JP2003094207A - 切削工具 - Google Patents
切削工具Info
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- JP2003094207A JP2003094207A JP2001293033A JP2001293033A JP2003094207A JP 2003094207 A JP2003094207 A JP 2003094207A JP 2001293033 A JP2001293033 A JP 2001293033A JP 2001293033 A JP2001293033 A JP 2001293033A JP 2003094207 A JP2003094207 A JP 2003094207A
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- Japan
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- cemented carbide
- cutting tool
- hardness
- solid solution
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- Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
- Physical Vapour Deposition (AREA)
- Chemical Vapour Deposition (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 ステンレス鋼等の難削材の高能率切削に対し
ても優れた耐摩耗性、耐塑性変形性および耐欠損性を有
する高硬度と強靭性を保持する切削工具を提供する。 【解決手段】 少なくともＷＣを含む周期律表第４ａ、
５ａ、６ａ族からなる群より選ばれた金属の炭化物、窒
化物および／または炭窒化物の１種以上の硬質相成分と
１種以上の鉄族金属の結合相成分とからなる超硬合金母
材の表面に被覆層を有する切削工具において、前記超硬
合金母材の表面近傍に母材内部の硬度と比較して９０〜
９８％の最低硬度を有する表面領域を有することを特徴
とする。
ても優れた耐摩耗性、耐塑性変形性および耐欠損性を有
する高硬度と強靭性を保持する切削工具を提供する。 【解決手段】 少なくともＷＣを含む周期律表第４ａ、
５ａ、６ａ族からなる群より選ばれた金属の炭化物、窒
化物および／または炭窒化物の１種以上の硬質相成分と
１種以上の鉄族金属の結合相成分とからなる超硬合金母
材の表面に被覆層を有する切削工具において、前記超硬
合金母材の表面近傍に母材内部の硬度と比較して９０〜
９８％の最低硬度を有する表面領域を有することを特徴
とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は切削工具に関し、特
にステンレス鋼をはじめとする難削材の切削に適する硬
度と靭性を備えた炭化タングステン基被覆超硬合金母材
などからなる切削工具に関する。
にステンレス鋼をはじめとする難削材の切削に適する硬
度と靭性を備えた炭化タングステン基被覆超硬合金母材
などからなる切削工具に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来から、金属の切削加工に広く用いら
れている超硬合金は、炭化タングステンを主体とする硬
質相と、コバルト等の鉄族金属の結合相からなるＷＣ−
Ｃｏ系合金、もしくは上記ＷＣ−Ｃｏ系に周期律表第４
ａ、５ａ、６ａ族の金属の炭化物、窒化物、炭窒化物等
を添加した系が知られている。これらの超硬合金は、切
削工具として、主に鋳鉄や炭素鋼等の切削に適用されて
いるが、最近ではステンレス鋼に代表される難削材の切
削への適用も進められている。しかしながら、これら難
削材は加工硬化の発生、低熱伝導率、工具材料との親和
性が高い、という性質を持つために、切削加工の分野で
は問題が多いのが現状である。すなわち、ステンレス鋼
の加工には靭性と硬度を兼ね備えた超硬合金母材が必要
とされていた。
れている超硬合金は、炭化タングステンを主体とする硬
質相と、コバルト等の鉄族金属の結合相からなるＷＣ−
Ｃｏ系合金、もしくは上記ＷＣ−Ｃｏ系に周期律表第４
ａ、５ａ、６ａ族の金属の炭化物、窒化物、炭窒化物等
を添加した系が知られている。これらの超硬合金は、切
削工具として、主に鋳鉄や炭素鋼等の切削に適用されて
いるが、最近ではステンレス鋼に代表される難削材の切
削への適用も進められている。しかしながら、これら難
削材は加工硬化の発生、低熱伝導率、工具材料との親和
性が高い、という性質を持つために、切削加工の分野で
は問題が多いのが現状である。すなわち、ステンレス鋼
の加工には靭性と硬度を兼ね備えた超硬合金母材が必要
とされていた。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】従来のＣｏ量の比較的
少ないＷＣ−Ｃｏ系超硬合金からなるＫ種超硬合金製切
削工具や単一組成のＢ１型固溶体を有するＰ種超硬合金
製切削工具でステンレス鋼等の難削材を切削加工する
と、切削工具の摩耗が急激に進行したり、溶着が原因と
考えられる欠損が発生して被削材の加工面状態が悪化
し、短時間のうちに工具寿命となり、良好な切削ができ
ないという問題があった。
少ないＷＣ−Ｃｏ系超硬合金からなるＫ種超硬合金製切
削工具や単一組成のＢ１型固溶体を有するＰ種超硬合金
製切削工具でステンレス鋼等の難削材を切削加工する
と、切削工具の摩耗が急激に進行したり、溶着が原因と
考えられる欠損が発生して被削材の加工面状態が悪化
