JP4400850B2

JP4400850B2 - Composite member and cutting tool using the same

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Publication number: JP4400850B2
Application number: JP2002372073A
Authority: JP
Inventors: 大輔柴田
Original assignee: Kyocera Corp
Current assignee: Kyocera Corp
Priority date: 2002-12-24
Filing date: 2002-12-24
Publication date: 2010-01-20
Anticipated expiration: 2022-12-24
Also published as: JP2004204258A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、長尺状の芯材が被覆層で被覆された複合硬質焼結体およびこれを複数本収束された構造を有する複合部材と、これを用いた切削工具に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来から、材料の硬度および強度とともに靱性を改善するために、金属の酸化物、炭化物、窒化物、炭窒化物等の焼結体で形成される長尺状の芯材の外周面を他の焼結体からなる被覆層で被覆した複合硬質焼結体の研究がなされ、例えば、特許文献１〜３にて提案されている。これらに記載された複合硬質焼結体は、硬度を低下することなく、構造体の破壊抵抗を増大して靭性を高められることが記載されている。
【０００３】
【特許文献１】
米国特許６０６３５０２号公報、
【特許文献２】
米国特許５６４５７８１号公報
【特許文献３】
特表２００１−５０６９３０号公報
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記特許文献１〜３に記載されるような従来の複合硬質焼結体では、例えばドリル、エンドミル等の高い衝撃がかかる切削工具等に対しては、必要とされる充分な耐摩耗性または耐欠損性が得られないことがあった。その原因として、芯材および／または被覆層中に液相を出現させ最終的に結合金属相となる成分が存在する場合には、液相が焼成中に芯材および被覆層間を拡散してしまい、芯材と被覆層が同じ特性となって靭性向上効果がなくなる場合があった。また、芯材と被覆層との焼結温度が大きく異なる場合には、焼結温度の低い側から高い側に液相成分が移動してしまい焼結温度の低い側は緻密化できず、多量の空孔（ボイド）が残存する等の問題もあった。
【０００５】
したがって、本発明の目的は、上記長尺状の芯材が被覆層で被覆された複合硬質焼結体およびこれを複数本集束された構造を有する複合部材において芯材と被覆層をともに緻密化できるとともに、芯材と被覆層の特性を容易に制御でき、さらに優れた耐欠損性および耐摩耗性を備えた複合硬質焼結体およびこれを用いた複合部材、さらにはこれを利用した切削工具を提供することである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、上記課題を解決すべく鋭意研究を重ねた結果、硬質結晶粒子を結合金属相にて結合した焼結体からなる芯材における被覆層との界面付近において結合金属相の含有量の多い富化領域を形成することによって、芯材と被覆層間で起こる結合金属相の不要な移動を防止して芯材と被覆層とをともに所望の結合金属相量および特性に制御することができる結果、複合構造体の芯材および被覆層を最適な組成、特性に制御でき、これを切削工具として用いると、工具の耐欠損性および耐摩耗性が大幅に改善することを見出し、本発明を完成するに至った。
【０００７】
すなわち、本発明の複合部材は、硬質結晶粒子を結合金属相にて結合した硬質焼結体からなる長尺状の芯材の外周面を、該芯材とは少なくとも前記結合金属相の濃度が異なるセラミックスまたは硬質焼結体からなる被覆層によって被覆してなり、前記芯材の前記被覆層との界面における結合金属濃度が、前記芯材の中心部における結合金属濃度および前記被覆層における結合金属濃度よりも高いこと、すなわち、前記芯材の前記被覆層との界面近傍に前記芯材の中心よりも結合金属濃度が高い結合金属富化領域を有する複合硬質焼結体が複数本集束された構造からなることを特徴とする。このように、芯材の表面近傍において結合金属富化領域が存在することによって、被覆層と芯材間の結合金属相の拡散を適度に抑制する力が働き本来複合硬質焼結体の耐摩耗性を担う芯材部に十分な靭性を付与し複合硬質焼結体全体の耐欠損性が著しく向上するとともに、芯材の表面近傍に存在する結合金属富化領域の結合金属相の拡散によって芯材と被覆する被覆層が優れた密着力を有する。
【０００８】
特に、前記芯材の中心部の結合金属濃度Ｄｃに対する芯材の界面付近における結合金属濃度Ｄｓの比率Ｄｓ／Ｄｃが１．０５以上であることが望ましい。
【０００９】
したがって、本発明の複合硬質焼結体では、前記芯材および被覆層が、いずれも硬質結晶粒子を結合金属相にて結合した硬質焼結体からなり、前記被覆層中の結合金属相の含有量が前記芯材中心部の結合金属濃度よりも高いことが複合硬質焼結体全体としての耐欠損性が非常に優れる点で好ましい。
【００１０】
また、本発明によれば、上記の複合硬質焼結体は、１本の芯材の外周を被覆層で被覆した構造のシングルフィラメントであり、このシングルフィラメントを複数本集束させた構造のマルチフィラメント構造を有する複合部材である。
【００１２】
複数の複合硬質焼結体を束ねたマルチフィラメント構造は、全周方向に隣接する焼結体間に連続的に結合金属の濃度勾配が生じるため、芯材と被覆層の分布が平均化して局所的な特性バラツキがならされるため、構造体全体としての特性が安定する結果、耐欠損性が著しく向上し、また選択材料の結合金属量および硬質相の粒径を制御することにより耐摩耗性の向上も容易にはかることが出来る。このため、マルチフィラメント構造は、ドリルの他、フライス切削やエンドミル等の幅広い切削工具に有用である。
【００１３】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の複合部材を構成する複合硬質焼結体の一実施形態について図面を参照して詳細に説明する。図１は、本実施形態の複合硬質焼結体１１を示す斜視図である。同図に示すように、複合硬質焼結体１１は、長尺状の芯材１２の外周面が被覆層１３で被覆された構造を有している。
【００１４】
そして、この芯材１２は、硬質結晶粒子を結合金属相にて結合した硬質焼結体からなり、被覆層１３は、この芯材１２とは異なる材質から構成されている。
（芯材材質）
この芯材１２を形成する硬質焼結体は、具体的には、硬質結晶粒子が、周期律表第４ａ，５ａ，６ａ族金属の群から選ばれる少なくとも１種の炭化物、窒化物、炭窒化物、具体的には、ＷＣ、ＴｉＣ、ＴｉＣＮ、ＴｉＮ、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＺｒＣ、ＺｒＮ、ＶＣ、Ｃｒ₂ＣおよびＭｏ₂Ｃからなる群より選ばれる少なくとも１種が挙げられる。これらのうち、特にＷＣ、ＴｉＣまたはＴｉＣＮを主成分とするのが好ましい。芯材中における硬質粒子は、平均粒径が０．１〜１０μｍ、好ましくは０．１〜２μｍ、特に０．２〜０．５μｍであるのがよい。
