JPH0693473A - Coated cemented carbide - Google Patents
Coated cemented carbideInfo
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- JPH0693473A JPH0693473A JP5795293A JP5795293A JPH0693473A JP H0693473 A JPH0693473 A JP H0693473A JP 5795293 A JP5795293 A JP 5795293A JP 5795293 A JP5795293 A JP 5795293A JP H0693473 A JPH0693473 A JP H0693473A
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Abstract
Description
【0001】[0001]
【産業上の利用分野】本発明は切削工具等に使用される
強靱かつ耐摩耗性に優れた被覆超硬合金に関するもので
ある。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a coated cemented carbide which is tough and has excellent wear resistance, which is used for cutting tools and the like.
【0002】[0002]
【従来の技術】近年、切削加工の高能率化が求められ、
超硬合金の表面に炭化チタン等の被覆層を蒸着した被覆
超硬合金が、母材の靱性と表面の耐摩耗性を兼ね具える
ため、高能率な切削工具として多用されている。切削効
率は切削速度(V)と送り量(f)で決まるが、Vを上
昇させると工具寿命が急速に低下する。このため、fを
高くして切削効率を向上させてきた。この場合、高い切
削応力に対応できる母材の強靱性が求められ、この対応
策として、合金母材中の結合相量を多くする方法があ
る。又、V,f共に上昇させることも行われている。2. Description of the Related Art In recent years, there has been a demand for high efficiency in cutting,
A coated cemented carbide obtained by vapor-depositing a coating layer of titanium carbide or the like on the surface of a cemented carbide has both toughness of the base material and wear resistance of the surface, and is therefore widely used as a highly efficient cutting tool. The cutting efficiency is determined by the cutting speed (V) and the feed amount (f), but increasing V shortens the tool life rapidly. Therefore, f has been increased to improve cutting efficiency. In this case, the toughness of the base material that can cope with high cutting stress is required, and as a countermeasure against this, there is a method of increasing the amount of binder phase in the alloy base material. Further, it is also performed to raise both V and f.
【0003】[0003]
【発明が解決しようとする課題】しかし、結合相の増加
は靱性向上につながるものの、切削速度の高い条件下で
は刃先の塑性変形を生じる。又、高速切削条件に対応す
るため、合金中のTiやTaなどの炭化物を増加して合
金の耐熱性を向上させ、工具寿命を改善する方法もあ
る。しかし、このような手段によっても合金強度の著し
い低下を招く欠点がある。However, although the increase of the binder phase leads to the improvement of the toughness, the plastic deformation of the cutting edge occurs under the condition of high cutting speed. There is also a method of improving the heat resistance of the alloy and increasing the tool life by increasing carbides such as Ti and Ta in the alloy in order to cope with high-speed cutting conditions. However, there is a drawback in that the strength of the alloy is remarkably lowered by such means.
【0004】本発明は上記の欠点を解消し、従来の技術
では達成できなかった高能率加工の条件下で、耐摩耗性
と靱性を保持した切削工具に利用できる被覆超硬合金を
提供することを目的とする。The present invention solves the above-mentioned drawbacks and provides a coated cemented carbide which can be used for a cutting tool that maintains wear resistance and toughness under conditions of high efficiency machining which could not be achieved by conventional techniques. With the goal.
【0005】[0005]
【課題を解決するための手段】 前記目的を達成するため、本発明被覆超硬合金は、W
Cと1種以上の鉄族金属を結合相金属と、周期律表4
a,5a,6a族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物から
選ばれた2種以上の硬質相からなる超硬合金母材の表面
に、被覆層を有する被覆超硬合金において、前記硬質相
には、Zr及び/又はHfを含む炭化物、窒化物、炭窒
化物より選ばれる1種以上と、Tiを含む炭化物、窒化
物、炭窒化物より選ばれる1種以上が共存し、前記被覆
層は、周期律表4a、5a、6a族金属の炭化物、窒化
物、酸化物、ホウ化物及び酸化アルミニウムから選ばれ
た1種以上の単層又は多重層で構成される。In order to achieve the above object, the coated cemented carbide of the present invention comprises W
C and one or more iron group metals as a binder phase metal, and Periodic Table 4
In a coated cemented carbide having a coating layer on the surface of a cemented carbide base material composed of two or more hard phases selected from carbides, nitrides, and carbonitrides of a, 5a, and 6a group metals, the hard phase Contains at least one selected from carbides, nitrides, and carbonitrides containing Zr and / or Hf and at least one selected from carbides, nitrides, and carbonitrides containing Ti. Is composed of one or more single layers or multiple layers selected from carbides, nitrides, oxides, borides and aluminum oxides of metals of Groups 4a, 5a and 6a of the Periodic Table.
【0006】このような構造をとる理由を以下に説明す
る。従来、周期律表4a,5a,6a族金属の炭化物な
どは、合金の耐摩耗性向上のため、添加されてきた。し
かし、これらはWCと固溶体化しやすく、合金中最も強
度の高いWC量を減少させることになり、合金強度の低
下を招く欠点があった。The reason why such a structure is adopted will be described below. Conventionally, carbides of metals of the 4a, 5a and 6a groups of the periodic table have been added to improve the wear resistance of alloys. However, these are liable to form a solid solution with WC, which reduces the amount of WC having the highest strength in the alloy, which has a drawback of lowering the alloy strength.