し、短時間のうちに工具寿命となり、良好な切削ができ
ないという問題があった。
【０００４】また、加工硬化した加工面から受ける切削
抵抗から一次境界部の損傷が激しく、早々に工具寿命に
到り、良好な切削特性を得るに至っていない。
抵抗から一次境界部の損傷が激しく、早々に工具寿命に
到り、良好な切削特性を得るに至っていない。
【０００５】本発明は上記のような問題点を解決し、特
にステンレス鋼に代表される難削材の高速・高能率切削
に適した切削工具に利用できる被覆超硬合金からなる切
削工具を提供することを目的とする。
にステンレス鋼に代表される難削材の高速・高能率切削
に適した切削工具に利用できる被覆超硬合金からなる切
削工具を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者は、上記問題点
について検討を重ねた結果、超硬合金母材の表面近傍に
母材内部における硬度と比較して９０〜９８％の最低硬
度の表面領域を有することにより、難削材加工時に十分
な硬度を有し、加工硬化を起こした表面を切削する際に
受ける衝撃に耐えうる靭性も兼ね備えた超硬合金母材が
得られるという知見を得て本発明に至った。
について検討を重ねた結果、超硬合金母材の表面近傍に
母材内部における硬度と比較して９０〜９８％の最低硬
度の表面領域を有することにより、難削材加工時に十分
な硬度を有し、加工硬化を起こした表面を切削する際に
受ける衝撃に耐えうる靭性も兼ね備えた超硬合金母材が
得られるという知見を得て本発明に至った。
【０００７】また、上記超硬合金母材において、母材内
部に２種以上のＢ１型固溶体相が存在し、このＢ１型固
溶体相のうちの少なくとも１種がそれ以外のＢ１型固溶
体相と比較してＺｒの含有量が多いＢ１型固溶体相であ
り、これらがこの超硬合金母材の表面近傍と母材内部に
おいて存在状態が異なることによっても上記効果が特徴
的に得られることが分かった。
部に２種以上のＢ１型固溶体相が存在し、このＢ１型固
溶体相のうちの少なくとも１種がそれ以外のＢ１型固溶
体相と比較してＺｒの含有量が多いＢ１型固溶体相であ
り、これらがこの超硬合金母材の表面近傍と母材内部に
おいて存在状態が異なることによっても上記効果が特徴
的に得られることが分かった。
【０００８】すなわち、本発明の切削工具は、少なくと
もＷＣを含む周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族からなる群
より選ばれた金属の炭化物、窒化物および／または炭窒
化物の１種以上の硬質相成分と１種以上の鉄族金属の結
合相成分とからなる超硬合金母材の表面に被覆層を有す
る切削工具において、前記超硬合金母材の表面近傍に母
材内部の硬度と比較して９０〜９８％の最低硬度の領域
を有することを特徴とするものである。
もＷＣを含む周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族からなる群
より選ばれた金属の炭化物、窒化物および／または炭窒
化物の１種以上の硬質相成分と１種以上の鉄族金属の結
合相成分とからなる超硬合金母材の表面に被覆層を有す
る切削工具において、前記超硬合金母材の表面近傍に母
材内部の硬度と比較して９０〜９８％の最低硬度の領域
を有することを特徴とするものである。
【０００９】上記切削工具は、前記周期律表第４ａ、５
ａ、６ａ族からなる群より選ばれた金属としてＺｒを含
有するとともに、前記周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族か
らなる群より選ばれた金属に占める前記Ｚｒの比率が前
記超硬合金母材の内部に比べて高い領域を前記超硬合金
母材の表面近傍に有することが望ましい。
ａ、６ａ族からなる群より選ばれた金属としてＺｒを含
有するとともに、前記周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族か
らなる群より選ばれた金属に占める前記Ｚｒの比率が前
記超硬合金母材の内部に比べて高い領域を前記超硬合金
母材の表面近傍に有することが望ましい。
【００１０】また、上記切削工具では、前記Ｚｒの比率
が前記超硬合金母材の内部に比べて高い領域の厚さが５
乃至１００μｍであることが望ましい。
が前記超硬合金母材の内部に比べて高い領域の厚さが５
乃至１００μｍであることが望ましい。
【００１１】また、上記切削工具では、上記超硬合金母
材の内部に２種以上のＢ１型固溶体相が存在し、前記Ｂ
１型固溶体相のうちの１種がそれ以外のＢ１型固溶体相
と比較してＺｒの含有量が多いＢ１型固溶体相であるこ
とが望ましい。
材の内部に２種以上のＢ１型固溶体相が存在し、前記Ｂ
１型固溶体相のうちの１種がそれ以外のＢ１型固溶体相
と比較してＺｒの含有量が多いＢ１型固溶体相であるこ
とが望ましい。
【００１２】前記切削工具では、前記Ｚｒの含有量が多
いＢ１型固溶体相の平均粒径が３μｍ以下であることが
望ましい。
いＢ１型固溶体相の平均粒径が３μｍ以下であることが
望ましい。
【００１３】上記切削工具では、前記周期律表第４ａ、
５ａ、６ａ族からなる群より選ばれた金属のうちのＴａ
の含有量が、ＴａＣ換算で全量中の１重量％以下であっ
ても優れた工具特性を有する超硬合金母材となる。
５ａ、６ａ族からなる群より選ばれた金属のうちのＴａ
の含有量が、ＴａＣ換算で全量中の１重量％以下であっ
ても優れた工具特性を有する超硬合金母材となる。
【００１４】
【発明の実施の形態】以下、本発明の実施形態を詳述す
る。本発明の切削工具に用いられる超硬合金母材は、硬
質相と結合相で構成されており、硬質相はＷＣと、ＷＣ
の０〜１５重量％を周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族の金