【００１５】
また、結合金属としては、例えばＦｅ、ＣｏおよびＮｉからなる群より選ばれる少なくとも１種が挙げられる。これらのうち、特にＣｏおよび／またはＮｉを主成分とするのが好ましい。
【００１６】
この硬質焼結体における前記硬質結晶粒子は、８０〜９５質量％、結合金属相は５〜２０質量％の割合で存在することが、耐摩耗性を高める上で有効である。
（被覆層材質）
一方、被覆層１３は、芯材１２とは少なくとも前記結合金属相の濃度が異なる硬質焼結体、またはセラミック粒子を焼結助剤にて結合したセラミックスのうちのいずれかからなるものである。
【００１７】
セラミックスとしては、周期律表４ａ、５ａおよび６ａ族金属、Ａｌ、Ｓｉ並びにＺｎの群から選ばれる少なくとも１種の酸化物、炭化物、窒化物、炭窒化物および硼化物からなる群より選ばれる少なくとも１種等が挙げられる。セラミックスの具体例としては、例えばＡｌ_２Ｏ_３−ＴｉＣ（ＴｉＣＮ）、ＳｉＣ、Ｓｉ_３Ｎ_４、ＺｒＯ_２、ＴｉＢ_２、ＺｎＯ−ＴｉＣ等が挙げられる。これらのうち、特にＡｌ_２Ｏ_３−ＴｉＣ（ＴｉＣＮ）および／またはＳｉＣが好適に使用可能である。
【００１８】
硬質焼結体またはセラミックスとしては、上記した材質の他、多結晶ダイヤモンド、ＤＬＣ（ダイヤモンドライクカーボン）、ｃＢＮをも用いることができる。
【００１９】
なお、被覆層１３が硬質焼結体からなる場合、硬質結晶粒子は、複合硬質焼結体に期待する性能によって異なるが、例えば切削工具として最適な特性を達成するためには平均粒径が０．１〜１０μｍ、好ましくは１〜３μｍであるのがよく、セラミックスからなる場合におけるセラミック粒子は、平均粒径が０．０５〜１０μｍ、好ましくは０．１〜３μｍであるのがよい。
（富化層）
本発明によれば、図２の複合硬質焼結体の（ａ）要部拡大断面図および（ｂ）Ａ−Ａ断面における結合金属相の金属の濃度分布図に示されるように、芯材１２と被覆層１３との界面における結合金属濃度が、芯材１２の中心部における結合金属濃度および被覆層１３における結合金属濃度よりも高いこと、つまり、上記芯材１２の被覆層１３との界面近傍に、芯材１２の中心よりも結合金属相の濃度が高い結合金属相富化領域ｘが存在することが大きな特徴である。
このように、芯材１２の被覆層１３との界面近傍に結合金属相富化領域ｘが存在することによって、被覆層１３と芯材１２間の結合金属相の拡散を適度に抑制する力が働く結果、本来複合硬質焼結体１１の耐摩耗性を担う芯材１２に十分な靭性を付与し複合硬質焼結体１１全体の耐欠損性が著しく向上するとともに、結合金属相富化領域ｘの結合金属相の拡散によって芯材１２と被覆する被覆層１３が優れた密着力を有する。
【００２０】
ここで、図２（ｂ）の結合金属相の金属の濃度分布は、複合硬質焼結体断面を波長分散型Ｘ線マイクロアナリシスによる線分析を行うことによって判定することができる。本発明における複合硬質焼結体においては、図２（ｂ）に示すように、芯材１２中心から界面に向かって結合金属相の金属が濃度勾配を有しており界面近傍、すなわち被覆層１３と接触する界面直下の領域に結合金属相が富化した領域を有する。
【００２１】
なお、上記結合金属相富化領域ｘにおける結合金属相の金属濃度の最大値Ｄｓと、芯材１２中心部における結合金属相の金属濃度Ｄｃとは、濃度比率（Ｄｓ／Ｄｃ）が１．０５以上、特に１．１以上、さらに１．２以上であることによって優れた効果が発揮される。
【００２２】
また、被覆層１３においては、その材質により結合金属量は変化する。
【００２３】
また、被覆層１３として芯材１２と同様の硬質結晶粒子と結合金属相からなる硬質焼結体によって形成した場合、結合金属量は界面付近で一旦減少し被覆層１３中の結合金属相の金属濃度に収束する。さらに、被覆層としてセラミックスを用いる場合には、結合金属相の金属濃度は減少する。
【００２４】
なお、本発明においては、結合金属相富化領域ｘにおいては、いわゆる脱β層（超硬合金の表面近傍にてＢ１型固溶体の濃度が減少した領域）は必ずしもなくてもよい。
【００２５】
また、本発明においては、被覆層１３中に結合金属の拡散速度を遅くして結合金属の拡散を阻害する物質、たとえばＺｒＣ等を含有せしめることにより、芯材１２／被覆層１３間の相互拡散をさらに抑制することができる。
【００２６】
なお、複合硬質焼結体１１を構成する芯材１２の直径ｄｃの被覆層１３の厚さｄｓに対する比率ｄｃ/ｄｓは用途によって異なるが、切削工具に使用する際には、５〜１００、好ましくは１０〜５０、より好ましくは２０〜３０であるのがよい。特に、芯材１２の直径は、その用途に応じて適宜設定されるが、切削工具に用いる場合には、５〜５０μｍ、特に１０〜３０μｍが適当である。
【００２７】
また、本発明によれば、図３の斜視図に示されるように、（ａ）複合硬質焼結体１１を複数本集束した複合部材１５ａ、（ｂ）複合硬質焼結体１１または集束された複合硬質焼結体を複数本配列してシート化した複合部材１５ｂ、さらに（ｃ）このシート化した複合部材１５ｂを複数枚積層した複合部材１５ｃなどが挙げられる。複合部材１５ｃの場合、（ｄ）に示すように、上下のシートの向きを変えることも可能である。
（製法）
次に、本発明の複合硬質焼結体１１の製造方法について図４の工程図を参照して説明する。なお、以下の実施形態では、芯材１２および被覆層１３がともに硬質焼結体からなる場合を例に挙げて説明する。
＜芯材用成形体の成形工程＞
まず、平均粒径が０．１〜１．５μｍの前記硬質粒子８０〜９５質量％、好ましくは８５〜９０質量％と、平均粒径が０．５〜３μｍの結合金属粉末５〜２０質量％、好ましくは１０〜１５質量％とを混合し、必要に応じて、さらにこの混合物に焼結助剤成分粉末、有機バインダ、可塑剤、溶剤、分散剤、滑剤等を添加して混練した後、得られた混合物をプレス成形または鋳込み成形等の成形法により円柱形状に成形して芯材用成形体１２ａを作製する（図４（ａ）参照）。ここで、後述する共押出成形によって均質な複合成形体を得るためには、前記有機バインダの添加量を３０〜７０体積％、特に４０〜６０体積％とするのが望ましい。
【００２８】
有機バインダ、可塑剤としては、パラフィンワックス、セルロース、ポリスチレン、ポリエチレン、エチレン‐エチルアクリレート、エチレン‐ビニルアセテート、ポリブチルメタクリレート、ポリエチレングリコール、ジブチルフタレート等を使用することができる。溶剤、分散剤および滑剤としてはポリエチレングリコール、ポリビニルアルコール、ミネラルオイル、ブチルオリエート、ステアリン酸等を使用することができる。
【００２９】
＜被覆層用成形体の成形工程＞
また、被覆層１３を、芯材１２と同様の硬質焼結体によって形成する場合、平均粒径が１〜１０μｍの前述した硬質粒子８５〜９５質量％、好ましくは９０〜９５質量％と、平均粒径が１〜５μｍ程度の結合金属粉末５〜１５質量％、好ましくは５〜１０質量％とを混合して混合物を得、必要に応じて、さらにこの混合物に上記した焼結助剤成分粉末、有機バインダ、可塑剤、溶剤等を添加し、得られた混合物をプレス成形または鋳込み成形等の成形法により半割円筒形状に成形して２つの被覆層用成形体１３ａ、１３ａを作製する（図４（ｂ）参照）。
【００３０】
また、被覆層１３をセラミックスによって形成する場合、平均粒径が０．０５〜３μｍの前記セラミック粒子９０〜９９質量％、好ましくは９５〜９９質量％と、平均粒径が０．１〜５μｍ程度の焼結助剤粉末１〜１０質量％、好ましくは１〜５質量％とを混合して混合物を得、これをプレス成形または鋳込み成形等の成形法により半割円筒形状に成形して２つの被覆層用成形体１３ａ、１３ａを作製する。
