WO2023038238A1 - 절삭공구용 초경합금, 절삭공구 및 절삭공구용 초경합금의 제조방법 - Google Patents

절삭공구용 초경합금, 절삭공구 및 절삭공구용 초경합금의 제조방법 Download PDF

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WO2023038238A1
WO2023038238A1 PCT/KR2022/008458 KR2022008458W WO2023038238A1 WO 2023038238 A1 WO2023038238 A1 WO 2023038238A1 KR 2022008458 W KR2022008458 W KR 2022008458W WO 2023038238 A1 WO2023038238 A1 WO 2023038238A1
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cemented carbide
compound
particle diameter
average particle
cutting tools
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PCT/KR2022/008458
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신종대
오세웅
안선용
김영흠
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한국야금 주식회사
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    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/02—Compacting only
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C16/00—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes
    • C23C16/22—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes characterised by the deposition of inorganic material, other than metallic material
    • C23C16/30—Deposition of compounds, mixtures or solid solutions, e.g. borides, carbides, nitrides
    • C23C16/32—Carbides

Definitions

  • the present invention relates to a cemented carbide for a cutting tool, preferably a cutting tool having improved resistance to plastic deformation and crater wear by controlling the average particle diameter of WC of the cemented carbide to an appropriate level and the average particle diameter of the compound It relates to cemented carbide and its manufacturing method.
  • Cemented carbide refers to an alloy produced by mixing hard tungsten carbide (WC) particles with a bonding phase provided by Co, Ni, and Fe.
  • the cemented carbide is used as a tool steel for cutting tools for processing metal or high-strength ceramics due to its high hardness and strong toughness.
  • Korean Patent Registration No. 10-1792534 discloses a method for enhancing hardness through control of the microstructure of WC and composition control of a hard coating layer
  • Korean Patent Registration No. 10-2050644 discloses a composition of Ti and "CFL (Cubic phase free layer) discloses a method of improving wear resistance and impact resistance by controlling the thickness of the layer within an appropriate range
  • Korean Patent Registration No. 10-1302374 discloses the content of carbides excluding WC within a predetermined range. A limiting method is disclosed.
  • the present invention controls the average particle diameter of cemented carbide in an appropriate range by controlling the sintering temperature and cooling rate, and through this, for cutting tools with improved resistance to plastic deformation and resistance to crater wear.
  • a cemented carbide and a manufacturing method thereof may be provided.
  • One embodiment of the present invention for achieving the above object is a cemented carbide for a cutting tool containing, by weight, 4 to 13% of Co, 1 to 12% of a compound and the remainder of WC and other unavoidable impurities, the compound
  • the average particle diameter of is 0.4 ⁇ m or less and the average particle diameter of the WC is 1.2 to 2.2 ⁇ m
  • the average particle diameter of the compound and the average particle diameter of the WC satisfy the following relational expression 1, characterized in that, cutting It relates to cemented carbide for tools.
  • the compound may be provided as a carbide, nitride, or carbonitride formed by combining one or more elements selected from the group consisting of group 4a, 5a, or 6a elements with carbon or nitrogen.
  • the compound may be provided as a carbide in which one or more elements selected from the group consisting of Group 4a, Group 5a, or Group 6a elements are bonded to carbon.
  • the cemented carbide for cutting tools may have a crack point of 25% or less.
  • Another embodiment of the present invention relates to a cutting tool made of the above-described cemented carbide for cutting tools and a hard film formed on the surface of the cemented carbide.
  • the hard film may be formed by at least one method selected from a chemical vapor deposition (CVD) method and a physical vapor deposition (PVD) method.
  • CVD chemical vapor deposition
  • PVD physical vapor deposition
  • Another embodiment of the present invention is to prepare a mixture by weighing and mixing raw powders composed of 4 to 13% of Co, 1 to 12% of a compound and the balance of WC in weight%, and mixing the mixture in a mold
  • It includes a step of preparing a molded body by putting and pressing and sintering the mixture to produce a cemented carbide, wherein the sintering step includes degreasing the molded body at about 200 to 300 ° C. for 1 to 3 hours, the degreased molded body sintering at 1,000 to 1,250 ° C., sintering the first sintered molded body secondly at 1,400 to 1,450 ° C., sintering the secondly sintered molded body 3 at 1,500 to 1,600 ° C.
  • It relates to a method for manufacturing cemented carbide for cutting tools, characterized in that it comprises the step of firstly cooling the molded body to 1000 to 1300 ° C. and the step of secondarily cooling the first cooled molded body to room
  • the secondary sintering may be performed for 90 to 120 minutes.
  • the secondary cooling may be performed at a cooling rate of 120 to 150 °C/min.
  • the average particle diameter of the compound when the average particle diameter of the compound is 0.4 ⁇ m or less and the average particle diameter of the WC is 1.2 to 2.2 ⁇ m, the average particle diameter of the compound and the WC Resistance to plastic deformation and resistance to crater abrasion can be improved by controlling the average particle diameter to an appropriate level.
  • FIG. 1 is a flowchart for explaining a method of sintering a cemented carbide for a cutting tool according to an embodiment of the present invention.
  • Example 2 is a photograph of a cross-section of a cemented carbide for a cutting tool manufactured according to Example 1 of the present invention.
  • FIG 3 is a photograph of a cross-section of a cemented carbide for a cutting tool manufactured according to Comparative Example 1 of the present invention.
  • FIG. 4 is a photograph for measuring a crack point according to an embodiment of the present invention.
  • Example 5 is a photograph of the amount of plastic deformation of a cutting tool manufactured according to Example 1 of the present invention.
  • Example 7 is a photograph of the wear width of a crater manufactured according to Example 1 of the present invention.
  • the present invention is a cemented carbide for cutting tools with excellent resistance to plastic deformation and crater wear resistance, including 4 to 13% of Co, 1 to 12% of the compound, and the balance of WC and other unavoidable impurities It is about.
  • WC means tungsten carbide formed by combining tungsten (W) powder and carbon (C) powder.
  • the compound may refer to carbides, nitrides, and carbonitrides formed by combining one or more elements selected from the group consisting of group 4a, 5a, or 6a elements with carbon or nitrogen.
  • the compound is a carbide, nitride, and carbonitride formed by combining one or more metals selected from the group consisting of Cr, Zr, Nb, Mo, Ti, Hf, Ta, and V with 1% by weight or less of C or N.
  • the compound may be provided as a metal carbide in which one or more metals selected from the group consisting of Cr, Zr, Nb, Mo, Ti, Hf, Ta, and V are combined with 1% by weight or less of carbon. More preferably, any one metal carbide selected from TiC, NbC, and TaC may be provided.
  • the compound is regarded as a carbide in which one or more metals selected from the group consisting of Cr, Zr, Nb, Mo, Ti, Hf, Ta, and V are combined with 1% by weight or less of carbon. It is described as an example, but is not limited thereto, and it is obvious that the same can be applied to nitrides and carbonitrides.
  • the present invention can control the particle diameter of the compound and the WC by controlling the heating rate and cooling rate during the manufacturing process.
  • the present invention is a step of degreasing a molded body mixed with raw material powder at about 200 to 300 ° C. for 1 to 3 hours, and primary sintering in which the degreased molded body is maintained at 1,000 to 1,250 ° C. for a certain period of time.
  • step of performing secondary sintering holding the firstly sintered molded body at 1,400 to 1,450 ° C for a predetermined time, third sintering holding the second sintered molded body at 1,500 to 1,600 ° C for a predetermined time, third sintering
  • the cemented carbide for the cutting tool may be manufactured by performing the steps of firstly cooling the molded body to 1000 to 1300 ° C. and secondarily cooling the first cooled molded body to room temperature.
  • 1,500 to 1,600 ° C. is maintained for 90 to 120 minutes in the tertiary sintering step, and cooled at a cooling rate of 120 to 150 ° C. / min in the secondary cooling step to reduce the particle diameter of the compound and the WC can be adjusted
  • the average particle diameter of the compound and the average particle diameter of the WC can be controlled to satisfy the following relational expression 1.
  • the average particle diameter of the compound may be controlled to 0.4 ⁇ m or less, and the average particle diameter of the WC may be controlled to 1.2 to 2.2 ⁇ m.