属の炭化物、窒化物、炭窒化物で置換したものからな
り、ＷＣ以外の成分が配合される場合に形成されるＢ１
型固溶体相は、複合炭化物固溶体あるいは複合炭窒化物
固溶体からなる。また、結合相は、Ｃｏ等の鉄族金属を
主成分とするもので、全量中に５〜１５重量％の割合で
含有される。
る。本発明の切削工具に用いられる超硬合金母材は、硬
質相と結合相で構成されており、硬質相はＷＣと、ＷＣ
の０〜１５重量％を周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族の金
属の炭化物、窒化物、炭窒化物で置換したものからな
り、ＷＣ以外の成分が配合される場合に形成されるＢ１
型固溶体相は、複合炭化物固溶体あるいは複合炭窒化物
固溶体からなる。また、結合相は、Ｃｏ等の鉄族金属を
主成分とするもので、全量中に５〜１５重量％の割合で
含有される。
【００１５】本発明の切削工具に用いられる超硬合金母
材では、超硬合金母材の表面近傍に母材内部における硬
度と比較して９０〜９８％の最低硬度の表面領域を有す
ることを特徴とする。母材の表面近傍の硬度が母材内部
の硬度と比較して９０％を下回ると、難削材加工時の切
削温度の上昇によって硬度が著しく低下し、刃先の組成
変形を引き起こす。また、９８％を上回ると母材表面が
固すぎるため、加工硬化したステンレス鋼を切削する際
に衝撃に耐えきれずに欠損を生じる。そのため、表面近
傍の硬度を母材内部の硬度の９０〜９８％に設定しなけ
ればならない。
材では、超硬合金母材の表面近傍に母材内部における硬
度と比較して９０〜９８％の最低硬度の表面領域を有す
ることを特徴とする。母材の表面近傍の硬度が母材内部
の硬度と比較して９０％を下回ると、難削材加工時の切
削温度の上昇によって硬度が著しく低下し、刃先の組成
変形を引き起こす。また、９８％を上回ると母材表面が
固すぎるため、加工硬化したステンレス鋼を切削する際
に衝撃に耐えきれずに欠損を生じる。そのため、表面近
傍の硬度を母材内部の硬度の９０〜９８％に設定しなけ
ればならない。
【００１６】図１に本発明の切削工具に用いられる超硬
合金母材と従来の超硬合金母材の硬度勾配を示す。従
来、超硬合金母材の表面強靭化の手法として知られる窒
化物あるいは窒素添加による脱β層では強靭化した表面
層の最低硬度は母材内部における硬度と比較して約５０
〜８０％であり、難削材の切削においては切削温度が著
しく上昇するため、軟化して組成変形を生じていた。こ
れに対して本発明の切削工具に用いられる超硬合金母材
は窒素添加を行わずに表面の強靭化を行ったため、難削
材の切削における切削温度上昇領域において、切削に十
分な硬度を保持しつつ表面近傍の靭性化が図られてい
る。
合金母材と従来の超硬合金母材の硬度勾配を示す。従
来、超硬合金母材の表面強靭化の手法として知られる窒
化物あるいは窒素添加による脱β層では強靭化した表面
層の最低硬度は母材内部における硬度と比較して約５０
〜８０％であり、難削材の切削においては切削温度が著
しく上昇するため、軟化して組成変形を生じていた。こ
れに対して本発明の切削工具に用いられる超硬合金母材
は窒素添加を行わずに表面の強靭化を行ったため、難削
材の切削における切削温度上昇領域において、切削に十
分な硬度を保持しつつ表面近傍の靭性化が図られてい
る。
【００１７】また、本発明の切削工具に用いられる超硬
合金母材においては、図２の各金属元素の表面付近の分
布に示すように周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族からなる
群より選ばれた金属に占めるＺｒの比率が超硬合金母材
の内部に比べて高い領域を超硬合金母材の表面近傍に有
することによって強靭化された表面領域はさらに高温に
おける強度を改善し、優れた耐欠損性を有することがで
きる。これはＺｒが高温での靱性及び耐塑性変形性に優
れることが主要因である。また、上記領域では、Ｚｒ以
外の周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族の金属のうち多くが
減量することに対応して結合相が増量する。この結合相
の増量は上記靱性の強化に寄与するとともに、耐摩耗性
との関連において、増量する分の結合相は周期律表第４
ａ、５ａ、６ａ族の金属を若干量取り込んでいることに
より、耐塑性変形性に悪影響を与えない。したがって、
本発明の切削工具は、上記Ｚｒの高温での優れた耐塑性
変形性によって耐摩耗性も向上する。
合金母材においては、図２の各金属元素の表面付近の分
布に示すように周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族からなる
群より選ばれた金属に占めるＺｒの比率が超硬合金母材
の内部に比べて高い領域を超硬合金母材の表面近傍に有
することによって強靭化された表面領域はさらに高温に
おける強度を改善し、優れた耐欠損性を有することがで
きる。これはＺｒが高温での靱性及び耐塑性変形性に優
れることが主要因である。また、上記領域では、Ｚｒ以
外の周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族の金属のうち多くが
減量することに対応して結合相が増量する。この結合相
の増量は上記靱性の強化に寄与するとともに、耐摩耗性
との関連において、増量する分の結合相は周期律表第４
ａ、５ａ、６ａ族の金属を若干量取り込んでいることに
より、耐塑性変形性に悪影響を与えない。したがって、
本発明の切削工具は、上記Ｚｒの高温での優れた耐塑性
変形性によって耐摩耗性も向上する。
【００１８】さらに、図２に示すように周期律表第４
ａ、５ａ、６ａ族からなる群より選ばれた金属に占める
Ｚｒの比率が超硬合金母材の内部に比べて高い領域の厚