【００３１】
さらに、被覆層１３を金属によって形成する場合、平均粒径が１〜１０μｍの金属粉末をプレス成形または鋳込み成形等の成形法により半割円筒形状に成形して２つの被覆層用成形体１３ａ、１３ａを作製する。
【００３２】
その後、上記のようにして得られた芯材用成形体１２ａの外周面を被覆層用成形体１３ａ、１３ａによって覆うように配置して複合成形体１１ａを作製する（図４（ｃ）参照）。
（共押出成形工程）
ついで、図４（ｄ）に示すように、押出機１００を用いて、上記複合成形体１１ａを押出成形（芯材用成形体１２ａと被覆層用成形体１３ａ，１３ａを同時に押出す共押出成形）することによって、芯材用成形体１２ａの周囲に被覆層用成形体１３ａが被覆され、細い径に伸延された複合成形体１１ｂを作製する。このとき、複合成形体１１ｂの断面は、押出機１００の出口形状を変えることによって、円形の他、三角形、四角形、五角形、六角形、楕円形等の任意形状に成形することもできる。
【００３３】
なお、上記共押出成形において、複合成形体１１ａの最大径Ｄ１と共押出成形後の複合成形体１１ｂの最大径Ｄ２との比率Ｄ２／Ｄ１は、０．０２〜０．２が適当である。
【００３４】
また、本発明によれば、図３に示したような、複合硬質焼結体１１を束ねた複合部材、いわゆるマルチフィラメント構造を有する複合部材を形成する場合には、前述のようにして作製した複合成形体１１ｂを束ねて集束成形体１４を形成する。その場合、複合成形体１１ｂ間に上記バインダなどの接着材を介在させ、さらに、この集束成形体１４にＣＩＰなどによって圧力を印加するものであってもよいが、必要に応じ、集束成形体１４を図５（ａ）に示すように、押出成形して、集束成形体１４を細い径に伸延することもできる。この方法によれば、成形体中の複合構造体同士のより強固な密着性を得ることもできる。
【００３５】
さらには、図３（ｂ）（ｃ）（ｄ）に従い、複合成形体１１ｂまたは集束成形体１４を平面方向に複数本配列してシート化することも、またそのシートを積層することも可能である。シートを積層する場合、各複合成形体１１ｂの軸方向をシート間で任意の角度（例えば０°、４５°、９０°等）に変化させて積層することも可能である。その場合、図５（ｂ）に示すように、シート単体やシート積層体からなる複合成形体１４をロール１６によって圧延することもできる。
【００３６】
上記のようにして得られた複合成形体１１ｂや集束成形体１４は、さらに公知のラピッドプロトダイビング法等の成形方法によって任意の形状に成形することも可能である。
また、上記したシートまたはこのシートを断面方向にスライスしたものを従来の超硬合金等の硬質焼結体の表面に貼り合わせ、または接合することも可能である。
（焼成工程）
ついで、上記各種の複合成形体１１、集束成形体１４を３００〜７００℃で１０〜２００時間昇温または保持して脱バインダ処理した後、真空中または不活性雰囲気中において、使用する材質に応じた所定温度および所定時間で焼成することにより、図３のマルチフィラメント構造の複合部材１５を作製することができる。
【００３７】
特に、芯材１２を周期律表第４ａ，５ａ，６ａ族金属の群から選ばれる少なくとも１種の炭化物、窒化物、炭窒化物からなる硬質結晶粒子と、鉄族金属からなる結合金属相によって形成する場合には、Ａｒ、Ｎ₂または真空雰囲気中で１３００〜１６００℃で０．５〜２時間程度焼成することが望ましい。
【００３８】
また、芯材と被覆層とは、上記のように同時焼成されることから、芯材を形成する材料と被覆層を形成する材料の各最適焼成温度が１００℃以内の焼成温度が近似した材質からなることが望ましい。
【００３９】
なお、本発明において、上記芯材１２の被覆層１３との界面に結合金属相富化領域ｘを付与する手段としては、通常の組成からなる内側を形成した後、その表面に結合金属相を多く含む組成物を表面に塗布するか、または芯材１２がＷＣ−Ｃｏ系超硬合金である場合、芯材１２を構成する原料粉末中に、ＴｉＣ、ＴａＣ等のＢ１型固溶体相を形成する金属炭化物に加えてＴｉＮやＴｉＣＮなどの窒化物および／または炭窒化物を添加して焼結中に上記窒化物または炭窒化物中の窒素成分が表面に拡散、移動する脱窒現象に伴い結合金属相の金属を表面に拡散移行することによって表面に金属富化層を形成することができる。
特に工程の簡略化の点では後者がよい。
【００４０】
本発明の複合硬質焼結体は、耐欠損性および耐摩耗性に優れているので、例えばドリル、フライス、エンドミル、ドリルビット等の切削工具等の材料として使用した場合であっても、充分な耐欠損性および耐摩耗性が得られる。
【００４１】
特に略円柱状で耐衝撃性が要求されるエンドミルの材料として好適である。この場合、エンドミルは、図３（ａ）のように複合硬質焼結体を集束させた円柱状の複合部材１５ａを用いて形成され、エンドミルの長手方向と複合硬質焼結体の長手方向とが平行になるようにして用いられる。これらの切削工具は、例えば上記した手順で円柱形状や直方体形状に成形された複合部材１５を、公知の方法により切削加工して切削工具形状に成形することにより製造することができる。
【００４２】
【実施例】
実施例１〜４、比較例１
平均粒径が０．７〜０．９μｍの金属炭化物、窒化物、平均粒径が１．０〜２．０μｍのＣｏ粉末、平均粒径が０．８〜１．５μｍのＡｌ₂Ｏ₃粉末を用いて、表１に示す組成物からなる芯材および被覆層の組み合わせにおいて複合硬質焼結体を以下の手順で作製した。
【００４３】
まず、表１に示した調合組成において芯材用および被覆層用の原料粉末を秤量混合し、これに有機バインダ（セルロースおよびポリエチレングリコール）３０体積％と溶剤（ポリビニルアルコール）２０体積％の割合で添加して混合物を得た。この混合物を芯部材については直径が２０ｍｍの円柱形状に押出成形して図４（ａ）に示すような芯材用成形体１２ａを作製した。
【００４４】
ついで、被覆層用の混合物を半割円筒形状に押出成形して図４（ｂ）に示すような厚みが１ｍｍの被覆層用成形体１３ａを２つ作製した。得られた２つの被覆層用成形体１３ａ，１３ａを上記芯材用成形体１２ａの外周面を覆うように配置して、図４（ｃ）に示すような複合成形体１１ａを作製した。
【００４５】
ついで、この複合成形体１１ａを共押出成形して、図４（ｄ）に示すような伸延された直径が１ｍｍの複合成形体１１ｂを作製した。
【００４６】
さらに複合成形体１１ｂを３８０本集束して、これを集束成形体１４を得、この集束成形体１４を図４（ａ）に示すように、上記した押出成形工程と同様にして再度共押出成形してマルチフィラメント構造の複合部材１５ａを得た。この際マルチフィラメント構造の複合部材１５中の単一構造体セル径は約３０μｍであった。
【００４７】
ついで、この複合部材１５を３００〜７００℃まで７２時間で昇温させることによって脱バインダ処理を行った後、昇温速度２．５℃／分でさらに昇温し、真空中、１５００℃で２時間焼成し、さらに３℃／分で降温することにより、図３（ａ）に示すような形状で、長さ５５ｍｍ、直径５ｍｍの複合部材１５ａを作製した。
【００４８】
得られた複合部材１５ａをエンドミル形状に加工し、さらにこの表面に２μｍのＴｉＮ膜をＰＶＤ法によりコーティングすることにより外径１ｍｍ、刃長５ｍｍのエンドミルを得た。
【００４９】
【表１】