  • the average particle diameter of the compound can be produced to 0.4 ⁇ m or less and the average particle diameter of the WC to be 1,2 to 2,2 ⁇ m,
  • resistance to plastic deformation and crater abrasion may be secured by additionally limiting the ratio of the average particle diameter of the compound and the WC.
  • the ratio (A/B) of the average particle diameter of the compound and the average particle diameter of the WC is less than 18, it means that the particles of the compound are too fine than the WC particles.
  • the compound may form an interstitial solid solution by being dissolved between lattices formed by Co bonding phases in the cemented carbide.
  • the compound included in the interstitial solid solution form may induce solid solution strengthening by interfering with the movement of dislocations in the cemented carbide. As a result, mechanical properties of the cemented carbide may be improved.
  • the ratio (A/B) of the average particle diameter of the compound and the average particle diameter of the WC exceeds 30, it means that a coarse-sized compound is formed.
  • one compound may be formed in the form of one coarse compound by combining with one or more other compounds formed around it. This also lowers the density of the compound to reduce the plastic deformation resistance and crater wear resistance of the cemented carbide.
  • the present invention can manufacture a cemented carbide for a cutting tool having excellent resistance to plastic deformation and crater wear resistance by realizing the most optimal solid solution strengthening effect by controlling the sintering time and cooling rate. Comparative results of plastic deformation resistance and crater abrasion resistance according to the sintering time and cooling rate will be described later.
  • cemented carbide for cutting tools according to an embodiment of the present invention has been described. Although the cemented carbide for cutting tools has been described in this specification, it goes without saying that cutting tools made of the cemented carbide for cutting tools can also be equally applied.
  • the cutting tool may further include the above-described cemented carbide and hard coating for the cutting tool.
  • the hard film is a film including one or more alumina layers, and may be formed on the surface of the base material formed of the cemented carbide.
  • the hard film may be formed through one or more methods selected from a CVD (Chemical Vapor Deposition) method and a PVD (Physical Vapor Deposition) method.
  • CVD Chemical Vapor Deposition
  • PVD Physical Vapor Deposition
  • FIG. 1 is a flowchart for explaining a method of sintering a cemented carbide for a cutting tool according to an embodiment of the present invention.
  • the manufacturing method of cemented carbide for cutting tools is to prepare a mixture by weighing and then mixing raw material powder consisting of 4 to 13% of Co, 1 to 12% of a compound and the balance of WC in weight% Step, it may include the step of preparing a molded body by putting the mixture in a mold and pressurized, and the step of preparing a cemented carbide by sintering the mixture.
  • Co powder, compound powder and WC powder can be prepared.
  • the compound powder means a powder made of carbides, nitrides and carbonitrides containing at least one element selected from the group consisting of elements of group 4a, group 5a or group 6a.
  • the powder was weighed to have 4 to 13% by weight of Co, 1 to 12% by weight of the compound and the balance WC, and then mixed to prepare a mixture.
  • the mixer may be operated at 40 to 60 rpm for primary mixing, and then, after primary mixing, operated at 5 to 15 rpm for secondary mixing.
  • the mixture was pressurized to prepare a molded body, and the molded body was sintered to prepare a cemented carbide for a cutting tool.
  • the sintering step a) degreasing the molded body at about 200 to 300 °C for 1 to 3 hours, b) primary sintering of the degreased molded body at 1,000 to 1,250 °C step c) secondarily sintering the firstly sintered molded body at 1,400 to 1,450 ° C; d) thirdly sintering the secondarily sintered molded body at 1,500 to 1,600 ° C; It may include the step of firstly cooling to 1300 ° C. and f) the step of secondarily cooling the firstly cooled molded body to room temperature.
  • Step a) is a process of removing unnecessary impurities in the sintering process by dewaxing the molded body at about 200 to 300° C. for 1 to 3 hours.
  • the degreasing step may be applied by any one degreasing method selected from heat degreasing, solvent degreasing, and catalyst degreasing methods.
  • the degreased molded body may be subjected to primary sintering by maintaining the temperature at 1,000 to 1,250° C. for 30 to 120 minutes through step b).
  • the degreased molded body may be subjected to secondary sintering by maintaining the temperature at 1,400 to 1,450° C. for 30 to 120 minutes through step c).
  • a predetermined stiffness of the molded body may be imparted.
  • the secondly sintered molded body may be thirdly sintered at 1,500 to 1,600° C. for 90 to 120 minutes through step d) to remove pores formed in the molded body and improve strength.
  • the amount of carbide diffused into Co may be reduced because sufficient thermal energy for growing particles is not supplied during the sintering process. This may decrease the number of compound particles per unit area in the cemented carbide and relatively decrease the average particle diameter of the compound particles.
  • the third sintering time is preferably 90 minutes to 120 minutes, more preferably 90 minutes to 100 minutes.
  • the molded body tertiarily sintered through step e) may be primarily cooled to 1000 to 1300 °C.
  • the primary cooling may be performed at a cooling rate of 1 to 10 °C / min.
  • the molded body cooled primarily through step f) may be cooled secondarily to room temperature (25° C.).
  • the primary cooling is slow cooling at a cooling rate of 1 to 10 °C/min, while the secondary cooling may be rapidly cooled at a cooling rate of 120 to 150 °C/min.
  • the secondary cooling is performed at less than 120° C./min, the time required for complete cooling to room temperature increases, resulting in an increase in the average particle diameter of the compound.
  • the average particle diameter of the compound may be excessively reduced. This also causes the wear resistance and plastic deformation resistance of the cemented carbide to be reduced, as described above.
  • the secondary cooling is preferably performed at 120 to 150 °C/min, more preferably at 120 to 130 °C/min.
  • cemented carbide for cutting tools according to the present invention will be described in more detail through examples.
  • the following examples are only one reference for explaining the present invention in detail, but the present invention is not limited thereto, and may be implemented in various forms.
  • Co powder, NbC powder (hereinafter referred to as compound) and WC powder were prepared. Thereafter, the metal powder was weighed to include 8.3% by weight of Co, 4% by weight of NbC, and residual WC, and then mixed first at 40 rpm using a mixer and then secondarily mixed at 5 rpm to prepare a mixture. Thereafter, the prepared mixture was put into a mold and pressed to prepare a molded body.
  • the molded body completed up to the tertiary sintering was then firstly cooled from 1500 ° C to 1200 ° C at a cooling rate of 5 ° C / min, and after stabilizing the sintered alloy, secondly cooled from 1200 ° C to 25 ° C at a cooling rate of 120 ° C / min. It was cooled to produce cemented carbide for cutting tools.
  • FIG. 2 is a photograph of a cross-section of a cemented carbide for a cutting tool manufactured according to Example 1 of the present invention
  • FIG. 3 is a photograph of a cross-section of a cemented carbide for a cutting tool manufactured according to Comparative Example 1 of the present invention.
  • the compound provided as NbC is mixed in an appropriate size in the WC base material.
  • two or more compounds are separated from each other without bonding to form an interface.
  • the cemented carbide prepared according to Example 1 has an excellent solid solution strengthening effect due to the compound compared to the cemented carbide prepared according to Comparative Example 1, and as a result, the wear resistance of the cemented carbide is improved. can be expected to be
  • the average atomic diameter of the WC and the compound on the microstructure was quantitatively measured using an image analyzer, and the ratio of the average particle diameter of the compound and the average particle diameter of the WC was calculated based on the measured atomic diameter. At this time, the ratio of the average particle diameter of the compound and the average particle diameter of the WC was calculated according to the following relational expression 1.
  • the average particle diameter of the WC, the average particle diameter of the compound, and the ratio of the average particle diameter of the compound and the average particle diameter of the WC are disclosed in Table 2 below.
  • Comparative Example 1 As a result of increasing the sintering time to 150 min during the tertiary sintering, the average diameter of the compound was increased to 0.55 ⁇ m, compared to Example 3 having a similar WC average particle diameter. As a result, it can be confirmed that the ratio (A/B) of the average particle diameter of the compound and the average particle diameter of the WC exceeded 30%.
  • the secondary sintering is performed for 90 to 120 minutes in the above-described manufacturing process, and the secondary cooling is performed at a cooling rate of 120 to 150 ° C./min.
  • the ratio (A/B) of the average particle diameter of the compound and the average particle diameter of the WC may be 18 to 30%.
  • a crack point means a point where cracks easily occur.