さが母材表面から内部に向かって５乃至１００μｍにわ
たって有することが好適である。この範囲が好適である
のはＺｒの比率が超硬合金母材の内部に比べて高い領域
が５μｍであると強度が不充分であって工具の塑性変形
や損傷が激しくなり、１００μｍを超えると耐摩耗性が
低下して工具摩耗量の増加が著しくなることがあるため
である。
ａ、５ａ、６ａ族からなる群より選ばれた金属に占める
Ｚｒの比率が超硬合金母材の内部に比べて高い領域の厚
さが母材表面から内部に向かって５乃至１００μｍにわ
たって有することが好適である。この範囲が好適である
のはＺｒの比率が超硬合金母材の内部に比べて高い領域
が５μｍであると強度が不充分であって工具の塑性変形
や損傷が激しくなり、１００μｍを超えると耐摩耗性が
低下して工具摩耗量の増加が著しくなることがあるため
である。
【００１９】なお、上記超硬合金母材において、母材内
部に２種以上のＢ１型固溶体相が存在し、Ｂ１型固溶体
相のうちの少なくとも１種がそれ以外のＢ１型固溶体相
と比較してＺｒの含有量が多いＢ１型固溶体相であるこ
とによっても高温での優れた耐塑性変形性が得られ耐摩
耗性が向上する。つまり、Ｚｒ含有量が多い固溶体相の
生成に伴いＢ１型固溶体相の組成が変化し、結合相との
濡れ性が向上するために合金全体が強化され、これらＢ
１型固溶体相を適度に存在させることにより、高温にお
ける機械的強度を保持することで難削材の高速・高能率
加工に対して優れた切削性能を有する。
部に２種以上のＢ１型固溶体相が存在し、Ｂ１型固溶体
相のうちの少なくとも１種がそれ以外のＢ１型固溶体相
と比較してＺｒの含有量が多いＢ１型固溶体相であるこ
とによっても高温での優れた耐塑性変形性が得られ耐摩
耗性が向上する。つまり、Ｚｒ含有量が多い固溶体相の
生成に伴いＢ１型固溶体相の組成が変化し、結合相との
濡れ性が向上するために合金全体が強化され、これらＢ
１型固溶体相を適度に存在させることにより、高温にお
ける機械的強度を保持することで難削材の高速・高能率
加工に対して優れた切削性能を有する。
【００２０】この場合、上記Ｚｒの含有量が多いＢ１型
固溶体相は、合金中に平均粒径が３μｍ以下の相として
存在することが望ましい。これは、平均粒径が３μｍを
超えると、Ｂ１型固溶体相が結合相との濡れが悪いため
に、合金全体の強度が低下するためである。最適には平
均粒径１μｍ程度である。つまり、固溶体相自体は本来
脆性であるために、合金中に粗大な相として析出した場
合には機械的強度の低下が著しく、切削工具として用い
た場合に工具の損傷や塑性変形が激しくなる。よって、
Ｚｒ含有量が多いＢ１型固溶体相の平均粒径を上記範囲
で存在させることが必要となる。
固溶体相は、合金中に平均粒径が３μｍ以下の相として
存在することが望ましい。これは、平均粒径が３μｍを
超えると、Ｂ１型固溶体相が結合相との濡れが悪いため
に、合金全体の強度が低下するためである。最適には平
均粒径１μｍ程度である。つまり、固溶体相自体は本来
脆性であるために、合金中に粗大な相として析出した場
合には機械的強度の低下が著しく、切削工具として用い
た場合に工具の損傷や塑性変形が激しくなる。よって、
Ｚｒ含有量が多いＢ１型固溶体相の平均粒径を上記範囲
で存在させることが必要となる。
【００２１】さらに、本発明によれば、超硬合金母材の
全量中の周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族の金属のうちの
Ｔａの含有量が、ＴａＣ換算で１重量％以下、特に０．
２重量％以下、さらには不可避不純物として以外は実質
上含有しない場合においても、優れた耐摩耗性、耐塑性
変形性および耐欠損性を維持することができる。すなわ
ち、他の原料に比較して非常に高価なＴａ原料を用いる
ことなく、ビッカース硬度（Ｈｖ）が１４００以上、破
壊靭性（Ｋ1c）１２ｍＰａ／ｍ1/2以上、３点曲げ強度
２５００ＭＰａ以上、８００℃における熱伝導率７０Ｗ
／ｍ・Ｋ以上の優れた熱的および機械的特性を有する超
硬合金母材となる。
全量中の周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族の金属のうちの
Ｔａの含有量が、ＴａＣ換算で１重量％以下、特に０．
２重量％以下、さらには不可避不純物として以外は実質
上含有しない場合においても、優れた耐摩耗性、耐塑性
変形性および耐欠損性を維持することができる。すなわ
ち、他の原料に比較して非常に高価なＴａ原料を用いる
ことなく、ビッカース硬度（Ｈｖ）が１４００以上、破
壊靭性（Ｋ1c）１２ｍＰａ／ｍ1/2以上、３点曲げ強度
２５００ＭＰａ以上、８００℃における熱伝導率７０Ｗ
／ｍ・Ｋ以上の優れた熱的および機械的特性を有する超
硬合金母材となる。
【００２２】被覆される硬質層は、ＴｉＣ、ＴｉＮ、Ｔ
ｉＣＮをはじめとする周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族の
金属の炭化物、窒化物、炭窒化物、およびＴｉＡｌＮ、
ＴｉＺｒＮ、ＴｉＣｒＮ、ＺｒＯ2、Ａｌ2Ｏ3等が挙げ
られ、これらはＣＶＤ法あるいはＰＶＤ法で０．１〜２
０μｍの厚みに形成されることが望ましい。
ｉＣＮをはじめとする周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族の
金属の炭化物、窒化物、炭窒化物、およびＴｉＡｌＮ、
ＴｉＺｒＮ、ＴｉＣｒＮ、ＺｒＯ2、Ａｌ2Ｏ3等が挙げ
られ、これらはＣＶＤ法あるいはＰＶＤ法で０．１〜２
０μｍの厚みに形成されることが望ましい。
【００２３】上述した超硬合金母材を製造するには、ま
ず例えば平均粒径０．５〜１０μｍの炭化タングステン
粉末を８０〜９０重量％、平均粒径０．５〜１０μｍ周