【００５０】
比較例２
平均粒径１μｍのＷＣ粉末を９０質量％、平均粒径１．５μｍのＣｏ粉末を１０質量％の割合で秤量混合し、これに有機バインダ（パラフィンワックス）を１５体積％の割合で添加して、円柱形状に圧粉成形し、これを実施例１と同様の条件で焼成して硬質焼結体を得た。この硬質焼結体から実施例１と同様にしてエンドミルを得た。
【００５１】
実施例１〜４および比較例１，２で得たエンドミルの芯部材の結合金属相の金属濃度を波長分散型Ｘ線マイクロアナリシスの線分析を行い、結合金属富化領域の有無およびＤｓ／Ｄｃの値を測定した。
【００５２】
また、実施例１〜４および比較例１，２で得た各エンドミルを取り付けた金属加工用電動工具を用いて、下記条件にて、ワーク（鋼種：Ｓ４５Ｃ）に２００個の穴を開け、穴開け終了後のエンドミルの刃先を顕微鏡で観察し、切れ刃の摩耗幅および欠損の有無の程度をそれぞれ調べた。結合金属濃度分析結果および観察結果を表２に示す。
（穴開け条件）
速度：ｖ＝６０ｍ／分
送り：ｆ＝０．０２ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：ｄ＝２ｍｍ
【００５３】
【表２】