  • cracks tend to occur at interfaces formed by compounds, and grow along the interfaces to cause destruction. For this reason, if the number of interfaces of the compound compared to the total number of compounds is small, generation of cracks can be suppressed and mechanical strength can be improved. As a result, it is possible to prevent plastic deformation and crater wear of the cemented carbide and cutting tools made of the cemented carbide.
  • the crack point is the crack point A, which means the interface ratio of all compounds formed in a unit area, and the average of the interface ratio between the compound and the compound formed in each area by dividing the unit area into 20 small areas. It can be divided into crack point B.
  • the crack point A and the crack point B can be defined as follows.
  • Crack point B 2 ⁇ (number of interfaces of compound in each region) / (total number of compounds in each region) X 100 ⁇ / 20
  • Example 1 72 394 18.27% 17.94%
  • Example 2 85 382 22.25% 21.22%
  • Example 3 76 410 18.54% 17.62% Comparative Example 1 190 699 27.18% 27.08% Comparative Example 2 129 494 26.11% 26.09% Comparative Example 3 210 734 28.61% 28.48% Comparative Example 4 134 501 26.75% 26.42%
  • the cemented carbide prepared according to Examples 1 to 3 have crack points A of 18.27, 22.25 and 18.54%, respectively, which are 25% or less. This can prevent the formation of cracks by adjusting the number of interfaces to an appropriate level relative to the number of total compounds, and improve resistance to plastic deformation.
  • Crack point B was also measured at 17.94, 21.22 and 17.62%, confirming that the compound was evenly formed without overproduction in a specific area.
  • Comparative Example 2 and Comparative Example 4 the average particle diameter was decreased, but the total number of compounds was relatively decreased, and as a result, the crack point exceeded 25%.
  • the reason for the decrease in the number of compounds in Comparative Example 2 and Comparative Example 3 is that the measurement standard for the number of compounds is a compound that can be distinguished by an optical microscope, that is, a compound having a minimum diameter of 0.1 ⁇ m or more that can be distinguished by an optical microscope is measured. It is preferable to determine that a large number of compounds having a minimum particle size of less than 0.1 ⁇ m have actually been formed, although the number seems to have decreased.
  • FIG. 5 and FIG. 6 a photograph of the amount of plastic deformation of the cutting tool manufactured according to Example 1 (Fig. 5) and a photograph of the amount of plastic deformation of the cutting tool manufactured according to Comparative Example 1 (Fig. 6) ), it can be seen that the degree of plastic deformation of the cutting tool manufactured according to Comparative Example 1 is greater than that of the cutting tool manufactured according to Example 1.
  • the crater wear width (FIG. 7) of the cutting tool manufactured according to Example 1 is narrower than the crater wear width (FIG. 8) of the cutting tool manufactured according to Comparative Example 1. You can check.
  • the present invention experimentally confirmed that the compound and the WC were mixed in an appropriate diameter to improve resistance to plastic deformation and crater wear resistance, and as a result, crack point and actual wear resistance were improved.
  • the present invention can provide a cemented carbide for cutting tools containing 4 to 13% of Co, 1 to 12% of the compound, and the balance of WC and other unavoidable impurities in weight%.
  • the compound may be provided as a carbide, a nitride, or a carbonitride formed by combining one or more elements selected from the group consisting of group 4a, 5a, or 6a elements with carbon or nitrogen.
  • the present invention controls the secondary sintering time and secondary cooling temperature in the step of manufacturing the cemented carbide, so that the average particle diameter of the compound is 0.4 ⁇ m or less, and the average particle diameter of the WC is 1.2 to 2.2 ⁇ m. can be controlled with
  • the average particle diameter of the compound when the average particle diameter of the compound is 0.4 ⁇ m or less and the average particle diameter of the WC satisfies 1.2 to 2.2 ⁇ m, the average particle diameter of the compound and the average particle diameter of the WC are as follows
  • the secondary sintering time and secondary cooling temperature of the cemented carbide may be controlled to satisfy relational expression 1.
  • the present invention can greatly improve the resistance to the plastic deformation and the crater abrasion resistance.

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Abstract

본 발명은 중량%로, 4~13%의 Co, 1~12%의 화합물 및 잔부의 WC 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 절삭공구용 초경합금에 있어서, 상기 화합물의 평균 입자 직경이 0.4㎛ 이하이며, 상기 WC의 평균 입자 직경이 1.2 내지 2.2㎛ 일 때, 상기 화합물의 평균 입자 직경과 상기 WC의 평균 입자 직경이 하기 관계식 1을 만족하는 것을 특징으로 하는, 절삭공구용 초경합금에 관한 것이다. [관계식 1] 18 ≤ 100(A/B) ≤ 30 (상기 관계식 1에서 상기 A는 절삭공구용 초경합금에 있어서 화합물의 평균 입자 직경을 의미하고, 상기 B는 WC의 평균 입자 직경을 의미한다)

Description

절삭공구용 초경합금, 절삭공구 및 절삭공구용 초경합금의 제조방법
본 발명은 절삭공구용 초경합금에 관한 것으로, 바람직하게는 상기 초경합금의 WC의 평균 입자 직경 및 화합물의 평균 입자 직경을 적정 수준으로 제어하여 소성변형에 대한 저항성 및 크레이터 마모에 대한 저항성을 향상한 절삭공구용 초경합금 및 그 제조방법에 관한 것이다.
초경합금이란 경질의 텅스텐 카바이드(WC)입자를 Co, Ni 및 Fe등으로 제공되는 결합상과 혼합하여 제조되는 합금을 의미한다. 상기 초경합금은 경도가 높고 인성이 강하여 금속 또는 고강도 세라믹을 가공하는 절삭공구용 공구강으로 사용되고 있다.
통상적으로 초경합금은 기계적 성질을 향상하기 위하여 주로 초경합금의 성분조성을 변화시키거나, 미세구조를 다양화 하는 방법을 사용하고 있다. 대표적인 예로, 대한민국등록특허 제10-1792534호에는 WC의 미세조직 제어와 경질 피복층의 조성 제어를 통해 경도를 강화하는 방법을 개시하고 있으며, 대한민국등록특허 제10-2050644호 에서는 Ti의 조성과 "CFL(Cubic phase Free Layer)의 층의 두께를 적절 범위로 제어하여 내마모성과 내충격성을 향상시키는 방법을 개시하고 있다. 또한, 대한민국등록특허 제10-1302374호에는 WC를 제외한 탄화물의 함량을 소정범위로 제한하는 방법이 개시되어 있다.
하지만 상기의 방법 외에도 소결 조건을 제어하여 기계적 성질을 강화할 수 있는 초경합금의 제조방법이 꾸준히 요구되고 있다.
상기와 같은 문제점을 해결하기 위하여 본 발명은 소결온도 및 냉각속도를 제어하여 초경합금의 평균 입자 직경을 적절한 범위로 제어하고, 이를 통해 소성변형에 대한 저항성 및 크레이터 마모에 대한 저항성을 향상한 절삭공구용 초경합금 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 일 실시예는 중량%로, 4~13%의 Co, 1~12%의 화합물 및 잔부의 WC 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 절삭공구용 초경합금에 있어서, 상기 화합물의 평균 입자 직경이 0.4㎛ 이하이며, 상기 WC의 평균 입자 직경이 1.2 내지 2.2㎛ 일 때, 상기 화합물의 평균 입자 직경과 상기 WC의 평균 입자 직경이 하기 관계식 1을 만족하는 것을 특징으로 하는, 절삭공구용 초경합금에 관한 것이다.
[관계식 1]
18 ≤ 100(A/B) ≤ 30
(상기 관계식 1에서 상기 A는 절삭공구용 초경합금에 있어서 화합물의 평균 입자 직경을 의미하고, 상기 B는 WC의 평균 입자 직경을 의미한다)
상기 일 실시 예에 있어, 상기 화합물은 4a족, 5a족 또는 6a족 원소들로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상의 원소가 탄소 또는 질소와 결합하여 형성된 탄화물, 질화물 및 탄질화물로 제공될 수 있다.
상기 일 실시 예에 있어, 상기 화합물은 4a족, 5a족 또는 6a족 원소들로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상의 원소가 탄소와 결합한 탄화물로 제공될 수 있다.