期律表第４ａ、５ａ、６ａ族の金属の炭化物、窒化物お
よび炭窒化物粉末もしくはこれら金属のうちの２種以上
の固溶体粉末を総量で０．１〜１０重量％、平均粒径
０．５〜１０μｍの鉄族金属を５〜１５重量％、さらに
は所望によって金属タングステン（Ｗ）粉末あるいはカ
ーボンブラック（Ｃ）を混合する。
ず例えば平均粒径０．５〜１０μｍの炭化タングステン
粉末を８０〜９０重量％、平均粒径０．５〜１０μｍ周
期律表第４ａ、５ａ、６ａ族の金属の炭化物、窒化物お
よび炭窒化物粉末もしくはこれら金属のうちの２種以上
の固溶体粉末を総量で０．１〜１０重量％、平均粒径
０．５〜１０μｍの鉄族金属を５〜１５重量％、さらに
は所望によって金属タングステン（Ｗ）粉末あるいはカ
ーボンブラック（Ｃ）を混合する。
【００２４】次に、上記混合粉末を用いて、プレス成
形、鋳込成形、押出成形、冷間静水圧プレス成形等の公
知の成形方法によって所定形状に成形した後、０．１〜
１５Ｐａの真空中、１〜２０℃／分で昇温し、１３５０
〜１５００℃で０．２〜５時間、特に０．５〜２時間焼
成することによって上述した超硬合金母材を得ることが
できる。
形、鋳込成形、押出成形、冷間静水圧プレス成形等の公
知の成形方法によって所定形状に成形した後、０．１〜
１５Ｐａの真空中、１〜２０℃／分で昇温し、１３５０
〜１５００℃で０．２〜５時間、特に０．５〜２時間焼
成することによって上述した超硬合金母材を得ることが
できる。
【００２５】なお、本発明の特徴である、表面近傍に母
材内部における硬度と比較して９０〜９８％の最低硬度
の表面領域を有する超硬合金母材を得るには一次原料に
おいて窒化物および／または炭窒化物を添加することな
く、いわゆるＢ１型固溶体を構成する炭化物に対するＣ
ｏ等の結合相金属量、および超硬合金母材における２相
健全域内のＣ量を調整し、さらに焼成条件のうちとくに
液相出現温度付近での昇温速度と焼成後の冷却速度をと
もに５℃／ｍｉｎ程度制御することが必要である。ま
た、脱脂工程における水素フローや脱炭雰囲気焼成を行
うことによってより効率的に得ることができる。
材内部における硬度と比較して９０〜９８％の最低硬度
の表面領域を有する超硬合金母材を得るには一次原料に
おいて窒化物および／または炭窒化物を添加することな
く、いわゆるＢ１型固溶体を構成する炭化物に対するＣ
ｏ等の結合相金属量、および超硬合金母材における２相
健全域内のＣ量を調整し、さらに焼成条件のうちとくに
液相出現温度付近での昇温速度と焼成後の冷却速度をと
もに５℃／ｍｉｎ程度制御することが必要である。ま
た、脱脂工程における水素フローや脱炭雰囲気焼成を行
うことによってより効率的に得ることができる。
【００２６】さらに、超硬合金母材の一次原料において
Ｂ１型固溶体を構成する周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族
の金属の炭化物に対するＺｒ化合物の添加比率を調整し
て上記方法で焼成することにより、さらに優れた強度と
高温での優れた耐塑性変形性によって耐摩耗性を保持す
る超硬合金母材を得ることができる。
Ｂ１型固溶体を構成する周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族
の金属の炭化物に対するＺｒ化合物の添加比率を調整し
て上記方法で焼成することにより、さらに優れた強度と
高温での優れた耐塑性変形性によって耐摩耗性を保持す
る超硬合金母材を得ることができる。
【００２７】ここで、超硬合金母材の内部における硬度
と比較して９０〜９８％の最低硬度の表面領域の厚みに
ついては、焼成時の保持温度と時間を調整することで制
御が可能である。
と比較して９０〜９８％の最低硬度の表面領域の厚みに
ついては、焼成時の保持温度と時間を調整することで制
御が可能である。
【００２８】また、上述した本発明の切削工具に用いら
れる超硬合金母材は、高硬度、高強度、高熱伝導率の優
れた機械的特性と熱的特性を有することから、金型、耐
摩耗部材、高温構造材料等に適応可能であり、中でも切
削工具、さらにはステンレス鋼等の難削材用の切削工具
として好適に使用できる。
れる超硬合金母材は、高硬度、高強度、高熱伝導率の優
れた機械的特性と熱的特性を有することから、金型、耐
摩耗部材、高温構造材料等に適応可能であり、中でも切
削工具、さらにはステンレス鋼等の難削材用の切削工具
として好適に使用できる。
【００２９】また、本発明の切削工具は、上述した超硬
合金母材の表面に、周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族の金
属の炭化物、窒化物、炭窒化物、ＴｉＡｌＮ、ＴｉＺｒ
Ｎ、ＴｉＣｒＮ、ダイヤモンドおよびＡｌ2Ｏ3の群から
選ばれる少なくとも１種の被覆層を単層または複数層形
成したものであってもよい。
合金母材の表面に、周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族の金
属の炭化物、窒化物、炭窒化物、ＴｉＡｌＮ、ＴｉＺｒ
Ｎ、ＴｉＣｒＮ、ダイヤモンドおよびＡｌ2Ｏ3の群から
選ばれる少なくとも１種の被覆層を単層または複数層形
成したものであってもよい。
【００３０】なお、超硬合金母材に被覆層を形成するに
は、所望により、超硬合金母材の表面を研磨したり洗浄
した後、従来公知のＰＶＤ法やＣＶＤ法等の薄膜形成法
を用いればよい。また、被覆層の厚みは０．１〜２０μ
ｍであることが望ましい。
は、所望により、超硬合金母材の表面を研磨したり洗浄
した後、従来公知のＰＶＤ法やＣＶＤ法等の薄膜形成法
を用いればよい。また、被覆層の厚みは０．１〜２０μ
ｍであることが望ましい。
【００３１】
【実施例】表１に示す平均粒径８．０μｍの炭化タング