【0007】ところで、「粉体および粉末冶金第26巻
第6号,213」に示されるように、Zrの炭化物は、
室温,高温での合金強度が、4a,5a,6a族金属
中、最も高い部類に属する。従って、Zrの炭化物を添
加した超硬合金は実用上最も好ましい合金と考えられ
る。しかし、4a族金属中、Zr,Hfの炭化物や窒化
物を添加した超硬合金の実用例はほとんど見られない。
これは、これらの炭化物が硬度が低く、耐摩耗性に難が
あるためと考えられる。By the way, as shown in "Powder and Powder Metallurgy Vol. 26, No. 6, 213", Zr carbide is
The alloy strength at room temperature and high temperature belongs to the highest class among 4a, 5a and 6a group metals. Therefore, the cemented carbide containing Zr carbide is considered to be the most preferable alloy for practical use. However, practical examples of cemented carbide to which Zr and Hf carbides and nitrides are added among the 4a group metals are hardly seen.
This is presumably because these carbides have low hardness and are difficult to wear.
【0008】本発明は、これら炭化物を添加した超硬合
金の実用化のため、種々検討して完成に至ったもので、
その特徴は、Zr,Hfの炭化物などで合金強度の維持
を図り、かつ合金硬度の不足を解決するために、Tiの
炭化物などを添加し、共存させる点にある。The present invention has been completed through various studies in order to put these cemented carbides into practical use.
The feature is that in order to maintain the alloy strength with Zr, Hf carbides and the like and to solve the lack of alloy hardness, Ti carbide and the like are added and coexist.
【0009】即ち、合金中にZrの炭化物などを添加す
ると、Tiの炭化物などはWCと固溶しにくくなること
を見いだし、これを利用して、硬度と強度の両立を可能
にしたものである。That is, it was found that when a Zr carbide or the like is added to the alloy, the Ti carbide or the like becomes difficult to form a solid solution with WC, and by utilizing this, it is possible to achieve both hardness and strength. .
【0010】尚、Ti,Zr,Hfには、予めW,T
a,Nb,V等を固溶させた炭化物,炭窒化物の形で合
金中に添加することができる。Zrの炭窒化物などと共
存するTiの炭化物には、予めZr等を固溶させていて
もよく、又Zrの炭窒化物は、Hfとの固溶体であって
も本発明の効果は失われない。Incidentally, Ti, Zr, and Hf are preliminarily written in W and T.
It can be added to the alloy in the form of a carbide or carbonitride in which a, Nb, V, etc. are solid-solved. Zr or the like may be dissolved in advance in Ti carbide coexisting with Zr carbonitride or the like, and the effect of the present invention is lost even if Zr carbonitride is a solid solution with Hf. Absent.
【0011】また、被覆超硬合金において、Zr及び/
又はHfを含む炭化物、窒化物、炭窒化物より選ばれる
1種以上の硬質相中の金属成分Zr及びHfの量(M1
「mol」)と、Tiを含む炭化物、窒化物、炭窒化物
より選ばれる1種以上の硬質相中の金属成分Tiの量
(M2「mol」)をmol比で表した場合、以下の関
係にあることを特徴とする。 0.2≦M1/(M1+M2)≦0.9In the coated cemented carbide, Zr and / or
Alternatively, the amount of metal components Zr and Hf (M1) in one or more hard phases selected from carbides, nitrides, and carbonitrides containing Hf.
"Mol") and the amount of metal component Ti (M2 "mol") in one or more hard phases selected from carbides, nitrides, and carbonitrides containing Ti, expressed as a mol ratio, the following relationship It is characterized by being in. 0.2 ≦ M1 / (M1 + M2) ≦ 0.9
【0012】0.2未満では、Zr及び/又はHfを含
む炭化物等の硬質層と、Tiを含む炭化物等の硬質層を
共存させることが困難だからである。即ち、複炭化物等
が形成され易いために本発明の目的を達成することがで
きない。又、0.9を越えると、合金硬度が不足する。
好ましくは0.3〜0.7の範囲である。If it is less than 0.2, it is difficult to make a hard layer such as a carbide containing Zr and / or Hf coexist with a hard layer such as a carbide containing Ti. That is, the object of the present invention cannot be achieved because double carbides and the like are easily formed. On the other hand, if it exceeds 0.9, the alloy hardness becomes insufficient.
The range is preferably 0.3 to 0.7.
【0013】さらに、被覆層直下から母材内部に向かっ
て、周期律表5a,6a族金属の炭化物、窒化物、炭窒
化物より選ばれる1種以上の硬質相が消失し、かつZr
及び/又はHfを含む炭化物、窒化物、炭窒化物より選
ばれる1種以上の硬質相と、Tiを含む炭化物、窒化
物、炭窒化物より選ばれる1種以上の硬質相が減少又は
消失してなる表層領域を有し、その厚さが2〜100μ
mであることを特徴とする。Further, one or more hard phases selected from carbides, nitrides and carbonitrides of metals of Groups 5a and 6a of the Periodic Table disappear from just below the coating layer to the inside of the base material, and Zr
And / or one or more hard phases selected from carbides, nitrides and carbonitrides containing Hf and one or more hard phases selected from carbides, nitrides and carbonitrides containing Ti are reduced or eliminated. Having a surface layer region of 2 to 100 μm
It is characterized by being m.
【0014】この構造で、表層領域のZr及び/又はH
fを含む炭化物、窒化物、炭窒化物より選ばれる1種以
上の硬質相と、Tiを含む炭化物、窒化物、炭窒化物よ
り選ばれる1種以上の硬質相が完全に消失した場合、当
該領域は、WCと結合相のみからなる。With this structure, Zr and / or H in the surface layer region
When one or more hard phases selected from carbides, nitrides, and carbonitrides containing f and one or more hard phases selected from carbides, nitrides, and carbonitrides containing Ti are completely disappeared, The region consists of WC and bonded phase only.
