 발명의 실시예 1 및 2는 비교예 1~4에 비해 우수한 내마모 특성을 나타내면서도 양호한 내충격성(인성)을 구비하고 있음을 알 수 있다.

Claims (4)

  1. 탄화텅스텐(WC)를 주성분으로 하는 입자와, Co를 주성분으로 하는 결합상과, 4a족, 5a족 및 6a족 원소로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상의 탄화물, 탄질화물 또는 이들의 고용체를 포함하는 입자를 포함하는 모재와, 이 모재 상에 형성되는 경질피막을 포함하며,
    상기 경질피막은 적어도 알루미나층을 포함하고,
    상기 모재의 표면으로부터 내부로 탄화물 또는 탄질화물이 형성되지 않은 CFL(Cubic Free Layer)층이 10~50㎛까지 형성되어 있으며, 상기 CFL층의 표면의 Co 함량은 상기 CFL층 중 최대 Co 함량의 80% 이상인 것을 특징으로 하는 절삭공구.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 모재 내부의 Co 함량은 상기 CFL층 중 최대 Co 함량의 75% 이상인 것을 특징으로 하는 절삭공구.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 모재는, Ta, Nb, 및 Ti 중에서 1종 이상을 포함하는 탄화물 또는 탄질화물 1.5~20중량%와, Co 1~12중량%와, 잔부 WC 및 불가피한 불순물을 포함하여 이루어지는 것을 특징으로 하는 절삭공구.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 모재와 알루미나층 사이에, 1층 이상의 구조로 이루어진 TiCxNyOz(x+y+z=1)층을 포함하는 것을 특징으로 하는 절삭공구.
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