【００５４】
表２の結果から、芯材の被覆層との界面近傍に結合金属富化領域を有する実施例１〜４については十分な耐摩耗性を有しており、欠損およびチッピングに対して優れた性能を示した。これに対し芯材表面部の結合金属濃度が低下している比較例１、および単一の材質からなる比較例２には折損やチッピングが生じ、耐摩耗性についても劣る結果であった。
【００５５】
【発明の効果】
以上詳述した通り、本発明によれば、硬質結晶粒子を結合金属相にて結合した硬質焼結体からなる長尺状の芯材の前記被覆層との界面における結合金属濃度が、前記芯材の中心部における結合金属濃度および前記被覆層における結合金属濃度よりも高いこと、すなわち、前記芯材の前記被覆層との界面近傍に前記芯材の中心よりも結合金属濃度が高い結合金属富化領域を形成することによって、被覆層と芯材間の結合金属相の拡散を適度に抑制し、耐摩耗性を担う芯材に十分な靭性を付与することができる結果、複合硬質焼結体全体の耐欠損性が著しく向上するとともに、結合金属富化領域の結合金属相への拡散によって芯材と被覆層との密着性を高めることができ、複合硬質焼結体が複数本集束された構造を有する複合部材は優れた耐欠損性および耐摩耗性を備えることができる。したがって、この複合部材を切削工具として用いることによって、耐摩耗性が良好で、しかも欠損が生じにくく、耐久性に優れた切削工具を提供できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の複合部材を構成する複合硬質焼結体の一実施形態を示す斜視図である。
【図２】図１の複合硬質焼結体の（ａ）要部拡大断面図および（ｂ）Ａ−Ａ断面における結合金属相の金属の濃度分布図である。
【図３】本発明の複合部材の一実施形態を示す斜視図である。
【図４】（ａ）〜（ｄ）は、本発明の複合部材を構成する複合硬質焼結体の製造方法を説明するための工程図である。
【図５】本発明の複合部材の製造方法を説明するための図である。
【符号の説明】
１１複合硬質焼結体（シングルフィラメント構造）
１２芯材
１３被覆層
１４結合金属富化領域
１５複合部材（マルチフィラメント構造）[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a composite hard sintered body in which a long core material is coated with a coating layer, a composite member having a structure in which a plurality of cores are converged, and a cutting tool using the composite member.
[0002]
[Prior art]
Conventionally, in order to improve the toughness as well as the hardness and strength of the material, the outer peripheral surface of the long core formed of a sintered body of metal oxide, carbide, nitride, carbonitride, etc. A study of a composite hard sintered body coated with a coating layer made of a sintered body has been made, and proposed in Patent Documents 1 to 3, for example. It is described that the composite hard sintered bodies described therein can increase the toughness by increasing the fracture resistance of the structure without lowering the hardness.
[0003]
[Patent Document 1]
US Pat. No. 6,063,502,
[Patent Document 2]
US Pat. No. 5,645,781 [Patent Document 3]
JP-T-2001-506930 Publication [0004]
[Problems to be solved by the invention]
However, in the conventional composite hard sintered body as described in Patent Documents 1 to 3, for example, sufficient wear resistance required for a cutting tool, such as a drill or an end mill, which is subjected to high impact. Or defect resistance may not be obtained. As a cause of this, when a liquid phase appears in the core material and / or the coating layer and a component that finally becomes a bonded metal phase exists, the liquid phase diffuses between the core material and the coating layer during firing. In some cases, the core material and the coating layer have the same characteristics and the effect of improving toughness is lost. In addition, when the sintering temperature of the core material and the coating layer are greatly different, the liquid phase component moves from the low sintering temperature side to the high sintering temperature side, and the low sintering temperature side cannot be densified. There were also problems such as remaining voids.
[0005]
Accordingly, an object of the present invention is to densify both the core material and the coating layer in a composite hard sintered body in which the above-mentioned long core material is coated with a coating layer and a composite member having a structure in which a plurality of the cores are converged. Composite hard sintered body that can easily control the properties of the core material and the covering layer, and has excellent fracture resistance and wear resistance, a composite member using the same, and a cutting tool using the same Is to provide.
[0006]
[Means for Solving the Problems]
As a result of intensive studies to solve the above problems, the present inventor has found that the content of the bonded metal phase in the vicinity of the interface with the coating layer in the core material composed of the sintered body in which the hard crystal particles are bonded with the bonded metal phase. By forming a rich enriched region, it is possible to prevent unwanted movement of the bonded metal phase between the core material and the coating layer and to control both the core material and the coating layer to the desired amount and characteristics of the bonded metal phase. As a result, it has been found that the core material and coating layer of the composite structure can be controlled to the optimum composition and characteristics, and that when used as a cutting tool, the fracture resistance and wear resistance of the tool are greatly improved. It came to complete.
[0007]
That is, the composite member of the present invention has an outer peripheral surface of a long core made of a hard sintered body in which hard crystal particles are bonded with a bonded metal phase, and the core material has at least the concentration of the bonded metal phase. different ceramics or be coated with a coating layer of a hard sintered body bonded metal concentration at the interface between the coating layer of said core member, coupled to definitive binding metal concentration and the coating layer at the center portion of the core member A plurality of composite hard sintered bodies having a bonded metal-enriched region having a higher bonded metal concentration than the center of the core material near the interface of the core material with the coating layer are concentrated. It is characterized by comprising a structure . As described above, the presence of the bonded metal-enriched region in the vicinity of the surface of the core material acts to moderately suppress the diffusion of the bonded metal phase between the coating layer and the core material, and inherently wear resistance of the composite hard sintered body. The core part responsible for the property is given sufficient toughness to significantly improve the fracture resistance of the composite hard sintered body as a whole, and the core is formed by diffusion of the bound metal phase in the bound metal rich region existing near the surface of the core material. The coating layer covering the material has excellent adhesion.
[0008]
In particular, the ratio Ds / Dc of the binding metal concentration Ds in the vicinity of the interface of the core to the binding metal concentration Dc at the center of the core is preferably 1.05 or more.
[0009]
Therefore, in the composite hard sintered body of the present invention, both the core material and the coating layer are composed of a hard sintered body in which hard crystal particles are bonded with a bonded metal phase, and the inclusion of the bonded metal phase in the coated layer It is preferable that the amount is higher than the bond metal concentration in the central part of the core material because the fracture resistance of the composite hard sintered body as a whole is very excellent.
[0010]
According to the present invention, the composite hard sintered body is a single filament having a structure in which the outer periphery of one core is covered with a coating layer, and a multifilament having a structure in which a plurality of single filaments are focused. a composite member having a structure.
[0012]
Multifilament structures bundled composite hard sintered body several, since the concentration gradient continuously bound metal between sintered bodies adjacent in the entire circumferential direction occurs, the distribution of the core and the coating layer is averaged Localized characteristic variations make the structure as a whole stable, resulting in significantly improved fracture resistance, and by controlling the amount of bonded metal in the selected material and the particle size of the hard phase, wear resistance is improved. The improvement of the property can be easily achieved. For this reason, the multifilament structure is useful for a wide range of cutting tools such as milling and end mills in addition to drills.
[0013]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, an embodiment of a composite hard sintered body constituting a composite member of the present invention will be described in detail with reference to the drawings. FIG. 1 is a perspective view showing a composite hard sintered body 11 of the present embodiment. As shown in the figure, the composite hard sintered body 11 has a structure in which the outer peripheral surface of a long core 12 is covered with a coating layer 13.
[0014]
The core material 12 is made of a hard sintered body in which hard crystal particles are bonded with a bonded metal phase, and the coating layer 13 is made of a material different from the core material 12.
(Core material)
Specifically, the hard sintered body forming the core material 12 has at least one type of carbide, nitride, carbonitride in which the hard crystal particles are selected from the group of metals in groups 4a, 5a, and 6a of the periodic table. And, specifically, at least one selected from the group consisting of WC, TiC, TiCN, TiN, TaC, NbC, ZrC, ZrN, VC, Cr ₂ C and Mo ₂ C. Of these, WC, TiC or TiCN is particularly preferred as the main component. The hard particles in the core material may have an average particle size of 0.1 to 10 μm, preferably 0.1 to 2 μm, particularly 0.2 to 0.5 μm.