ステン（ＷＣ）粉末、平均粒径１．２μｍの金属コバル
ト（Ｃｏ）粉末と平均粒径２．０μｍの表１に示す化合
物粉末を表１に示す比率で添加して混合し、プレス成形
で切削工具形状（ＳＤＫ４２、ＣＮＭＧ４３）に成形し
た後、焼成温度より５００℃以上低い温度から１０℃／
分の速度で昇温して、１５００℃で１時間焼成して超硬
合金母材を作製した。
ステン（ＷＣ）粉末、平均粒径１．２μｍの金属コバル
ト（Ｃｏ）粉末と平均粒径２．０μｍの表１に示す化合
物粉末を表１に示す比率で添加して混合し、プレス成形
で切削工具形状（ＳＤＫ４２、ＣＮＭＧ４３）に成形し
た後、焼成温度より５００℃以上低い温度から１０℃／
分の速度で昇温して、１５００℃で１時間焼成して超硬
合金母材を作製した。
【００３２】任意表面を含む斜め断面方向にカットした
カット面において、表面から各深さに相当する部分に
て、表面より内部に向かってアカシ社製マイクロビッカ
ース装置（ＭＶＫ−Ｇ３）により荷重２００ｇ保持時間
１０ｓで硬度測定を行った。各深さにおいて少なくとも
３点以上で硬度を測定して平均値を取ることでその深さ
における硬度とした。また、少なくとも１０００μｍの
深さでの硬度を測定し、超硬合金母材の内部の硬度とし
て用いた。
カット面において、表面から各深さに相当する部分に
て、表面より内部に向かってアカシ社製マイクロビッカ
ース装置（ＭＶＫ−Ｇ３）により荷重２００ｇ保持時間
１０ｓで硬度測定を行った。各深さにおいて少なくとも
３点以上で硬度を測定して平均値を取ることでその深さ
における硬度とした。また、少なくとも１０００μｍの
深さでの硬度を測定し、超硬合金母材の内部の硬度とし
て用いた。
【００３３】また、超硬合金母材の内部の固溶体相中の
各金属成分の含有比率をエネルギー分散型Ｘ線分析（Ｅ
ＤＳ）によって求め、これによって周期律表第４ａ、５
ａ、６ａ族からなる群より選ばれた金属に占めるＺｒの
比率が超硬合金母材の内部に比べて高い領域を特定し
た。
各金属成分の含有比率をエネルギー分散型Ｘ線分析（Ｅ
ＤＳ）によって求め、これによって周期律表第４ａ、５
ａ、６ａ族からなる群より選ばれた金属に占めるＺｒの
比率が超硬合金母材の内部に比べて高い領域を特定し
た。
【００３４】また、Ｚｒの含有量が多いＢ１型固溶体相
については研削面を鏡面加工したサンプルをＳＥＭ電子
顕微鏡（反射電子像）観察における任意領域（２０μｍ
×２０μｍ）において確認できるＢ１型固溶体（灰色）
と色彩の異なる固溶体の析出が判別でき、Ｚｒの含有量
が多いＢ１型固溶体相の平均粒径についてはルーゼック
ス画像解析法で測定した。これらの結果を表１に示す。
については研削面を鏡面加工したサンプルをＳＥＭ電子
顕微鏡（反射電子像）観察における任意領域（２０μｍ
×２０μｍ）において確認できるＢ１型固溶体（灰色）
と色彩の異なる固溶体の析出が判別でき、Ｚｒの含有量
が多いＢ１型固溶体相の平均粒径についてはルーゼック
ス画像解析法で測定した。これらの結果を表１に示す。
【００３５】表１中の「最低硬度比（％）」は超硬合金
母材の表面領域の最低硬度と内母材部の硬度との比（表
面領域の最低硬度／母材内部の硬度）を示す。また、表
１中の「Ｚｒ／β増加領域」は周期律表第４ａ、５ａ、
６ａ族からなる群より選ばれた金属に占めるＺｒの比率
が母材内部と比べて高い領域を意味し、○印はその領域
があることを示し、また×印はその領域がないことを示
す。「Ｚｒ／β増加領域」の「厚み（μｍ）」は周期律
表第４ａ、５ａ、６ａ族からなる群より選ばれた金属に
占めるＺｒの比率が母材内部と比べて高い領域の厚みで
ある。さらに、表1中の「Ｚｒ含有β相」はＺｒの含有
量の多いＢ1型固溶体相を意味し、○印はその領域があ
ることを示し、また×印はその領域がないことを示す。
「Ｚｒ含有β相」の「粒径(μｍ)」はＺｒの含有量の多
いＢ1型固溶体の粒径を示す。
母材の表面領域の最低硬度と内母材部の硬度との比（表
面領域の最低硬度／母材内部の硬度）を示す。また、表
１中の「Ｚｒ／β増加領域」は周期律表第４ａ、５ａ、
６ａ族からなる群より選ばれた金属に占めるＺｒの比率
が母材内部と比べて高い領域を意味し、○印はその領域
があることを示し、また×印はその領域がないことを示
す。「Ｚｒ／β増加領域」の「厚み（μｍ）」は周期律
表第４ａ、５ａ、６ａ族からなる群より選ばれた金属に
占めるＺｒの比率が母材内部と比べて高い領域の厚みで
ある。さらに、表1中の「Ｚｒ含有β相」はＺｒの含有
量の多いＢ1型固溶体相を意味し、○印はその領域があ
ることを示し、また×印はその領域がないことを示す。
「Ｚｒ含有β相」の「粒径(μｍ)」はＺｒの含有量の多
いＢ1型固溶体の粒径を示す。
【００３６】
【表１】
【００３７】また、得られた各超硬合金母材の表面に、
ＰＶＤ法で膜厚２μｍのＴｉＮ膜を成膜して切削工具を
作製した。
ＰＶＤ法で膜厚２μｍのＴｉＮ膜を成膜して切削工具を
作製した。
【００３８】そして、この切削工具を用いて下記の条件
で摩耗試験としてステンレス鋼の旋削加工を１５分間行
なって切削工具のフランク摩耗量と境界損傷量を測定し
た。なお、切削試験中にフランク摩耗量が０．２ｍｍあ
るいは境界損傷量が０．５ｍｍに達した場合にはその切
削時間を測定した。さらに、靭性試験として溝付合金鋼
のミリング加工を行なって欠損を生じた時の送りを測定
した。これら結果を表２に示す。 摩耗試験 被削材 ：ステンレス鋼（ＳＵＳ３０４） 工具形状：ＣＮＭＧ４３２ 切削速度：１２０ｍ／分 送り速度：０．３ｍｍ／ｒｅｖ 切り込み：２ｍｍ その他 ：水溶性切削液使用 靭性試験 被削材 ：溝付合金鋼（ＳＣＭ４４０Ｈ） 工具形状：ＳＤＫ４２ 切削速度：８０ｍ／分 送り速度：可変 ０．２〜０．８ｍｍ／刃 切り込み：２ｍｍ その他 ：乾式切削