【0015】このような構造によって、合金表面の靱性
を向上させることができる。尚、従来、Tiの窒化物、
炭窒化物を利用すれば、合金表面にTiの窒化物などが
消失することが知られているが、(例えば、日本金属学
会誌第45巻第1号、95)工具切れ刃稜線部には、そ
れが残存していた。しかし。Tiの窒化物などを含む超
硬合金を1500℃を越える温度で熱処理すると、この
稜線部においTiの窒化物が消失することが知られる
(Material Science and Engineering,1988,225-234
)。この点、本発明合金では、1500℃を越える温
度で熱処理することなく、通常の焼結によっても、Z
r,Hfの窒化物等を合金に添加した場合、5a,6a
族金属の炭化物などの硬質相も含め、Tiの窒化物は消
失又は減少する構造となっている。この構造により、従
来の合金に比して、工具切れ刃の靱性を著しく向上させ
ることが可能になった。With such a structure, the toughness of the alloy surface can be improved. Conventionally, Ti nitride,
It is known that Ti nitrides and the like disappear on the alloy surface when carbonitride is used (for example, Journal of Japan Institute of Metals, Vol. 45, No. 1, 95). , It remained. However. It is known that when a cemented carbide containing a Ti nitride or the like is heat-treated at a temperature exceeding 1500 ° C., the Ti nitride disappears at this ridge (Material Science and Engineering, 1988,225-234).
). In this respect, the alloy according to the present invention does not undergo heat treatment at a temperature exceeding 1500 ° C.
When nitrides such as r and Hf are added to the alloy, 5a, 6a
The nitride of Ti including the hard phase such as the carbide of the group metal disappears or decreases. This structure makes it possible to significantly improve the toughness of the tool cutting edge as compared with the conventional alloy.
【0016】係る表層領域の厚さは、母材表面から2μ
m未満では靱性向上の効果がなく、100μmを越える
と耐摩耗性の低下につながる。好ましくは、5〜50μ
m以内である。The thickness of the surface layer region is 2 μm from the surface of the base material.
If it is less than m, there is no effect of improving toughness, and if it exceeds 100 μm, wear resistance is lowered. Preferably, 5 to 50 μ
It is within m.
【0017】この表層領域の厚さ制御は、原料粉末のう
ち、Zr及び/又はHfを含む炭化物、窒化物、炭窒化
物より選ばれる1種以上の硬質相と、Tiを含む炭化
物、窒化物、炭窒化物より選ばれる1種以上の硬質相の
いずれか、若しくは5a,6a族金属の硬質相を窒化物
又は炭窒化物として当該合金に添加し、1350〜15
00℃の範囲で、真空中又は一定の窒素圧力下にて保持
し、その保持時間を制御することにより行う。The thickness of the surface layer region can be controlled by controlling one or more hard phases selected from carbides, nitrides, and carbonitrides containing Zr and / or Hf in the raw material powder, and carbides and nitrides containing Ti. , One or more hard phases selected from carbonitrides, or a hard phase of a 5a or 6a group metal is added to the alloy as a nitride or carbonitride, 1350 to 15
It is carried out by holding in a vacuum or under a constant nitrogen pressure in the range of 00 ° C. and controlling the holding time.
【0018】尚、実際の工具で、工具として使用しない
部分(例えば、スローアウェイチップの座面)は、寸法
精度(厚さなど)を出すために、合金焼結体の段階で研
削加工される。この結果、座面部の表層領域はなくな
り、その後、被覆層が形成されることになる。このよう
に、本発明合金が、工具として加工された場合、その全
面に表層領域を有するとは限らない。Incidentally, in an actual tool, a portion which is not used as a tool (for example, the seat surface of the throw-away tip) is ground at the stage of the alloy sintered body in order to obtain dimensional accuracy (thickness, etc.). . As a result, the surface layer region of the seat surface portion disappears, and then the coating layer is formed. As described above, when the alloy of the present invention is processed as a tool, it does not always have a surface layer region on its entire surface.
【0019】又、表層領域から合金内部に向かって、T
iを含む炭化物、窒化物又は炭窒化物より選ばれる1種
以上の硬質相の量が、当該合金内部に比べて多い層を有
し、その厚さが1〜50μmであることを特徴とする。Further, from the surface layer region to the inside of the alloy, T
An amount of one or more hard phases selected from carbides, nitrides or carbonitrides containing i has a layer larger than that in the inside of the alloy, and the thickness thereof is 1 to 50 μm. .
【0020】表層領域の内側に、Tiを含む炭化物等の
硬質相を設けることによって、温度の上昇によって生じ
る工具切り刃の塑性変形を最小限に抑えることができ
る。表層領域の内側1μm未満ではこの効果がなく、5
0μmを越えると靱性低下につながる。By providing a hard phase such as a carbide containing Ti inside the surface layer region, it is possible to minimize the plastic deformation of the tool cutting edge caused by the temperature rise. This effect does not occur when the thickness is less than 1 μm inside the surface layer region.
If it exceeds 0 μm, toughness is reduced.
【0021】この領域は、Zr等の硬質相が消失後に、
Tiの炭化物、窒化物、炭窒化物のみが液相から析出し
て生じたものと考えられる。この場合、TiとWCが反
応して複炭化物、複窒化物として析出するほか、5a,
6a族の元素を含むこともあり得る。即ち、この領域
は、WC、Tiを含む炭化物、炭窒化物或はTiとWC
含む炭化物、炭窒化物と、結合相金属からなる。In this region, after the hard phase such as Zr disappears,
It is considered that only Ti carbides, nitrides, and carbonitrides of Ti were precipitated from the liquid phase. In this case, Ti reacts with WC to precipitate as a double carbide and a double nitride, and 5a,
It may also contain elements of group 6a. That is, this region is composed of WC, carbide containing Ti, carbonitride, or Ti and WC.