상기 일 실시 예에 있어, 상기 절삭공구용 초경합금은 하기 크랙 포인트가 25% 이하일 수 있다.
[관계식 2]
크랙 포인트 A= (단위면적 당 화합물의 계면 갯수) / (단위면적 당 전체 화합물 갯수) x 100
본 발명의 또 다른 실시 예는 상술한 절삭공구용 초경합금 및 상기 초경합금의 표면 상에 형성된 경질피막으로 이루어지는 절삭공구에 관한 것이다.
상기 일 실시 예에 있어, 상기 경질피막은 CVD법(화학기상증착법) 및 PVD법(물리기상증착법) 중에서 선택된 하나 이상의 방법으로 형성될 수 있다.
본 발명의 또 다른 실시 예는 중량%로, 4~13%의 Co, 1~12%의 화합물 및 잔부의 WC로 이루어진 원료 분말을 칭량한 후 혼합하여 혼합물을 제조하는 단계, 상기 혼합물을 몰드에 넣고 가압하여 성형체를 제조하는 단계 및 상기 혼합물을 소결하여 초경합금을 제조하는 단계를 포함하며, 상기 소결 단계는, 상기 성형체를 약 200 내지 300℃ 에서 1 내지 3시간 동안 탈지 하는 단계, 상기 탈지된 성형체를 1,000 내지 1,250℃ 에서 1차 소결 하는 단계, 1차 소결된 성형체를 1,400 내지 1,450℃에서 2차 소결하는 단계, 2차 소결된 성형체를 1,500 내지 1,600℃에서 3차 소결하는 단계, 3차 소결된 성형체를 1000 내지 1300℃까지 1차 냉각하는 단계 및 1차 냉각된 성형체를 상온까지 2차 냉각하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는, 절삭공구용 초경합금의 제조방법에 관한 것이다.
상기 일 실시 예에 있어, 상기 2차 소결은 90 내지 120분 동안 수행될 수 있다.
상기 일 실시 예에 있어, 상기 2차 냉각은 120 내지 150℃/min의 냉각속도로 수행될 수 있다.
이상, 본 발명의 실시 예에 따른 절삭공구용 초경합금은 상기 화합물의 평균 입자 직경이 0.4㎛ 이하이며, 상기 WC의 평균 입자 직경이 1.2 내지 2.2㎛ 일 때, 상기 화합물의 평균 입자 직경과 상기 WC의 평균 입자 직경을 적정 수준으로 제어하여 소성변형에 대한 저항성 및 크레이터 마모에 대한 저항성을 향상시킬 수 있다.
이를 통해, 절삭공구의 내마모성을 향상하고, 수명을 증가시킬 수 있다.
도 1은 본 발명의 실시 예에 따른 절삭공구용 초경합금의 소결방법을 설명하기 위한 순서도이다.
도 2는 본 발명의 실시예 1에 따라 제조된 절삭공구용 초경합금의 단면을 촬영한 사진이다.
도 3은 본 발명의 비교예 1에 따라 제조된 절삭공구용 초경합금의 단면을 촬영한 사진이다.
도 4는 본 발명의 실시 예에 따른 크랙 포인트를 측정하기 위한 사진이다.
도 5는 본 발명의 실시예 1에 따라 제조한 절삭공구의 소성변형량을 촬영한 사진이다.
도 6은 본 발명의 비교예 1에 따라 제조한 절삭공구의 소성변형량을 촬영한 사진이다.
도 7은 본 발명의 실시예 1에 따라 제조한 크레이터 마모 폭을 촬영한 사진이다.
도 8은 본 발명의 비교예 1에 따라 제조한 크레이터 마모 폭을 촬영한 사진이다.
이하 본 발명에 따른 절삭공구용 초경합금에 대하여 상세히 설명한다. 다음에 소개되는 도면들은 당업자에게 본 발명의 사상이 충분히 전달될 수 있도록 예로서 제공되는 것이다. 따라서, 본 발명은 이하 제시되는 도면들에 한정되지 않고 다른 형태로 구체화될 수도 있으며, 이하 제시되는 도면들은 본 발명의 사상을 명확히 하기 위해 과장되어 도시될 수 있다. 이 때, 사용되는 기술 용어 및 과학 용어에 있어서 다른 정의가 없다면, 이 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 통상적으로 이해하고 있는 의미를 가지며, 하기의 설명 및 첨부 도면에서 본 발명의 요지를 불필요하게 흐릴 수 있는 공지 기능 및 구성에 대한 설명은 생략한다.
본 발명의 일 특징에 따르면, 본 발명은 4~13%의 Co, 1~12%의 화합물 및 잔부의 WC 및 기타 불가피한 불순물을 포함하여 소성변형에 대한 저항성 및 크레이터 마모 저항성이 우수한 절삭공구용 초경합금에 관한 것이다.
본 명세서에서 WC는 텅스텐(W) 분말과 탄소(C) 분말이 결합하여 형성된 텅스텐 카바이드를 의미한다.
본 명세서에서 상기 화합물은 4a족, 5a족 또는 6a족 원소들로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상의 원소가 탄소 또는 질소와 결합하여 형성된 탄화물, 질화물 및 탄질화물을 의미할 수 있다.
예를 들어, 상기 화합물은 Cr, Zr, Nb, Mo, Ti, Hf, Ta 및 V로 이루어진 군에서 선택되는 하나 이상의 금속과 1 중량% 이하의 C 또는 N 가 결합하여 형성된 탄화물, 질화물 및 탄질화물을 의미할 수 있다. 더 바람직하게는 상기 화합물은 Cr, Zr, Nb, Mo, Ti, Hf, Ta 및 V로 이루어진 군에서 선택되는 하나 이상의 금속과 1 중량% 이하의 탄소가 결합된 금속 탄화물로 제공될 수 있으며, 더욱 더 바람직하게는 TiC, NbC, TaC 중에서 선택한 어느 하나의 금속 탄화물로 제공될 수 있다.
이하, 본 명세서에서는 설명의 편의를 위하여 상기 화합물을 Cr, Zr, Nb, Mo, Ti, Hf, Ta 및 V로 이루어진 군에서 선택되는 하나 이상의 금속과 1 중량% 이하의 탄소가 결합된 탄화물인 것으로 예를 들어 설명하나 이에 한정된 것이 아니며, 질화물 및 탄질화물에서도 동일하게 적용될 수 있음은 자명하다.
실시 예에 따르면, 본 발명은 제조 과정에서 승온 속도 및 냉각 속도를 제어하여 상기 화합물과 상기 WC의 입자 직경을 조절할 수 있다.
예를 들어, 본 발명은 원료 분말이 혼합된 성형체를 상기 성형체를 약 200 내지 300℃ 에서 1 내지 3시간 동안 탈지 하는 단계, 상기 탈지된 성형체를 1,000 내지 1,250℃에서 일정 시간동안 유지되는 1차 소결 하는 단계, 1차 소결된 성형체를 1,400 내지 1,450℃에서 일정 시간동안 유지되는 2차 소결하는 단계, 2차 소결된 성형체를 1,500 내지 1,600℃에서 일정 시간동안 유지되는 3차 소결하는 단계, 3차 소결된 성형체를 1000 내지 1300℃까지 1차 냉각하는 단계 및 1차 냉각된 성형체를 상온까지 2차 냉각하는 단계를 수행하여 상기 절삭공구용 초경합금을 제조할 수 있다.
이 과정에서 상기 3차 소결하는 단계에서 1,500 내지 1,600℃를 90 내지 120분 동안 유지하고, 2차 냉각하는 단계에서 120 내지 150℃/min의 냉각속도로 냉각하여 상기 화합물과 상기 WC의 입자 직경을 조절할 수 있다.
그 결과, 상기 화합물의 평균 입자 직경과 상기 WC의 평균 입자 직경이 하기 관계식 1을 만족할 수 있도록 제어할 수 있다.
[관계식 1]
18 ≤ 100(A/B) ≤ 30
(상기 관계식 1에서 상기 A는 절삭공구용 초경합금에 있어서 화합물의 평균 입자 직경을 의미하고, 상기 B는 WC의 평균 입자 직경을 의미한다)
또한, 상기 절삭공구용 초경합금에서 상기 화합물의 평균 입자 직경을 0.4㎛ 이하, 상기 WC의 평균 입자 직경이 1.2 내지 2.2㎛로 제어할 수 있다.