で摩耗試験としてステンレス鋼の旋削加工を１５分間行
なって切削工具のフランク摩耗量と境界損傷量を測定し
た。なお、切削試験中にフランク摩耗量が０．２ｍｍあ
るいは境界損傷量が０．５ｍｍに達した場合にはその切
削時間を測定した。さらに、靭性試験として溝付合金鋼
のミリング加工を行なって欠損を生じた時の送りを測定
した。これら結果を表２に示す。 摩耗試験 被削材 ：ステンレス鋼（ＳＵＳ３０４） 工具形状：ＣＮＭＧ４３２ 切削速度：１２０ｍ／分 送り速度：０．３ｍｍ／ｒｅｖ 切り込み：２ｍｍ その他 ：水溶性切削液使用 靭性試験 被削材 ：溝付合金鋼（ＳＣＭ４４０Ｈ） 工具形状：ＳＤＫ４２ 切削速度：８０ｍ／分 送り速度：可変 ０．２〜０．８ｍｍ／刃 切り込み：２ｍｍ その他 ：乾式切削
【００３９】
【表２】
【００４０】表１、表２の結果から、母材内部に対する
表面領域の最低硬度が低い試料Ｎｏ．８、９は、耐摩耗
性が悪いものであった。また、最低硬度８８％の試料Ｎ
ｏ．１０では耐欠損性に問題があった。さらに、硬度１
１０％と表面領域の硬度が母材内部より高くなっている
試料Ｎｏ．１１は境界損傷に問題があって耐欠損性に劣
るものであった。
表面領域の最低硬度が低い試料Ｎｏ．８、９は、耐摩耗
性が悪いものであった。また、最低硬度８８％の試料Ｎ
ｏ．１０では耐欠損性に問題があった。さらに、硬度１
１０％と表面領域の硬度が母材内部より高くなっている
試料Ｎｏ．１１は境界損傷に問題があって耐欠損性に劣
るものであった。
【００４１】これに対して、本発明に従って母材内部に
対する表面領域の最低硬度を９０〜９８％とした試料Ｎ
ｏ．１〜７についてはいずれもフランク摩耗量０．２ｍ
ｍ以下で、境界損傷にも問題がなく、優れた耐摩耗性を
示すものであった。また、靭性試験において欠損を生じ
る送りも実用上十分な０．５ｍｍ／刃 以上と優れた耐
欠損性を有するものであった。
対する表面領域の最低硬度を９０〜９８％とした試料Ｎ
ｏ．１〜７についてはいずれもフランク摩耗量０．２ｍ
ｍ以下で、境界損傷にも問題がなく、優れた耐摩耗性を
示すものであった。また、靭性試験において欠損を生じ
る送りも実用上十分な０．５ｍｍ／刃 以上と優れた耐
欠損性を有するものであった。
【００４２】これらは周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族か
らなる群より選ばれた金属に占めるＺｒの比率が母材内
部と比べて高い領域やＺｒの含有量が多いＢ１型固溶体
相を有することによっても効果的に得られている。
らなる群より選ばれた金属に占めるＺｒの比率が母材内
部と比べて高い領域やＺｒの含有量が多いＢ１型固溶体
相を有することによっても効果的に得られている。
【００４３】また、試料Ｎｏ．１、４、７にあるように
これまで超硬合金母材の高温特性を向上させるとして用
いられてきたＴａＣをほとんど添加しない場合でも、耐
摩耗性と耐欠損性のバランスが取れた優れた超硬合金母
材を得ることができた。
これまで超硬合金母材の高温特性を向上させるとして用
いられてきたＴａＣをほとんど添加しない場合でも、耐
摩耗性と耐欠損性のバランスが取れた優れた超硬合金母
材を得ることができた。
【００４４】
【発明の効果】以上詳述したとおり、本発明の切削工具
に用いられる超硬合金母材によれば、超硬合金母材の表
面近傍に母材内部の硬度と比較して９０〜９８％の最低
硬度を有する表面領域を有することから、超硬合金母材
の硬度と靭性を兼ね備えることができ、かつこれを切削
工具として用いることによって、ステンレス鋼等の難削
材の切削に対しても優れた耐摩耗性、耐塑性変形性と耐
欠損性を有し、かつ高能率切削が可能な切削工具を得る
ことができる。
に用いられる超硬合金母材によれば、超硬合金母材の表
面近傍に母材内部の硬度と比較して９０〜９８％の最低
硬度を有する表面領域を有することから、超硬合金母材
の硬度と靭性を兼ね備えることができ、かつこれを切削
工具として用いることによって、ステンレス鋼等の難削
材の切削に対しても優れた耐摩耗性、耐塑性変形性と耐
欠損性を有し、かつ高能率切削が可能な切削工具を得る
ことができる。
【図１】本発明の切削工具に用いられる超硬合金母材と
従来の超硬合金母材の母材内部の硬度勾配を示す図であ
る。
従来の超硬合金母材の母材内部の硬度勾配を示す図であ
る。
【図２】本発明の切削工具に用いられる超硬合金母材内
部の元素分布を示す図である。
部の元素分布を示す図である。
Claims (6)
- 【請求項１】 少なくともＷＣを含む周期律表第４ａ、
５ａ、６ａ族からなる群より選ばれた金属の炭化物、窒
化物および／または炭窒化物の１種以上の硬質相成分と
１種以上の鉄族金属の結合相成分とからなる超硬合金母
材の表面に被覆層を有する切削工具において、前記超硬
合金母材の表面近傍に母材内部の硬度と比較して９０〜
９８％の最低硬度を有する表面領域を有することを特徴
とする切削工具。 - 【請求項２】 前記周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族から
なる群より選ばれた金属としてＺｒを含有するととも
に、前記周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族からなる群より
選ばれた金属に占める前記Ｚｒの比率が前記超硬合金母
材の内部に比べて高い領域を前記超硬合金母材の表面近
傍に有することを特徴とする請求項１に記載の切削工
具。 - 【請求項３】 前記Ｚｒの比率が前記超硬合金母材の内
部に比べて高い領域の厚さが５乃至１００μｍであるこ
とを特徴とする請求項２に記載の切削工具。 - 【請求項４】 前記超硬合金母材の内部に２種以上のＢ
１型固溶体相が存在し、前記Ｂ１型固溶体相のうちの１