[0015]
In addition, examples of the binding metal include at least one selected from the group consisting of Fe, Co, and Ni. Of these, Co and / or Ni are preferred as main components.
[0016]
It is effective for enhancing the wear resistance that the hard crystal particles in the hard sintered body are present in a proportion of 80 to 95% by mass and the binder metal phase in a proportion of 5 to 20% by mass.
(Coating layer material)
On the other hand, the coating layer 13 is made of either a hard sintered body having a concentration of the binding metal phase different from that of the core material 12 or a ceramic obtained by bonding ceramic particles with a sintering aid.
[0017]
The ceramics, periodic table 4a, 5a and 6a metals, Al, Si and at least one oxide selected from the group consisting of Zn, carbides, nitrides, selected from the group consisting of carbonitrides and borides At least one selected from the above. Specific examples of the ceramic include Al ₂ O ₃ —TiC (TiCN), SiC, Si ₃ N ₄ , ZrO ₂ , TiB ₂ , and ZnO—TiC. Among these, Al ₂ O ₃ —TiC (TiCN) and / or SiC can be preferably used.
[0018]
As the hard sintered body or ceramics, polycrystalline diamond, DLC (diamond-like carbon), and cBN can be used in addition to the above-described materials.
[0019]
When the coating layer 13 is made of a hard sintered body, the hard crystal particles vary depending on the performance expected of the composite hard sintered body. For example, in order to achieve optimum characteristics as a cutting tool, the average particle diameter is 0. 0.1 to 10 μm, preferably 1 to 3 μm, and ceramic particles made of ceramics have an average particle size of 0.05 to 10 μm, preferably 0.1 to 3 μm.
(Enriched layer)
According to the present invention, as shown in the (a) enlarged cross-sectional view of the main part of the composite hard sintered body of FIG. 2 and (b) the metal concentration distribution diagram of the bonded metal phase in the AA cross section, the core material 12 is shown. binding metal concentration at the interface between the coating layer 13 is higher than the binding metal concentration definitive binding metal concentration and the coating layer 1 3 at the center portion of the core member 12, that is, the covering layer 13 of the core member 12 A major feature is that a bonded metal phase enriched region x having a higher concentration of the bonded metal phase than the center of the core material 12 exists in the vicinity of the interface.
Thus, the presence of the bonded metal phase-enriched region x in the vicinity of the interface of the core material 12 with the coating layer 13 has the ability to moderately suppress the diffusion of the bonded metal phase between the coating layer 13 and the core material 12. As a result, the core material 12 originally responsible for the wear resistance of the composite hard sintered body 11 is given sufficient toughness, and the fracture resistance of the entire composite hard sintered body 11 is remarkably improved, and the bonded metal phase enriched region x The coating layer 13 that covers the core material 12 has excellent adhesion due to the diffusion of the binding metal phase.
[0020]
Here, the metal concentration distribution of the bonded metal phase in FIG. 2B can be determined by performing a line analysis by wavelength dispersion X-ray microanalysis on the cross section of the composite hard sintered body. In the composite hard sintered body according to the present invention, as shown in FIG. 2 (b), the metal in the binding metal phase has a concentration gradient from the center of the core material 12 toward the interface. A region that is enriched with a binder metal phase in a region immediately below the interface in contact with the substrate.
[0021]
The maximum value Ds of the metal concentration of the bonded metal phase in the bonded metal phase-enriched region x and the metal concentration Dc of the bonded metal phase in the central portion of the core material 12 have a concentration ratio (Ds / Dc) of 1.05. As described above, particularly excellent effects are exhibited when the ratio is 1.1 or more, and further 1.2 or more.
[0022]
Further, in the coating layer 13 is bound metal content by the material is that turn into strange.
[0023]
Further, when the coating layer 13 is formed of a hard sintered body made of the same hard crystal particles as the core material 12 and a bonded metal phase, the amount of the bonded metal is once reduced near the interface, and the metal of the bonded metal phase in the coated layer 13 Convergence to concentration. Furthermore, when using ceramics as the coating layer, the metal concentration of the bonded metal phase decreases.
[0024]
In the present invention, in the bonded metal phase enriched region x, a so-called de-β layer (region in which the concentration of the B1-type solid solution is reduced near the surface of the cemented carbide) is not necessarily required.
[0025]
Further, in the present invention, the interdiffusion between the core material 12 and the coating layer 13 is caused by containing a substance that inhibits the diffusion of the binding metal, for example, ZrC, in the coating layer 13 by slowing the diffusion rate of the binding metal. Can be further suppressed.
[0026]
In addition, although ratio dc / ds with respect to thickness ds of the coating layer 13 of the diameter dc of the core material 12 which comprises the composite hard sintered compact 11 changes with uses, when using for a cutting tool, 5-100, Preferably Is 10 to 50, more preferably 20 to 30. In particular, the diameter of the core material 12 is appropriately set according to the application, but when used for a cutting tool, 5 to 50 μm, particularly 10 to 30 μm is appropriate.
[0027]
Further, according to the present invention, as shown in the perspective view of FIG. 3, (a) a composite member 15a in which a plurality of composite hard sintered bodies 11 are bundled, (b) the composite hard sintered body 11 or bundled. Examples include a composite member 15b formed by arranging a plurality of composite hard sintered bodies into a sheet, and (c) a composite member 15c obtained by stacking a plurality of the composite members 15b formed into a sheet. In the case of the composite member 15c, it is possible to change the orientation of the upper and lower sheets as shown in FIG.
(Manufacturing method)
Next, the manufacturing method of the composite hard sintered body 11 of the present invention will be described with reference to the process diagram of FIG. In the following embodiments, a case where both the core material 12 and the coating layer 13 are made of a hard sintered body will be described as an example.
<Molding process of core molding>
First, the hard particles having an average particle size of 0.1 to 1.5 μm are 80 to 95% by mass, preferably 85 to 90% by mass, and the bonded metal powder having an average particle size of 0.5 to 3 μm is 5 to 20% by mass. , Preferably 10 to 15% by mass, and if necessary, further adding a sintering aid component powder, an organic binder, a plasticizer, a solvent, a dispersant, a lubricant, etc. to this mixture and kneading, The obtained mixture is molded into a cylindrical shape by a molding method such as press molding or cast molding to produce a core body molded body 12a (see FIG. 4A). Here, in order to obtain a homogeneous composite molded body by coextrusion molding to be described later, the amount of the organic binder added is desirably 30 to 70% by volume, particularly 40 to 60% by volume.
[0028]
As the organic binder and plasticizer, paraffin wax, cellulose, polystyrene, polyethylene, ethylene-ethyl acrylate, ethylene-vinyl acetate, polybutyl methacrylate, polyethylene glycol, dibutyl phthalate, and the like can be used. As the solvent, dispersant and lubricant, polyethylene glycol, polyvinyl alcohol, mineral oil, butyl oleate, stearic acid and the like can be used.
[0029]
<Molding process of molding for covering layer>
Moreover, when forming the coating layer 13 with the hard sintered body similar to the core material 12, the average particle diameter is 85 to 95% by mass, preferably 90 to 95% by mass, and the average particle size is 1 to 10 μm. A mixed metal powder having a particle size of about 1 to 5 μm is mixed with 5 to 15% by mass, preferably 5 to 10% by mass to obtain a mixture. If necessary, the sintering aid component powder described above is further added to the mixture. Then, an organic binder, a plasticizer, a solvent, and the like are added, and the obtained mixture is formed into a half-cylindrical shape by a molding method such as press molding or cast molding to produce two covering layer molded