다시 말해, 본 발명은 제조 과정에서 소결 시간 및 냉각 속도를 제어함으로써, 상기 화합물의 평균 입자 직경이 0.4㎛ 이하, 상기 WC의 평균 입자 직경이 1,2 내지 2,2㎛로 제조할 수 있으며, 상기 화합물 및 상기 WC의 평균 입자 직경이 상술한 범위로 제공되는 상태에서 추가적으로 상기 화합물 및 상기 WC의 평균 입자 직경의 비율을 추가적으로 제한하여 소성변형 및 크레이터 마모에 대한 저항성을 확보할 수 있다.
실시 예에 따르면, 상기 화합물의 평균 입자 직경과 상기 WC의 평균 입자 직경의 비(A/B)가 18 미만이면, 상기 화합물의 입자가 상기 WC 입자보다 지나치게 미립하다는 것을 의미한다.
통상적으로 상기 화합물은 상기 초경합금 내에서 Co 결합상이 이루는 격자 사이에 고용되어 침입형 고용체(Interstitial solid solution)를 형성할 수 있다. 상기 침입형 고용체 형태로 포함되는 화합물은 상기 초경합금에서 전위의 이동을 방해하여 고용강화를 유도할 수 있다. 그 결과 상기 초경합금의 기계적 특성이 향상될 수 있다.
하지만 이 과정에서, 상기 화합물의 입자 크기가 지나치게 작으면 침입형 고용체가 전위의 이동을 효과적으로 방해하지 못하여 충분한 고용강화 효과를 유도하기 어렵다. 그 결과 상기 초경합금의 기계적 강도가 감소할 수 있다 즉, 상기 초경합금의 내마모성 및 내치핑성이 감소됨을 의미한다. 이는 상기 초경합금으로 절삭공구를 제조할 경우, 상기 절삭공구의 소성변형에 대한 저항성이 감소하여 변형이 쉽게 발생하고, 크레이터 마모가 쉽게 발생할 수 있음을 의미한다.
반대로, 상기 화합물의 평균 입자 직경과 상기 WC의 평균 입자 직경의 비(A/B)가 30을 초과하면, 조대한 크기의 화합물이 형성되었음을 의미한다. 이 경우, 하나의 화합물이 주변에 형성된 하나 이상의 다른 화합물과 서로 결합하여 마치 하나의 조대한 화합물의 형태로 형성될 수 있다. 이 또한 상기 화합물의 조밀도를 낮춰서 상기 초경합금의 소성변형에 대한 저항성 및 크레이터 마모 저항성을 감소시킬 수 있다.
즉 본 발명은 소결 시간 및 냉각 속도를 제어함으로써, 상기 초경합금이 가장 최적의 고용강화 효과를 구현하여 소성변형에 대한 저항성 및 크레이터 마모 저항성이 우수한 절삭공구용 초경합금을 제조할 수 있다. 상기 소결 시간 및 냉각 속도에 따른 소성변형 저항성 및 크레이터 마모 저항성의 비교 결과는 후술하도록 한다.
이상 본 발명의 실시 예에 따른 절삭공구용 초경합금에 대해 설명하였다. 본 명세서에서는 절삭공구용 초경합금에 대해서 설명하였으나, 상기 절삭공구용 초경합금으로 제조한 절삭공구 또한 동일하게 적용될 수 있음은 물론이다.
실시 예에 따르면, 상기 절삭공구는 상술한 절삭공구용 초경합금 및 경질피막을 더 포함할 수 있다.
실시 예에 따르면, 상기 경질피막은 하나 이상의 알루미나 층을 포함하는 피막으로, 상기 초경합금으로 형성된 모재의 표면 상에 형성될 수 있다.
예를 들어, 상기 경질피막은 상기 초경합금으로 이루어진 모재와 상기 알루미나 층 사이에 단층 또는 다층 구조로 이루어진 TiCxNyOz(x+y+z=1)층이 포함될 수 있다. 또한, 상기 Ti(C,N,O)층에는 알루미늄(Al), 지르코늄(Zr), 붕소(B)와 같은 첨가원소가 포함되어, 상기 알루미나 층과 상기 TiCxNyOz(x+y+z=1)층의 결합특성을 향상할 수 있다.
실시 예에 따르면, 상기 경질피막은 CVD법(화학기상증착법) 또는 PVD법(물리기상증착법)중에서 선택되는 하나 이상의 방법을 통해 형성될 수 있다.
이하 도 1을 통해 상기 절삭공구용 초경합금의 제조방법에 대해 설명한다.
도 1은 본 발명의 실시 예에 따른 절삭공구용 초경합금의 소결방법을 설명하기 위한 순서도이다.
본 발명의 실시 예에 따른 절삭공구용 초경합금의 제조방법은 중량%로, 4~13%의 Co, 1~12%의 화합물 및 잔부의 WC로 이루어진 원료 분말을 칭량한 후 혼합하여 혼합물을 제조하는 단계, 상기 혼합물을 몰드에 넣고 가압하여 성형체를 제조하는 단계 및 상기 혼합물을 소결하여 초경합금을 제조하는 단계를 포함할 수 있다.
우선, Co 분말, 화합물 분말 및 WC 분말을 준비할 수 있다. 이 때, 상기 화합물 분말은 4a족, 5a족 또는 6a족 원소들로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상의 원소를 포함하는 탄화물, 질화물 및 탄질화물로 이루어진 분말을 의미한다.
상기 분말을 Co 4 내지 13 중량%, 화합물 1 내지 12 중량% 및 잔부의 WC를 갖도록 칭량한 후 혼합하여 혼합물을 제조하였다. 이 때, 상기 분말을 균일하게 혼합하기 위하여 혼합기를 40 내지 60 rpm으로 동작하여 1차 혼합할 수 있으며, 이후 1차 혼합 후 5 내지 15rpm으로 동작하여 2차 혼합할 수 있다.
이 후, 상기 혼합물을 가압하여 성형체를 제조하였으며 상기 성형체를 소결하여 절삭공구용 초경합금을 제조하였다.
도 1을 참조하면, 실시 예에 따르면 상기 소결 단계는, a) 상기 성형체를 약 200 내지 300℃ 에서 1 내지 3시간 동안 탈지 하는 단계, b) 상기 탈지된 성형체를 1,000 내지 1,250℃ 에서 1차 소결 하는 단계 c) 1차 소결된 성형체를 1,400 내지 1,450℃에서 2차 소결하는 단계, d) 2차 소결된 성형체를 1,500 내지 1,600℃에서 3차 소결하는 단계, e) 3차 소결된 성형체를 1000 내지 1300℃까지 1차 냉각하는 단계 및 f) 1차 냉각된 성형체를 상온까지 2차 냉각하는 단계를 포함할 수 있다.
상기 a) 단계는 상기 성형체를 약 200 내지 300℃ 에서 1 내지 3시간 동안 탈지(dewaxing)하여 소결 공정에서 불필요한 불순물을 제거하는 공정이다.
실시 예에 따르면 상기 탈지 단계는 가열탈지, 용매탈지 및 촉매탈지방법 중 선택되는 어느 하나의 탈지 방법으로 적용하여도 무방하다.
이 후, 탈지된 성형체를 상기 b) 단계를 통해 1,000 내지 1,250℃ 에서 30 내지 120분 동안 온도를 유지하여 1차 소결할 수 있다.
이 후, 탈지된 성형체를 상기 c) 단계를 통해 1,400 내지 1,450℃에서 30 내지 120분 동안 온도를 유지하여 2차 소결할 수 있다.
상기 1차 소결 및 2차 소결을 통해 상기 성형체의 소정의 강성을 부여할 수 있다.
이 후, 2차 소결된 성형체를 상기 d) 단계를 통해 1,500 내지 1,600℃에서 90 내지 120분 동안 3차 소결하여 성형체 내 형성된 기공을 제거하고 강도를 향상할 수 있다.