種がそれ以外のＢ１型固溶体相と比較してＺｒの含有量
が多いＢ１型固溶体相であることを特徴とする請求項２
または請求項３に記載の切削工具。 - 【請求項５】 前記Ｚｒの含有量が多いＢ１型固溶体相
の平均粒径が３μｍ以下であることを特徴とする請求項
４に記載の切削工具。 - 【請求項６】 前記周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族から
なる群より選ばれた金属のうちのＴａの含有量が、Ｔａ
Ｃ換算で全量中の１重量％以下であることを特徴とする
請求項１乃至請求項５のいずれかに記載の切削工具。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001293033A JP2003094207A (ja) | 2001-09-26 | 2001-09-26 | 切削工具 |
| DE10244955.4A DE10244955C5 (de) | 2001-09-26 | 2002-09-26 | Sinterhartmetall, Verwendung eines Sinterhartmetalls und Verfahren zur Herstellung eines Sinterhartmetalls |
| US10/256,275 US6797369B2 (en) | 2001-09-26 | 2002-09-26 | Cemented carbide and cutting tool |
| US10/916,671 US7018726B2 (en) | 2001-09-26 | 2004-08-12 | Cemented carbide and cutting tool |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001293033A JP2003094207A (ja) | 2001-09-26 | 2001-09-26 | 切削工具 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003094207A true JP2003094207A (ja) | 2003-04-03 |
Family
ID=19114899
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001293033A Pending JP2003094207A (ja) | 2001-09-26 | 2001-09-26 | 切削工具 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2003094207A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007513256A (ja) * | 2003-12-03 | 2007-05-24 | ケンナメタル インコーポレイテッド | ジルコニウム及びニオブを含有する超硬合金体及びその製造方法 |
| WO2008026700A1 (fr) * | 2006-08-31 | 2008-03-06 | Kyocera Corporation | Outil de coupe, procédé pour sa fabrication et procédé de coupe |
| US7736733B2 (en) | 2004-03-12 | 2010-06-15 | Sumitomo Electric Hardmetal Corp. | Coated cutting tool |
| JP2011173212A (ja) * | 2010-02-24 | 2011-09-08 | Kyocera Corp | 表面被覆工具 |
-
2001
- 2001-09-26 JP JP2001293033A patent/JP2003094207A/ja active Pending
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007513256A (ja) * | 2003-12-03 | 2007-05-24 | ケンナメタル インコーポレイテッド | ジルコニウム及びニオブを含有する超硬合金体及びその製造方法 |
| JP2011202278A (ja) * | 2003-12-03 | 2011-10-13 | Kennametal Inc | ジルコニウム及びニオブを含有する超硬合金体及びその製造方法 |
| JP4796969B2 (ja) * | 2003-12-03 | 2011-10-19 | ケンナメタル インコーポレイテッド | ジルコニウム及びニオブを含有する超硬合金体及びその製造方法 |
| US7736733B2 (en) | 2004-03-12 | 2010-06-15 | Sumitomo Electric Hardmetal Corp. | Coated cutting tool |
| WO2008026700A1 (fr) * | 2006-08-31 | 2008-03-06 | Kyocera Corporation | Outil de coupe, procédé pour sa fabrication et procédé de coupe |
| JP2011173212A (ja) * | 2010-02-24 | 2011-09-08 | Kyocera Corp | 表面被覆工具 |
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|---|---|---|---|
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