Containing carbides, carbonitrides, and binder phase metals.
【0022】尚、表層領域から合金内部に向かって、1
〜50μmの領域の最高硬度は、Hv硬度、荷重500
gで表して、1400〜1900kg/mm2 である。
1400kg/mm2 未満では耐塑性変形向上に効果が
なく、1900kg/mm2を越えると靱性が低下す
る。好ましくは、1500〜1700kg/mm2 であ
る。In addition, from the surface layer area toward the inside of the alloy, 1
The maximum hardness in the region of up to 50 μm is Hv hardness, load 500
Expressed in g, it is 1400 to 1900 kg / mm 2 .
If it is less than 1400 kg / mm 2 , there is no effect in improving the plastic deformation resistance, and if it exceeds 1900 kg / mm 2 , toughness decreases. It is preferably 1500 to 1700 kg / mm 2 .
【0023】このような構造は、合金中のZr及び/又
はHfを含む炭化物、窒化物又は炭窒化物より選ばれる
1種以上の硬質相中の金属成分Zr,Hfの量(M1)
と、Tiを含む炭化物、窒化物又は炭窒化物から選ばれ
る1種以上の硬質相中の金属成分Tiの量(M2)をm
olの比で表して、0.2〜0.9、好ましくは0.3
〜0.8として、1350〜1500℃の範囲におい
て、真空中又は一定の窒素圧力下で保持することで得ら
れる。そして、その保持時間を制御することにより、そ
の厚さと最高硬度を制御することができる。一般には、
Tiを含む硬質相の量が増加すると、即ち、M1,M2
の比が減少すると、Tiを含む炭化物等の領域が広くな
り、その最高硬度も高くなる。Such a structure has an amount (M1) of metal components Zr and Hf in one or more hard phases selected from carbides, nitrides or carbonitrides containing Zr and / or Hf in the alloy.
And the amount (M2) of the metal component Ti in one or more hard phases selected from carbides, nitrides or carbonitrides containing Ti, m
expressed as a ratio of ol, 0.2 to 0.9, preferably 0.3.
It is obtained by holding in vacuum or under a constant nitrogen pressure in the range of 1350-1500 ° C. By controlling the holding time, the thickness and the maximum hardness can be controlled. In general,
When the amount of the hard phase containing Ti increases, that is, M1, M2
When the ratio of is decreased, the area of carbides containing Ti becomes wider and the maximum hardness thereof becomes higher.
【0024】また、被覆層直下から母材の内部に向かっ
て、合金内部のWC粒度に比較して粒度の粗いWC粒子
からなる領域を有し、その厚さが1〜100μmである
ことを特徴とする。Further, from immediately below the coating layer toward the inside of the base material, there is a region composed of WC particles having a coarser grain size than the WC grain size inside the alloy, and the thickness thereof is 1 to 100 μm. And
【0025】このように、合金母材表面のWC粒度のみ
を粗粒化した構造により、切削加工時に生ずる亀裂発生
に対する抵抗力を高め、耐欠損性が向上するものと考え
られる。この粗粒WC領域の厚さは、1μm未満では効
果がなく、100μmを越えると、耐摩耗性低下につな
がる。好ましくは5〜10μmである。As described above, it is considered that the structure in which only the WC grain size on the surface of the alloy base material is made coarser enhances the resistance to cracking that occurs during cutting and improves the fracture resistance. If the thickness of the coarse-grained WC region is less than 1 μm, there is no effect, and if it exceeds 100 μm, the wear resistance is reduced. It is preferably 5 to 10 μm.
【0026】ここで、粗粒WCの大きさは、合金内部の
それに対して、平均1.5〜5倍である。従って、粗粒
WC領域の厚さが1μmの場合は、平均粒度が約0.5
μm程度の微粒WCを有する場合である。この構造は、
前記の各構造と組み合わせることにより一層その効果が
発現できる。Here, the average size of the coarse grains WC is 1.5 to 5 times that of the inside of the alloy. Therefore, when the thickness of the coarse grain WC region is 1 μm, the average grain size is about 0.5.
This is the case of having fine particles WC of about μm. This structure is
The effect can be further expressed by combining with each of the above structures.
【0027】このような構造が形成される理由は不明だ
が、合金中にZr,Hfの炭化物又は炭窒化物を含ま
せ、窒素雰囲気中、1320〜1360℃に加熱するこ
とで達成できる。WC粒度は、窒素圧力,保持温度,保
持時間,合金炭素量で制御できる。一般に、合金中に遊
離炭素が存在し、窒素圧力が低いほど粗粒化し易い。理
由は不明だが、前記温度域をはずれると粗粒化が生じな
い。Although the reason why such a structure is formed is not clear, it can be achieved by including Zr, Hf carbides or carbonitrides in the alloy and heating at 1320 to 1360 ° C. in a nitrogen atmosphere. The WC grain size can be controlled by the nitrogen pressure, the holding temperature, the holding time, and the amount of alloy carbon. Generally, free carbon is present in the alloy, and the lower the nitrogen pressure, the more likely it is to coarsen. Although the reason is not clear, coarsening does not occur outside the temperature range.
【0028】尚、合金表面のWC粒度を粗粒化する公知
技術として、特開平3−190604号公報記載のもの
がある。しかし、この技術による粗粒化率は1.2倍程
度であり、本発明のように1.5倍以上の粗粒化は到底
達成することができない。A known technique for coarsening the WC grain size on the surface of the alloy is disclosed in Japanese Patent Laid-Open No. 190604/1993. However, the coarsening rate by this technique is about 1.2 times, and the coarsening of 1.5 times or more as in the present invention cannot be achieved at all.