실시 예에 따르면, 상기 3차 소결 시간이 90분 미만으로 수행되면, 상기 소결 과정에서 입자가 성장하기 위한 충분한 열 에너지를 공급받지 못하여 Co 내부로 확산되는 탄화물의 양이 감소될 수 있다. 이는 상기 초경합금에서 단위면적당 화합물 입자의 숫자가 감소하고, 상대적으로 화합물 입자의 평균 입자 직경이 감소할 수 있다. 반면에 상기 3차 소결 시간이 120분을 초과하면 WC 및 화합물이 과성장하여 평균 입자 직경이 증가할 수 있다. 이러한 이유로 상기 3차 소결 시간은 90분 내지 120분이 바람직하며, 더욱 바람직하게는 90분 내지 100분이 바람직하다.
상기 제1 내지 제3 소결 이 후, 상기 e) 단계를 통해 3차 소결된 성형체를 1000 내지 1300℃까지 1차 냉각할 수 있다. 이 때, 상기 1차 냉각은 1 내지 10℃/min의 냉각 속도로 수행될 수 있다.
마지막으로 f) 단계를 통해 1차 냉각된 성형체를 상온(25℃)까지 2차 냉각할 수 있다.
실시 예에 따르면, 상기 1차 냉각은 1 내지 10℃/min의 냉각 속도로 서냉되는 반면에 상기 2차 냉각은 120 내지 150℃/min의 냉각속도로 급냉될 수 있다.
상기 2차 냉각이 120℃/min 미만으로 수행되면, 상온으로 완전히 냉각되는데 요구되는 시간이 증가하여 화합물의 평균 입자 직경이 증가하게된다. 이는 앞서 설명한대로 하나의 화합물이 주변에 형성된 하나 이상의 다른 화합물과 서로 결합하여 마치 하나의 조대한 화합물의 형태로 형성될 수 있음을 의미한다. 이러한 이유로 상기 초경합금의 내마모성과 소성변형에 대한 저항성을 감소시킬 수 있다.
반대로, 상기 2차 냉각이 150℃/min를 초과하면 화합물의 평균 입자 직경이 지나치게 감소할 수 있다. 이 역시 앞서 설명한대로 초경합금의 내마모성과 소성변형에 대한 저항성이 감소되는 원인이 된다.
또한, 지나친 급냉으로 인하여 초경합금 내부에 잔류응력이 발생할 수 있다. 이 경우 일부 초경합금에는 크랙 또는 깨짐 현상이 발생하여 제품의 수득률이 감소될 수 있다. 이러한 이유로 상기 2차 냉각은 120 내지 150℃/min로 수행되는 것이 바람직하며, 더욱 바람직하게는 120 내지 130℃/min로 수행될 수 있다.
이하, 실시예를 통해 본 발명에 따른 절삭공구용 초경합금에 대하여 더욱 상세히 설명한다. 다만 하기 실시예는 본 발명을 상세히 설명하기 위한 하나의 참조일 뿐 본 발명이 이에 한정되는 것은 아니며, 여러 형태로 구현될 수 있다.
또한 달리 정의되지 않은 한, 모든 기술적 용어 및 과학적 용어는 본 발명이 속하는 당업자 중 하나에 의해 일반적으로 이해되는 의미와 동일한 의미를 갖는다. 본원에서 설명에 사용되는 용어는 단지 특정 실시예를 효과적으로 기술하기 위함이고 본 발명을 제한하는 것으로 의도되지 않는다. 또한 명세서에서 특별히 기재하지 않은 화합물의 단위는 중량%일 수 있다.
[실시예 1]
Co 분말, NbC 분말(이하, 화합물) 및 WC 분말을 준비하였다. 이 후, 상기 금속 분말을 Co 8.3 중량%, NbC 4 w중량% 및 잔류의 WC를 포함하도록 칭량 후 혼합기를 사용하여 40rpm으로 1차 혼합 후 5rpm으로 2차 혼합하여 혼합물을 제조하였다. 이 후, 제조된 혼합물을 몰드에 넣고 가압하여 성형체를 제조하였다.
제조된 상기 성형체를 250℃에서 120분 동안 탈지한 후, 1200℃에서 30분 동안 1차 소결을 수행하였다. 1차 소결된 성형체를 곧바로 1,430℃에서 60분 동안 2차 소결을 수행하였으며, 2차 소결 이후 1,550℃에서 90분 동안 3차 소결을 수행하였다. 상기 1 내지 3차 소결은 모두 Ar 분위기에서 수행되었다.
상기 3차 소결까지 완료된 성형체를 이후 1500℃에서 1200℃까지 냉각속도 5℃/min로 1차 냉각하였으며, 소결된 합금을 안정화시킨 후, 1200℃에서부터 25℃까지 냉각속도 120℃/min로 2차 냉각하여 절삭공구용 초경합금을 제조하였다
[실시예 2]
3차 소결을 120분 동안 수행한 것 외 모든 과정을 실시예 1과 동일하게 수행하였다.
[실시예 3]
2차 냉각을 150℃/min의 냉각속도로 수행한 것 외 모든 과정을 실시예 1과 동일하게 수행하였다.
[비교예 1]
3차 소결을 150분 동안 수행한 것 외 모든 과정을 실시예 1과 동일하게 수행하였다.
[비교예 2]
3차 소결을 60분 동안 수행한 것 외 모든 과정을 실시예 1과 동일하게 수행하였다.
[비교예 3]
2차 냉각을 60℃/min의 냉각속도로 수행한 것 외 모든 과정을 실시예 1과 동일하게 수행하였다
[비교예 4]
2차 냉각을 180℃/min의 냉각속도로 수행한 것 외 모든 과정을 실시예 1과 동일하게 수행하였다.
상기 실시예 1 내지 3 및 비교예 1 내지 4를 정리하면 하기 표 1과 같다.
3차 소결 시간(min) 2차 냉각속도(℃/min)
실시예 1 90 120
실시예 2 120 120
실시예 3 90 150
비교예 1 150 120
비교예 2 60 120
비교예 3 90 60
비교예 4 90 180
[분석 및 성능 평가]
1) 초경합금의 미세조직 분석:
상기 실시예 1 내지 3 및 비교예 1 내지 4로 제조한 절삭공구용 초경합금의 단면을 경면 연마한 후 미세조직을 광학현미경을 이용하여 관찰하였다.
도 2는 본 발명의 실시예 1에 따라 제조된 절삭공구용 초경합금의 단면을 촬영한 사진이며, 도 3은 본 발명의 비교예 1에 따라 제조된 절삭공구용 초경합금의 단면을 촬영한 사진이다.
도 2를 참조하면, 실시예 1에 따라 제조된 초경합금은 WC 모재 속에 NbC로 제공되는 화합물이 적정 크기로 혼합되어 있음을 알 수 있다. 또한, 둘 이상의 화합물이 결합하여 계면을 형성하지 않고 서로 분리되어 있음을 확인할 수 있다.
반면에 도 3을 참조하면, 비교예 1에 따라 제조된 초경합금은 혼합 과정에서 화합물이 고르게 혼합되지 못하고 일부 화합물들이 서로 결합하여 계면을 형성하고 있음을 알 수 있다. 즉, 상기 비교예 1에 따라 제조된 초경합금은 상기 실시예 1에 따라 제조된 초경합금에 비해 상기 화합물의 조밀도가 감소되었음을 알 수 있다.
상기 도 2와 상기 도 3을 통해, 상기 실시예 1에 따라 제조된 초경합금은 상기 비교예 1에 따라 제조된 초경합금에 비해 상기 화합물로 인하여 고용강화 효과가 우수하며, 그 결과 상기 초경합금의 내마모성이 향상될 것을 예상할 수 있다.
이와 같은 미세조직 상의 WC 및 화합물의 평균 원자 직경을 이미지 분석기를 사용하여 정량적으로 측정하였으며, 측정된 원자 직경을 바탕으로 상기 화합물의 평균 입자 직경과 상기 WC의 평균 입자 직경의 비를 산출하였다. 이 때, 상기 화합물의 평균 입자 직경과 상기 WC의 평균 입자 직경의 비는 하기 관계식 1에 따라 산출하였다.
[관계식 1]
18 ≤ 100(A/B) ≤ 30
(상기 관계식 1에서 상기 A는 절삭공구용 초경합금에 있어서 화합물의 평균 입자 직경을 의미하고, 상기 B는 WC의 평균 입자 직경을 의미한다)
이상, 상기 WC의 평균 입자 직경, 화합물의 평균 입자 직경 및 상기 화합물의 평균 입자 직경과 상기 WC의 평균 입자 직경의 비를 하기 표 2에 개시한다.