bodies

13a and 13a ( (Refer FIG.4 (b)).
[0030]
When the coating layer 13 is formed of ceramics, the ceramic particles having an average particle size of 0.05 to 3 μm are 90 to 99% by mass, preferably 95 to 99% by mass, and the average particle size is about 0.1 to 5 μm. 1 to 10% by mass, preferably 1 to 5% by mass of a sintering aid powder is obtained to obtain a mixture, which is molded into a half-cylindrical cylinder by a molding method such as press molding or casting. The molded

bodies

13a and 13a for the coating layer are produced.
[0031]
Furthermore, when the coating layer 13 is formed of a metal, a metal powder having an average particle diameter of 1 to 10 μm is formed into a half-cylindrical shape by a molding method such as press molding or casting, and two coating layer molded

bodies

13a, 13a is produced.
[0032]
Thereafter, the outer peripheral surface of the core material molded body 12a obtained as described above is disposed so as to be covered with the coating layer molded

bodies

13a and 13a, thereby producing a composite molded body 11a (see FIG. 4C). .
(Co-extrusion molding process)
Next, as shown in FIG. 4 (d), using the extruder 100, the composite molded body 11a is extruded (coextrusion molding in which the core molded body 12a and the covering layer molded

bodies

13a and 13a are simultaneously extruded. ) To form a composite molded body 11b that is covered with the core layer molded body 12a and is extended to a small diameter. At this time, the cross section of the composite molded body 11b can be formed into an arbitrary shape such as a triangle, a quadrangle, a pentagon, a hexagon, and an ellipse in addition to a circle by changing the outlet shape of the extruder 100.
[0033]
In the co-extrusion molding, the ratio D2 / D1 between the maximum diameter D1 of the composite molded body 11a and the maximum diameter D2 of the composite molded body 11b after the co-extrusion molding is suitably 0.02 to 0.2.
[0034]
Further, according to the present invention, as shown in FIG. 3, when a composite member in which the composite hard sintered body 11 is bundled, that is, a composite member having a so-called multifilament structure, is formed as described above. The bundling molded body 14 is formed by bundling the composite molded body 11b. In that case, an adhesive such as the binder may be interposed between the composite molded bodies 11b, and further, pressure may be applied to the focusing molded body 14 by CIP or the like. If necessary, the focusing molded body 14 may be used. As shown in FIG. 5 (a), it is possible to extend the focusing molded body 14 to a narrow diameter by extrusion molding. According to this method, it is possible to obtain stronger adhesion between the composite structures in the molded body.
[0035]
Further, according to FIGS. 3B, 3C and 3D, a plurality of composite molded bodies 11b or converging molded bodies 14 can be arranged in a plane direction to form a sheet, or the sheets can be laminated. is there. When stacking sheets, it is also possible to stack by changing the axial direction of each composite molded body 11b to an arbitrary angle (for example, 0 °, 45 °, 90 °, etc.) between the sheets. In that case, as shown in FIG. 5B, the composite molded body 14 made of a single sheet or a sheet laminate can be rolled by a roll 16.
[0036]
The composite molded body 11b and the focused molded body 14 obtained as described above can be further molded into an arbitrary shape by a molding method such as a known rapid protodiving method.
It is also possible to bond or join the above-described sheet or a slice of this sheet in the cross-sectional direction to the surface of a hard sintered body such as a conventional cemented carbide.
(Baking process)
Next, after the above-mentioned various composite molded bodies 11 and the convergent molded body 14 are heated or held at 300 to 700 ° C. for 10 to 200 hours to remove the binder, in vacuum or in an inert atmosphere, depending on the material used. The composite member 15 having a multifilament structure shown in FIG. 3 can be produced by firing at a predetermined temperature and a predetermined time.
[0037]
In particular, the core material 12 is composed of hard crystal particles made of at least one carbide, nitride, carbonitride selected from the group of metals in groups 4a, 5a, and 6a of the periodic table and a bonded metal phase made of iron group metal. when formed, Ar, it is desirable to calcining 0.5 to 2 hours at 1300 to 1600 ° C. in N ₂ or in a vacuum atmosphere.
[0038]
In addition, since the core material and the coating layer are simultaneously fired as described above, the optimum firing temperature of the material for forming the core material and the material for forming the coating layer is close to the firing temperature within 100 ° C. It is desirable to consist of.
[0039]
In the present invention, as a means for imparting the binder metal phase-enriched region x to the interface between the core material 12 and the coating layer 13, after forming the inside of a normal composition, the binder metal phase is applied to the surface thereof. A composition containing a large amount is applied to the surface, or when the core material 12 is a WC-Co cemented carbide, a B1 type solid solution phase such as TiC or TaC is formed in the raw material powder constituting the core material 12. In addition to metal carbides, nitrides such as TiN and TiCN and / or carbonitrides are added and bonded during the denitrification phenomenon where the nitrogen component in the nitrides or carbonitrides diffuses and moves to the surface during sintering. A metal-enriched layer can be formed on the surface by diffusing and transferring the metal of the metal phase to the surface.
The latter is particularly preferable in terms of simplification of the process.
[0040]
Since the composite hard sintered body of the present invention is excellent in fracture resistance and wear resistance, it is sufficient even when used as a material for a cutting tool such as a drill, milling cutter, end mill, drill bit, etc. Fracture resistance and wear resistance are obtained.
[0041]
In particular, it is suitable as an end mill material that is substantially cylindrical and requires impact resistance. In this case, the end mill is formed using a cylindrical composite member 15a in which the composite hard sintered body is converged as shown in FIG. 3A, and the longitudinal direction of the end mill and the longitudinal direction of the composite hard sintered body are the same. Used in parallel. These cutting tools can be manufactured by, for example, cutting the composite member 15 formed into a cylindrical shape or a rectangular parallelepiped shape by the above-described procedure into a cutting tool shape by a known method.
[0042]
【Example】
Examples 1-4, Comparative Example 1
Metal carbide and nitride having an average particle size of 0.7 to 0.9 μm, Co powder having an average particle size of 1.0 to 2.0 μm, Al ₂ O ₃ powder having an average particle size of 0.8 to 1.5 μm A composite hard sintered body was produced by the following procedure in the combination of the core material and the coating layer made of the composition shown in Table 1.
[0043]
First, in the preparation composition shown in Table 1, the raw material powder for the core material and the coating layer was weighed and mixed, and this was mixed at a ratio of 30% by volume of organic binder (cellulose and polyethylene glycol) and 20% by volume of solvent (polyvinyl alcohol). Addition gave a mixture. The mixture was extruded into a cylindrical shape with a diameter of 20 mm for the core member to produce a core material molded body 12a as shown in FIG.
[0044]
Next, the coating layer mixture was extruded into a half-cylindrical cylinder to produce two coating layer molded bodies 13a having a thickness of 1 mm as shown in FIG. The obtained two

moldings

13a, 13a for the covering layer were arranged so as to cover the outer peripheral surface of the core molding 12a, thereby producing a composite molding 11a as shown in FIG.
[0045]
Subsequently, the composite molded body 11a was coextruded to produce a composite molded body 11b having an extended diameter of 1 mm as shown in FIG. 4 (d).
[0046]
Further, 380 composite molded bodies 11b are focused to obtain a focused molded body 14, and the focused molded body 14 is again co-extruded in the same manner as the above-described extrusion molding step as shown in FIG. 4 (a). Thus, a composite member 15a having a multifilament structure was obtained. At this time, the single structure cell diameter in the composite member 15 having a multifilament structure was about 30 μm.
[0047]
Then, after removing the binder by heating the composite member 15 to 300 to 700 ° C. in 72 hours, the temperature was further increased at a temperature rising rate of 2.5 ° C./min. The composite member 15a having a length of 55 mm and a diameter of 5 mm was produced in a shape as shown in FIG. 3A by firing for an hour and further lowering the temperature at 3 ° C./min.
[0048]
The obtained composite member 15a was processed into an end mill shape, and a 2 μm TiN film was coated on this surface by the PVD method to obtain an end mill having an outer diameter of 1 mm and a blade length of 5 mm.
[0049]
[Table 1]