【0029】又、被覆層直下から母材の内部に向かっ
て、合金内部に比較して結合相量が富化してなる層を有
し、その厚さが1〜100μmであることを特徴とす
る。このような層は、合金表面靱性を向上させ、工具靱
性の改善に効果がある。この厚さは、1μm未満では効
果がなく、100μmを越えると耐摩耗性が低下する。
好ましくは、5〜30μmである。Further, there is a layer in which the amount of the binder phase is enriched as compared with the inside of the alloy from immediately below the coating layer toward the inside of the base material, and the thickness thereof is 1 to 100 μm. . Such a layer improves the alloy surface toughness and is effective in improving the tool toughness. If this thickness is less than 1 μm, there is no effect, and if it exceeds 100 μm, the wear resistance decreases.
The thickness is preferably 5 to 30 μm.
【0030】尚、この構造は、Zr等の窒化物、炭窒化
物の消失又は減少過程、合金表面のWC粒子の粗粒化過
程において、焼結雰囲気の真空度又は窒素圧力を1〜5
torr以下とすることで達成できる。あるいは、冷却
過程において、冷却速度を5℃/min以下として、高
真空下で冷却することによっても達成できる。In this structure, the degree of vacuum or nitrogen pressure in the sintering atmosphere is 1 to 5 in the process of disappearing or reducing nitrides such as Zr and carbonitrides, and the process of coarsening WC particles on the alloy surface.
It can be achieved by setting it to torr or less. Alternatively, it can be achieved by cooling in a high vacuum at a cooling rate of 5 ° C./min or less in the cooling process.
【0031】又、被覆層直下から母材の内部に向かっ
て、Zr及び/又はHfの窒化物若しくは炭窒化物から
なる層を有し、この層の厚さが0.01〜3.00μm
であることを特徴とする。この層は、被覆層との接着性
改善に効果があるほか、切削加工時に被覆層が損傷,摩
耗した場合、工具の摩耗を抑制する効果がある。Further, a layer made of a nitride or carbonitride of Zr and / or Hf is provided from immediately below the coating layer toward the inside of the base material, and the layer has a thickness of 0.01 to 3.00 μm.
Is characterized in that. This layer has the effect of improving the adhesiveness with the coating layer, and also has the effect of suppressing the wear of the tool when the coating layer is damaged or worn during cutting.
【0032】0.01μm未満ではこの効果がなく、
3.00μmを越えると、靱性を失う。好ましくは、
0.5〜2.0μmである。尚、このような構造は、合
金を窒素雰囲気中にて、液相出現温度以上に保持するこ
とで達成できる。そして、厚さ制御は、窒素圧力、保持
温度、保持時間を制御することで行う。If the thickness is less than 0.01 μm, this effect does not occur.
If it exceeds 3.00 μm, the toughness is lost. Preferably,
It is 0.5 to 2.0 μm. Incidentally, such a structure can be achieved by maintaining the alloy in a nitrogen atmosphere at a liquid phase appearance temperature or higher. Then, the thickness control is performed by controlling the nitrogen pressure, the holding temperature, and the holding time.
【0033】さらに、本発明被覆超硬合金は、WCと
1種以上の鉄族金属からなる結合相とを基とし、さらに
Zr及び/又はHfを主成分とする金属の炭化物、窒化
物、炭窒化物より選ばれる1種以上の硬質相と、Tiを
主成分とする金属の炭化物、窒化物、炭窒化物より選ば
れる1種以上の硬質相とが共存してなる超硬合金母材の
表面に、周期律表4a、5a、6a族金属の炭化物、窒
化物、酸化物、ホウ化物及び酸化アルミニウムから選ば
れた1種以上の単層又は多重層の被覆層を有することを
特徴とするものである。Further, the coated cemented carbide of the present invention is based on WC and a binder phase composed of one or more iron group metals, and further contains a metal carbide, nitride or charcoal containing Zr and / or Hf as a main component. Of a cemented carbide base material in which one or more hard phases selected from nitrides and one or more hard phases selected from carbides, nitrides, and carbonitrides of metals containing Ti as a main component coexist It is characterized in that it has one or more single-layer or multi-layer coating layers selected from carbides, nitrides, oxides, borides and aluminum oxides of metals of Groups 4a, 5a and 6a of the Periodic Table on the surface. It is a thing.
【0034】前述のごとく、Zr,Hfの炭化物などは
Tiのそれに比較して合金強度の低下が少なく、高温下
での合金強度が高いという特徴を持つ。しかし、欠点と
して硬度が低いことがあげられる。そこで、この欠点を
解消するために、Zr及び/又はHfの炭化物などの硬
質相と、Tiの炭化物などの硬質相を共存させ、強度と
硬度の両立を可能にした点に本発明の特徴がある。ここ
で、Ti,Zr,Hfには、予めWを固溶させた炭化
物,炭窒化物の形で合金中に添加することができる。Z
rの炭窒化物などと共存するTiの炭化物には、予めZ
r等を固溶させていてもよく、又Zrの炭窒化物は、H
fとの固溶体であっても本発明の効果は失われない。As described above, Zr, Hf carbides and the like are characterized in that the alloy strength is less deteriorated as compared with that of Ti and the alloy strength is high at high temperatures. However, a drawback is that the hardness is low. Therefore, in order to eliminate this drawback, the feature of the present invention is that a hard phase such as a Zr and / or Hf carbide and a hard phase such as a Ti carbide are allowed to coexist, thereby achieving both strength and hardness. is there. Here, Ti, Zr, and Hf can be added to the alloy in the form of carbide or carbonitride in which W is previously solid-dissolved. Z
For the carbide of Ti that coexists with the carbonitride of r, etc., Z
r, etc. may be solid-dissolved, and the carbonitride of Zr is H
Even if it is a solid solution with f, the effect of the present invention is not lost.