평균 입자 직경(㎛) NbC / WC
(A/B)
WC (A) NbC (B)
실시예 1 1.59 0.36 22.64%
실시예 2 2.02 0.39 19.31%
실시예 3 1.71 0.37 21.64%
비교예 1 1.76 0.55 31.25%
비교예 2 2.33 0.39 16.74%
비교예 3 1.71 0.57 33.33%
비교예 4 2.45 0.44 17.96%
상기 표 2를 참조하면, 실시예 1 내지 3은 상기 화합물의 평균 입자 직경이 0.4㎛ 이하, 상기 WC의 평균 입자 직경이 1.2 내지 2.2㎛를 만족하는 상태에서, 상기 화합물의 평균 입자 직경과 상기 WC의 평균 입자 직경이 상기 관계식 1을 만족하는 범위로 형성되었음을 알 수 있다.
반면에 상기 비교예 1은 3차 소결 시 소결 시간이 150min으로 증가된 결과, 유사한 WC 평균 입자 직경을 갖는 실시예 3에 비해 상대적으로 화합물의 평균 직경이 0.55㎛로 증가하였다. 그 결과 상기 화합물의 평균 입자 직경과 상기 WC의 평균 입자 직경의 비(A/B)가 30%를 초과한 것을 확인할 수 있다.
상기 비교예 2는 3차 소결 시 소결 시간이 60min으로 감소한 결과, WC의 평균 입자 직경에 비해 상대적으로 화합물의 평균 입자 직경이 감소하였다. 그 결과 상기 화합물의 평균 입자 직경과 상기 WC의 평균 입자 직경의 비(A/B)가 18% 미만인 것을 확인할 수 있다.
상기 비교예 3은 2차 냉각 시 냉각속도가 60℃/min으로 감소된 결과, WC의 평균 입자 직경에 비해 상대적으로 화합물의 평균 입자 직경이 증가하였다. 그 결과 상기 화합물의 평균 입자 직경과 상기 WC의 평균 입자 직경의 비(A/B)가 30%를 초과한 것을 확인할 수 있다.
상기 비교예 2는 2차 냉각 시 냉각속도가 180℃/min으로 증가된 결과, WC의 평균 입자 직경에 비해 상대적으로 화합물의 평균 입자 직경이 감소하였다. 그 결과 상기 화합물의 평균 입자 직경과 상기 WC의 평균 입자 직경의 비(A/B)가 18% 미만인 것을 확인할 수 있다.
즉 본 발명의 실시 예에 따른 절삭공구용 초경합금은 상술한 제조 과정에서 상기 2차 소결을 90 내지 120분 동안 수행되며, 상기 2차 냉각을 120 내지 150℃/min의 냉각속도로 수행함에 따라 상기 화합물의 평균 입자 직경과 상기 WC의 평균 입자 직경의 비(A/B)가 18 내지 30%로 형성될 수 있다.
2) 소성변형에 대한 저항성 및 크레이터 마모 저항성 측정:
상기 실시예 1 내지 3 및 비교예 1 내지 4에 따라 제조된 초경합금의 소성변형에 대한 저항성 및 크레이터 마모 저항성을 비교하기 위하여 크랙 포인트 비교 실험과 내마모성 실험을 수행하였다.
2-1) 크랙 포인트(Crack point) 비교 실험
본 발명에서 크랙 포인트(Crack point)란 크랙이 쉽게 발생하는 지점을 의미한다. 통상적으로 크랙(Crack)은 화합물이 이루는 계면에서 발생하기 쉬우며, 상기 계면을 따라 성장하여 파괴의 원인이 된다. 이러한 이유로, 전체 화합물 갯수 대비 화합물의 계면 갯수가 적으면 크랙이 발생되는 것을 억제할 수 있으며, 기계적 강도를 향상할 수 있다. 그 결과 초경합금 및 상기 초경합금으로 제조된 절삭공구의 소성변형과 크레이터 마모를 방지할 수 있다.
이하, 상기 크랙 포인트는 단위면적에 형성된 전체 화합물 중 화합물의 계면 비율을 의미하는 크랙 포인트 A와, 상기 단위면적을 20등분하여 작은 영역으로 세분화하고, 각 영역에 형성된 화합물과 화합물의 계면 비율의 평균 크랙 포인트 B로 나눌 수 있다. 상기 크랙 포인트 A 및 크랙 포인트 B는 하기와 같이 정의할 수 있다.
크랙 포인트 A = (단위면적 당 화합물의 계면 갯수) / (단위면적 당 전체 화합물 갯수) X 100
크랙 포인트 B = ²{(각 영역 당 화합물의 계면 갯수) / (각 영역 당 전체 화합물 갯수) X 100} / 20
상기 크랙 포인트 A 및 크랙포인트 B를 비교하기 위해 상기 실시예 1 내지 3 및 비교예 1 내지 4에 따라 제조한 초경합금의 단면을 경면 연마한 후 광학 현미경으로 5 x 4 ㎟ 면적을 촬영하였으며, 해당 면적에서 관찰되는 전체 화합물 갯수와 화합물의 계면 갯수를 측정하여 크랙 포인트를 산출하였다.
또한, 도 4와 같이 5 x 4 ㎟ 을 20개 구역으로 나누었을 때 각 영역에서의 크랙 포인트를 구한 후 그 값의 평균인 크랙포인트 B를 산출하였다.
화합물의 계면 갯수 전체 화합물 갯수 크랙 포인트 A 크랙 포인트 B
실시예 1 72 394 18.27% 17.94%
실시예 2 85 382 22.25% 21.22%
실시예 3 76 410 18.54% 17.62%
비교예 1 190 699 27.18% 27.08%
비교예 2 129 494 26.11% 26.09%
비교예 3 210 734 28.61% 28.48%
비교예 4 134 501 26.75% 26.42%
상기 표 3을 참조하면, 실시예 1 내지 3에 따라 제조된 초경합금은 크랙 포인트A가 각각 18.27, 22.25 및 18.54%로 25% 이하인 것을 알 수 있다. 이는 전체 화합물의 갯수 대비 계면 갯수가 적절한 수준으로 조절되어 크랙이 형성되는 것을 방지할 수 있으며, 소성변형에 대한 저항성을 향상할 수 있다.
크랙 포인트 B역시 17.94, 21.22 및 17.62%로 측정되어 특정 영역에 과생성 되지 않고 고르게 화합물이 형성되었음을 확인하였다.
반면에 비교예 1 내지 4에 따라 제조된 초경합금은 크랙 포인트가 25%를 초과한 것을 관찰할 수 있다,
구체적으로 비교예 1 및 비교예 3은 상기 화학물의 평균 입자 직경이 증가하여 상대적으로 화합물의 계면 갯수가 증가하였으며, 그 결과 크랙 포인트가 25%를 초과하였다.
비교예 2 및 비교예 4는 평균 입자 직경은 감소하였으나, 상대적으로 전체 화합물 갯수가 감소하였으며, 그 결과 크랙 포인트가 25%를 초과하였다. 다만, 상기 비교예 2 및 비교예 3에서 화합물 개수가 감소한 이유는 상기 화합물 개수의 측정 기준이 광학 현미경으로 구분 가능한 화합물, 다시 말해 광학 현미경으로 구분 가능한 최소 직경이 0.1㎛ 이상인 화합물을 측정하였기 때문에 화합물 개수가 감소한 것으로 보일 뿐 실제로는 입자 크기의 최소 직경이 0.1㎛ 미만인 화합물이 다수 형성되었다고 판단하는 것이 바람직하다.
상기 크랙 포인트 A 및 크랙 포인트 B에 따른 내마모성 효과를 검증하기 위하여 하기 조건과 같은 내마모성 평가를 수행하였으며, 그 결과를 표 4에 개시한다.
내마모성 평가용 절삭 조건
- 피삭재 : SCM 440
- 소재 크기: Ψ300
- 가공형태: 외경
- 절삭 속도 : 260 m/min.