[0050]
Comparative Example 2
WC powder with an average particle diameter of 1 μm is weighed and mixed at a ratio of 10 mass% with Co powder with an average particle diameter of 1.5 μm, and an organic binder (paraffin wax) is added at a ratio of 15 volume%. This was compacted into a cylindrical shape and fired under the same conditions as in Example 1 to obtain a hard sintered body. An end mill was obtained from this hard sintered body in the same manner as in Example 1.
[0051]
Wavelength dispersive X-ray microanalysis was performed on the metal concentration of the bonded metal phase of the core member of the end mill obtained in Examples 1 to 4 and Comparative Examples 1 and 2, and the presence or absence of the bonded metal-enriched region and Ds / Dc The value of was measured.
[0052]
In addition, using the metal working electric tool to which each end mill obtained in Examples 1 to 4 and Comparative Examples 1 and 2 was attached, 200 holes were drilled in the workpiece (steel type: S45C) under the following conditions. The edge of the end mill after completion of opening was observed with a microscope, and the wear width of the cutting edge and the presence / absence of chipping were examined. Table 2 shows the results of analysis of the bound metal concentration and the observation results.
(Drilling conditions)
Speed: v = 60m / min Feed: f = 0.02mm / rev
Cutting depth: d = 2mm
[0053]
[Table 2]

[0054]
From the results of Table 2, Examples 1 to 4 having a bonded metal-enriched region in the vicinity of the interface with the coating layer of the core material have sufficient wear resistance, and have excellent performance against defects and chipping. showed that. On the other hand, the comparative example 1 in which the core metal surface portion has a reduced bonding metal concentration and the comparative example 2 made of a single material cause breakage and chipping, resulting in poor wear resistance.
[0055]
【The invention's effect】
As described above in detail, according to the present invention, the bond metal concentration at the interface with the coating layer of the long core material made of the hard sintered body in which the hard crystal particles are bonded with the bond metal phase is higher than the binding metal concentration definitive binding metal concentration and the coating layer at the center of the timber, i.e., bound metal concentration than the center of the core member in the vicinity of the interface between the coating layer of the core material is higher bound metal By forming the enriched region, it is possible to moderately suppress the diffusion of the bonded metal phase between the coating layer and the core material, and to impart sufficient toughness to the core material that bears wear resistance. The fracture resistance of the entire body is remarkably improved, and the adhesion between the core material and the coating layer can be enhanced by diffusion of the binder metal-enriched region into the binder metal phase, and a plurality of composite hard sintered bodies are focused. chipping composite member having excellent with structure And it is possible to obtain Bei wear resistance. Therefore, by using this composite member as a cutting tool, it is possible to provide a cutting tool that has good wear resistance and is less prone to chipping and has excellent durability.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a perspective view showing an embodiment of a composite hard sintered body constituting a composite member of the present invention.
2A is an enlarged cross-sectional view of a main part of the composite hard sintered body of FIG. 1 , and FIG. 2B is a metal concentration distribution diagram of a bonded metal phase in a cross section AA.
FIG. 3 is a perspective view showing an embodiment of a composite member of the present invention.
4A to 4D are process diagrams for explaining a method for producing a composite hard sintered body constituting the composite member of the present invention.
FIG. 5 is a view for explaining a method for producing a composite member of the present invention.
[Explanation of symbols]
11 Composite hard sintered body (single filament structure)
12 Core material 13 Cover layer 14 Bonded metal enriched region 15 Composite member (multifilament structure)

Claims

硬質結晶粒子を結合金属相にて結合した硬質焼結体からなる長尺状の芯材の外周面を、該芯材とは少なくとも前記結合金属相の濃度が異なるセラミックスまたは硬質焼結体からなる被覆層によって被覆してなり、前記芯材の前記被覆層との界面における結合金属濃度が、前記芯材の中心部における結合金属濃度および前記被覆層における結合金属濃度よりも高いことを特徴とする複合硬質焼結体が複数本集束された構造を有する複合部材。The outer peripheral surface of a long core material made of a hard sintered body in which hard crystal particles are bonded with a bonded metal phase is made of a ceramic or a hard sintered body having at least a different concentration of the bonded metal phase from the core material. it was coated with a coating layer, binding metal concentration at the interface between the coating layer of said core material, and wherein a higher than the bonding metal concentration and bound metal concentrations definitive in the coating layer at the center portion of the core member A composite member having a structure in which a plurality of hard composite sintered bodies are converged .

前記芯材の中心部の結合金属濃度Ｄｃに対する前記被覆層との芯材の界面付近における結合金属濃度の最大値Ｄｓの比率Ｄｓ／Ｄｃが１．０５以上であることを特徴とする請求項１記載の複合部材。The ratio Ds / Dc of the maximum value Ds of the bond metal concentration in the vicinity of the interface of the core material with the coating layer to the bond metal concentration Dc at the center of the core material is 1.05 or more. The composite member described.

前記芯材における硬質結晶粒子が、周期律表第４ａ，５ａ，６ａ族金属の群から選ばれる少なくとも１種の炭化物、窒化物、炭窒化物からなり、前記結合金属相が鉄族金属からなることを特徴とする請求項１または請求項２記載の複合部材。The hard crystal particles in the core material are composed of at least one carbide, nitride, carbonitride selected from the group of Group 4a, 5a, and 6a metals in the periodic table, and the binding metal phase is composed of an iron group metal. The composite member according to claim 1 or 2, characterized by the above.

前記芯材および被覆層が、いずれも硬質結晶粒子を結合金属相にて結合した硬質焼結体からなり、前記被覆層中の結合金属相の含有量が前記芯材中心部の結合金属濃度よりも高いことを特徴とする請求項１乃至請求項３のいずれか記載の複合部材。Each of the core material and the coating layer is made of a hard sintered body in which hard crystal particles are bonded with a bonded metal phase, and the content of the bonded metal phase in the coating layer is based on the bonded metal concentration in the center of the core material. The composite member according to any one of claims 1 to 3, wherein the composite member is also high.

請求項１乃至４のいずれか記載の複合部材からなる切削工具。A cutting tool comprising the composite member according to claim 1 .