【0035】このように、Zr及び/又はHfの炭化物
などと、Tiの炭化物などを共存させるには、Zr及び
/又はHfを主成分とする金属の炭化物、窒化物、炭窒
化物より選ばれる1種以上の硬質相中の金属成分Zr及
びHfの量(M1「mol」)と、Tiを主成分とする
金属の炭化物、窒化物、炭窒化物より選ばれる1種以上
の硬質相中の金属成分Tiの量(M2「mol」)をm
ol比で表した場合、前記と同様の理由で以下の関係
にあることを必要とする。 0.2≦M1/(M1+M2)≦0.9As described above, in order to make Zr and / or Hf carbides and the like coexist with Ti carbides and the like, they are selected from metal carbides, nitrides and carbonitrides containing Zr and / or Hf as the main components. The amount (M1 “mol”) of the metal components Zr and Hf in the one or more hard phases, and the content of the one or more hard phases selected from carbides, nitrides, and carbonitrides of metals containing Ti as the main component. The amount of metal component Ti (M2 “mol”) is m
When expressed by the ol ratio, it is necessary to have the following relationship for the same reason as above. 0.2 ≦ M1 / (M1 + M2) ≦ 0.9
【0036】即ち、0.2未満では、Zr及び/又はH
fを主成分とする金属の炭化物等の硬質層と、Tiを主
成分とする金属の炭化物等の硬質層を共存させることが
できない。つまり、複炭化物等が形成され易いために本
発明の目的を達成することができない。又、0.9を越
えると、合金硬度が不足する。好ましくは0.3〜0.
7の範囲である。That is, if it is less than 0.2, Zr and / or H
It is impossible to coexist a hard layer such as a metal carbide containing f as a main component and a hard layer such as a metal carbide containing Ti as a main component. That is, the object of the present invention cannot be achieved because double carbides and the like are easily formed. On the other hand, if it exceeds 0.9, the alloy hardness becomes insufficient. Preferably 0.3-0.
The range is 7.
【0037】又、被覆層直下より2〜100μm以内の
深さにわたって、Zr及び/又はHfを主成分とする金
属の炭化物、窒化物、炭窒化物より選ばれる1種以上の
硬質相と、Tiを主成分とする金属の炭化物、窒化物、
炭窒化物より選ばれる1種以上の硬質相が減少又は消失
してなる領域(以下表層領域という)を有することを特
徴とする。この表層領域を有することで、合金表面の靱
性を向上させることができる。この場合も、前記と同
様に、Zr,Hfの窒化物等の添加により、被覆層直下
の全域で、Tiの窒化物は消失又は減少する構造となっ
ている。この構造により、従来の合金に比して、工具切
り刃の靱性を著しく向上させることが可能になった。In addition, one or more hard phases selected from carbides, nitrides, and carbonitrides of metals containing Zr and / or Hf as main components and Ti within a depth of 2 to 100 μm directly below the coating layer, and Ti. Carbides, nitrides of which the main component is
It is characterized by having a region (hereinafter referred to as a surface region) in which one or more hard phases selected from carbonitrides are reduced or eliminated. By having this surface layer region, the toughness of the alloy surface can be improved. Also in this case, similarly to the above, the structure is such that the nitride of Ti disappears or decreases in the entire region immediately below the coating layer by the addition of the nitride of Zr, Hf or the like. This structure makes it possible to significantly improve the toughness of the tool cutting edge as compared with the conventional alloy.
【0028】この表層領域の厚さは、母材表面から2μ
m未満では靱性向上の効果がなく、100μmを越える
と耐摩耗性の低下につながる。好ましくは、5〜50μ
m以内である。The thickness of this surface layer region is 2 μm from the surface of the base material.
If it is less than m, there is no effect of improving toughness, and if it exceeds 100 μm, wear resistance is lowered. Preferably, 5 to 50 μ
It is within m.
【0039】又、表層領域の厚さ制御は、原料粉末のう
ち、Zr及び/又はHfを主成分とする金属の炭化物、
窒化物、炭窒化物より選ばれる1種以上の硬質相と、T
iを主成分とする金属の炭化物、窒化物、炭窒化物より
選ばれる1種以上の硬質相のいずれかを窒化物又は炭窒
化物として当該合金に添加し、1350〜1500℃の
範囲で、真空中又は一定の窒素圧力下に保持して、その
保持時間を制御することにより行う。The thickness of the surface layer region can be controlled by controlling the metal carbide containing Zr and / or Hf as a main component in the raw material powder.
At least one hard phase selected from nitrides and carbonitrides, and T
In the range of 1350 to 1500 ° C., any one of one or more hard phases selected from carbide, nitride, and carbonitride of metal having i as a main component is added to the alloy as a nitride or carbonitride. It is carried out by holding in vacuum or under a constant nitrogen pressure and controlling the holding time.