- 이송(공급) : 0.45 mm/rev
- 절삭 깊이 : 2.0 mm
- 건식 절삭 평가 : 6분 절삭 후 소성변형량(Plastic Deformation, PD) 측정
NbC / WC
(A/B)		 크랙 포인트 A 크랙 포인트 B 소성변형량
실시예 1 22.64% 18.27% 17.94% 1.16㎜
실시예 2 19.31% 22.25% 21.22% 1.18㎜
실시예 3 21.64% 18.54% 17.62% 1.16㎜
비교예 1 31.25% 27.18% 27.08% 2.25㎜
비교예 2 16.74% 26.11% 26.09% 1.97㎜
비교예 3 33.33% 28.61% 28.48% 2.16㎜
비교예 4 17.96% 26.75% 26.42% 2.05㎜
상기 표 4를 참조하면, 실제 크랙 포인트 A 및 크랙 포인트 B가 모두 25% 이하인 실시예 1 내지 3은 상대적으로 소성변형량이 감소하였으며, 상기 크랙 포인트 A 및 크랙 포인트 B가 모두 25% 를 초과하는 비교예 1 내지 4는 소성변형량이 증가하였다. 이를 통해 상기 크랙 포인트가 25% 이하면 내마모성이 향상됨을 확인할 수 있다.
실제로 도 5와 도 6을 비교하면, 실시예 1에 따라 제조한 절삭공구의 소성변형량을 촬영한 사진(도 5)와 비교예 1에 따라 제조한 절삭공구의 소성변형량을 촬영한 사진(도 6)을 비교하면, 비교예 1에 따라 제조한 절삭공구가 실시예 1에 따라 제조한 절삭공구에 비해 소성 변형의 정도가 더 큰것을 알 수 있다.
또한 도 7과 도 8을 비교하면, 실시예 1에 따라 제조한 절삭공구의 크레이터 마모 폭(도 7)이 비교예 1에 따라 제조한 절삭공구의 크레이터 마모 폭(도 8)에 비해 더 좁은 것을 확인할 수 있다.
즉, 본 발명은 상기 화합물과 상기 WC가 적절한 직경 크기로 혼합되어 소성변형에 대한 저항성과 크레이터 마모 저항성이 향상되었으며, 그 결과 크랙 포인트와 실제 내마모성이 향상되었음을 실험적으로 확인하였다.
이상과 같이 본 발명은 중량%로, 4~13%의 Co, 1~12%의 화합물 및 잔부의 WC 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 절삭공구용 초경합금을 제공할 수 있다.
이 때, 상기 화합물은 4a족, 5a족 또는 6a족 원소들로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상의 원소가 탄소 또는 질소와 결합하여 형성된 탄화물, 질화물 및 탄질화물로 제공될 수 있다.
실시 예에 따르면, 본 발명은 상기 초경합금이 제조되는 단계에서 2차 소결 시간과 2차 냉각 온도를 제어하여 상기 화합물의 평균 입자 직경을 0.4㎛ 이하로, 상기 WC의 평균 입자 직경이 1.2 내지 2.2㎛로 제어할 수 있다.
더욱 바람직하게는 상기 초경합금에서 상기 화합물의 평균 입자 직경을 0.4㎛ 이하로, 상기 WC의 평균 입자 직경이 1.2 내지 2.2㎛를 만족하는 상태에서 상기 화합물의 평균 입자 직경과 상기 WC의 평균 입자 직경이 하기 관계식 1을 만족하도록 상기 초경합금의 2차 소결 시간과 2차 냉각 온도를 제어할 수 있다.
[관계식 1]
18 ≤ 100(A/B) ≤ 30
(상기 관계식 1에서 상기 A는 절삭공구용 초경합금에 있어서 화합물의 평균 입자 직경을 의미하고, 상기 B는 WC의 평균 입자 직경을 의미한다)
이를 통해 본 발명은 상기 소성변형에 대한 저항성 및 크레이터 마모 저항성을 크게 향상시킬 수 있다.
이상과 같이 특정된 사항들과 한정된 실시예를 통해 본 발명이 설명되었으나, 이는 본 발명의 보다 전반적인 이해를 돕기 위해서 제공된 것일 뿐, 본 발명은 상기의 실시예에 한정되는 것은 아니며, 본 발명이 속하는 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 이러한 기재로부터 다양한 수정 및 변형이 가능하다.
따라서, 본 발명의 사상은 설명된 실시예에 국한되어 정해져서는 아니되며, 후술하는 청구범위뿐 아니라 이 청구범위와 균등하거나 등가적 변형이 있는 모든 것들은 본 발명 사상의 범주에 속한다고 할 것이다.

Claims (11)

  1. 중량%로, 4~13%의 Co, 1~12%의 화합물 및 잔부의 WC 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 절삭공구용 초경합금에 있어서,
    상기 화합물의 평균 입자 직경과 상기 WC의 평균 입자 직경이 하기 관계식 1을 만족하는 것을 특징으로 하는, 절삭공구용 초경합금.
    [관계식 1]
    18 ≤ 100(A/B) ≤ 30
    (상기 관계식 1에서 상기 A는 절삭공구용 초경합금에 있어서 화합물의 평균 입자 직경을 의미하고, 상기 B는 WC의 평균 입자 직경을 의미한다)
  2. 제1항에 있어서,
    상기 화합물의 평균 입자 직경은 0.4㎛ 이하이며, 상기 WC의 평균 입자 직경은 1.2 내지 2.2㎛ 인 것을 특징으로 하는, 절삭공구용 초경합금.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 화합물은 4a족, 5a족 또는 6a족 원소들로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상의 원소가 탄소 또는 질소와 결합하여 형성된 탄화물, 질화물 및 탄질화물로 제공되는 것을 특징으로 하는, 절삭공구용 초경합금.
  4. 제3항에 있어서,
    상기 화합물은 TiC, NbC, TaC 중에서 선택한 어느 하나의 금속 탄화물인 것을 특징으로 하는, 절삭공구용 초경합금.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 절삭공구용 초경합금은 하기 크랙 포인트 A가 25% 이하인 것을 특징으로 하는, 절삭공구용 초경합금.
    크랙 포인트 A = (단위면적 당 화합물의 계면 갯수) / (단위면적 당 전체 화합물 갯수) X 100
  6. 제 1항 내지 제 5항 중 선택되는 어느 한 항의 절삭공구용 초경합금을 이용하여 제조된 절삭공구.
  7. 제6항에 있어서,
    상기 절삭공구는, CVD법(화학기상증착법) 및 PVD법(물리기상증착법) 중에서 선택된 하나 이상의 방법으로 형성되는 경질피막을 더 포함하는 것을 특징으로 하는, 절삭공구.
  8. 중량%로, 4~13%의 Co, 1~12%의 화합물 및 잔부의 WC로 이루어진 원료 분말을 칭량한 후 혼합하여 혼합물을 제조하는 단계;
    상기 혼합물을 몰드에 넣고 가압하여 성형체를 제조하는 단계; 및
    상기 혼합물을 소결하여 초경합금을 제조하는 단계를 포함하며,
    상기 소결 단계는,
    상기 성형체를 약 200 내지 300℃ 에서 1 내지 3시간 동안 탈지 하는 단계;
    상기 탈지된 성형체를 1,000 내지 1,250℃에서 일정 시간동안 유지되는 1차 소결 하는 단계;
    1차 소결된 성형체를 1,400 내지 1,450℃에서 일정 시간동안 유지되는 2차 소결하는 단계;
    2차 소결된 성형체를 1,500 내지 1,600℃에서 일정 시간동안 유지되는 3차 소결하는 단계;
    3차 소결된 성형체를 1000 내지 1300℃까지 1차 냉각하는 단계; 및
    1차 냉각된 성형체를 상온까지 2차 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는, 절삭공구용 초경합금의 제조방법.
  9. 제8항에 있어서,
    상기 1차 소결하는 단계는 1,000 내지 1,250℃에서 30 내지 120분 동안 유지되며,
    상기 2차 소결하는 단계는 1,400 내지 1,450℃에서 30 내지 120분 동안 유지되는 것을 특징으로 하는, 절삭공구용 초경합금의 제조방법.
  10. 제8항에 있어서,
    상기 3차 소결하는 단계는 1,500 내지 1,600℃에서 90 내지 120분 동안 유지되는 것을 특징으로 하는, 절삭공구용 초경합금의 제조방법.
  11. 제8항에 있어서,
    상기 2차 냉각은 120 내지 150℃/min의 냉각속도로 수행되는 것을 특징으로 하는, 절삭공구용 초경합금의 제조방법.
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