【0040】尚、合金中に共存するZr及び/又はHf
を主成分とする金属の炭化物、窒化物、炭窒化物より選
ばれる1種以上の硬質相と、Tiを主成分とする金属の
炭化物、窒化物、炭窒化物より選ばれる1種以上の硬質
相は、若干固溶しあうことがある。特に、結合相量が多
いと溶質元素の析出も増加するため相互固溶が多くな
る。しかし、本質的にはZr及び/又はHfを主成分と
する金属の炭化物、窒化物、炭窒化物より選ばれる1種
以上の硬質相と、Tiを主成分とする金属の炭化物、窒
化物、炭窒化物より選ばれる1種以上の硬質相が共存し
ているものと考えられる。Zr and / or Hf coexisting in the alloy
At least one hard phase selected from metal carbides, nitrides, and carbonitrides containing Ti as a main component and at least one hard phase selected from metal carbides, nitrides, and carbonitrides containing Ti as a main component The phases may be slightly solid-solved. In particular, when the amount of the binder phase is large, the precipitation of solute elements also increases and the mutual solid solution increases. However, essentially, at least one hard phase selected from a metal carbide, nitride, and carbonitride containing Zr and / or Hf as a main component, and a metal carbide and a nitride containing Ti as a main component, It is considered that one or more hard phases selected from carbonitride coexist.
【0041】又、表層領域から合金内部に向かって、T
iを主成分とする金属の炭化物、窒化物又は炭窒化物よ
り選ばれる1種以上の硬質相の量が、当該合金内部に比
べて多い層を有し、その厚さが1〜50μmであること
を特徴とする。Further, from the surface layer area toward the inside of the alloy, T
The amount of one or more hard phases selected from carbides, nitrides, or carbonitrides of a metal whose main component is i has a layer larger than that inside the alloy, and its thickness is 1 to 50 μm. It is characterized by
【0042】表層領域の内側に、Tiを主成分とする金
属の炭化物等の硬質相を設けることによって、工具温度
の上昇によって生じる切り刃の塑性変形を最小限に抑え
ることができる。表層領域の内側1μm未満ではこの効
果がなく、50μmを越えると靱性低下につながる。好
ましくは、5〜10μmである。By providing a hard phase such as a metal carbide containing Ti as a main component inside the surface layer region, it is possible to minimize the plastic deformation of the cutting edge caused by the rise of the tool temperature. If the thickness is less than 1 μm inside the surface layer region, this effect does not exist, and if it exceeds 50 μm, the toughness decreases. It is preferably 5 to 10 μm.
【0043】この領域は、Zr等の硬質相が消失後に、
Tiの炭化物、窒化物、炭窒化物のみが液相から析出し
て生じたものと考えられる。この場合、TiとWCが反
応して複炭化物、複窒化物として析出する。即ち、この
領域は、WC、Tiを主成分とする金属の炭化物、炭窒
化物或はTiとWC含む炭化物、炭窒化物と、結合相金
属からなる。In this region, after the hard phase such as Zr disappears,
It is considered that only Ti carbides, nitrides, and carbonitrides of Ti were precipitated from the liquid phase. In this case, Ti and WC react with each other to precipitate as a double carbide and a double nitride. That is, this region consists of WC, a metal carbide containing Ti as a main component, a carbonitride, a carbide containing Ti and WC, a carbonitride, and a binder phase metal.
【0044】尚、表層領域から合金内部に向かって、1
〜50μmの領域の最高硬度は、Hv硬度、荷重500
gで表して、1400〜1900kg/mm2 である。
1400kg/mm2 未満では耐塑性変形向上に効果が
なく、1900kg/mm2を越えると靱性が低下す
る。好ましくは、1500〜1700kg/mm2 であ
る。From the surface layer area to the inside of the alloy, 1
The maximum hardness in the region of up to 50 μm is Hv hardness, load 500
Expressed in g, it is 1400 to 1900 kg / mm 2 .
If it is less than 1400 kg / mm 2 , there is no effect in improving the plastic deformation resistance, and if it exceeds 1900 kg / mm 2 , toughness decreases. It is preferably 1500 to 1700 kg / mm 2 .
【0045】このような構造は、合金中のZr及び/又
はHfを主成分とする金属の炭化物、窒化物又は炭窒化
物より選ばれる1種以上の硬質相中の金属成分Zr,H
fの量(M1)と、Tiを主成分とする金属の炭化物、
窒化物又は炭窒化物から選ばれる1種以上の硬質相中の
金属成分Tiの量(M2)をmolの比で表して、0.
2〜0.9、好ましくは0.3〜0.8として、135
0〜1500℃の範囲において、真空中又は一定の窒素
圧力下で保持することで得られる。そして、その保持時
間を制御することにより、その厚さと最高硬度を制御す
ることができる。一般には、Tiを金属主成分とする硬
質相の量が増加すると、即ち、M1,M2の比が減少す
ると、Tiを主成分とする金属の炭化物等の領域が広く
なり、その最高硬度も高くなる。Such a structure has a metal component Zr, H in one or more hard phases selected from carbides, nitrides or carbonitrides of metals containing Zr and / or Hf as a main component in the alloy.
an amount of f (M1) and a carbide of a metal containing Ti as a main component,
The amount (M2) of the metal component Ti in one or more hard phases selected from nitrides or carbonitrides is expressed as a mol ratio,
2 to 0.9, preferably 0.3 to 0.8, 135
It is obtained by holding in vacuum or under a constant nitrogen pressure in the range of 0 to 1500 ° C. By controlling the holding time, the thickness and the maximum hardness can be controlled. Generally, when the amount of hard phase containing Ti as a metal main component increases, that is, when the ratio of M1 and M2 decreases, the region of metal carbide containing Ti as a main component becomes wider, and its maximum hardness is also high. Become.
【0046】また、被覆層直下から母材の内部に向かっ
て、合金内部のWC粒度に比較して粒度の粗いWC粒子
からなる領域を有し、その厚さが1〜100μmである
ことを特徴とする。Further, from just below the coating layer toward the inside of the base material, there is a region composed of WC particles having a coarser grain size than the WC grain size inside the alloy, and the thickness thereof is 1 to 100 μm. And
【0047】このように、合金母材表面のWC粒度のみ
を粗粒化した構造により、切削加工時に生ずる亀裂発生
に対する抵抗力を高め、耐欠損性が向上するものと考え
られる。この粗粒WC領域の厚さは、1μm未満では効
果がなく、100μmを越えると、耐摩耗性低下につな
がる。好ましくは5〜10μmである。As described above, it is considered that the structure in which only the WC grain size on the surface of the alloy base material is made coarser enhances the resistance to the occurrence of cracks during cutting and improves the fracture resistance. If the thickness of the coarse-grained WC region is less than 1 μm, there is no effect, and if it exceeds 100 μm, the wear resistance is reduced. It is preferably 5 to 10 μm.
【0048】ここで、粗粒WCの大きさは、合金内部の
それに対して、平均1.5〜5倍である。従って、粗粒
WC領域の厚さが1μmの場合は、平均粒度が約0.5
μm程度の微粒WCを有する場合である。この構造は、
前記の各構造と組み合わせることにより一層その効果が
発現できる。Here, the average size of the coarse grains WC is 1.5 to 5 times that of the inside of the alloy. Therefore, when the thickness of the coarse grain WC region is 1 μm, the average grain size is about 0.5.
This is the case of having fine particles WC of about μm. This structure is
The effect can be further expressed by combining with each of the above structures.
【0049】このような構造が形成される理由は不明だ
が、合金中にZr,Hfの炭化物又は炭窒化物を含ま
せ、窒素雰囲気中、1320〜1360℃に加熱するこ
とで達成できる。WC粒度は、窒素圧力,保持温度,保
持時間,合金炭素量で制御できる。一般に、合金中に遊
離炭素が存在し、窒素圧力が低いほど粗粒化し易い。The reason why such a structure is formed is not clear, but it can be achieved by including Zr, Hf carbides or carbonitrides in the alloy and heating at 1320 to 1360 ° C. in a nitrogen atmosphere. The WC grain size can be controlled by the nitrogen pressure, the holding temperature, the holding time, and the amount of alloy carbon. Generally, free carbon is present in the alloy, and the lower the nitrogen pressure, the more likely it is to coarsen.
【0050】又、被覆層直下から母材の内部に向かっ
て、合金内部に比較して結合相量が富化してなる層を有
し、その厚さが1〜100μmであることを特徴とす
る。このような層は、合金表面靱性を向上させ、工具靱
性の改善に効果がある。この厚さは、1μm未満では効
果がなく、100μmを越えると耐摩耗性が低下する。
好ましくは、5〜30μmである。Further, there is a layer in which the amount of binder phase is enriched as compared with the inside of the alloy from immediately below the coating layer toward the inside of the base material, and the thickness thereof is 1 to 100 μm. . Such a layer improves the alloy surface toughness and is effective in improving the tool toughness. If this thickness is less than 1 μm, there is no effect, and if it exceeds 100 μm, the wear resistance decreases.
The thickness is preferably 5 to 30 μm.
【0051】ここで、結合相が最も富化した位置から合
金表面に向かって連続的に結合相量を減少させること
で、さらに靱性と耐摩耗性のバランスを向上させる効果
がある。合金表面付近の結合相量を減少させ、表面付近
の硬度を上げることにより、切削加工で被覆層が摩耗し
た後生じる工具の摩耗を減少できる。又、合金内部と結
合相富化層の熱膨張係数の差により、焼結後富化層に作
用する引張応力を、表面付近の結合相量を減少させるこ
とで緩和し、これにより靱性の低下を防ぐことができ
る。Here, by continuously reducing the amount of the binder phase from the position where the binder phase is most enriched toward the alloy surface, there is an effect of further improving the balance between toughness and wear resistance. By reducing the amount of binder phase in the vicinity of the alloy surface and increasing the hardness in the vicinity of the surface, it is possible to reduce the wear of the tool that occurs after the coating layer wears during cutting. Also, due to the difference in the coefficient of thermal expansion between the interior of the alloy and the binder phase enriched layer, the tensile stress acting on the enriched layer after sintering is relaxed by decreasing the amount of binder phase near the surface, which reduces toughness. Can be prevented.
【0052】尚、この達成手段は、Zr等の窒化物、炭
窒化物の消失又は減少過程、合金表面のWC粒子の粗粒
化過程において、焼結雰囲気の真空度又は窒素圧力を1
〜5torr以下とすることで達成できる。あるいは、
冷却過程において、冷却速度を5℃/min以下とし
て、高真空下で冷却することによっても達成できる。The means for achieving this is that the degree of vacuum or nitrogen pressure in the sintering atmosphere is set to 1 in the process of disappearing or reducing nitrides such as Zr and carbonitrides, and the process of coarsening WC particles on the alloy surface.
It can be achieved by setting it to 5 torr or less. Alternatively,
In the cooling process, it can also be achieved by cooling under high vacuum at a cooling rate of 5 ° C./min or less.
【0053】又、超硬合金母材の最表面に、Zr及び/
又はHfの窒化物若しくは炭窒化物からなる層を有し、
この層の厚さが0.01〜3.00μmであることを特
徴とする。この層は、被覆層との接着性改善に効果があ
るほか、切削加工時に被覆層が損傷,摩耗した場合、工
具の摩耗を抑制する効果がある。On the outermost surface of the cemented carbide base material, Zr and / or
Or having a layer of Hf nitride or carbonitride,
The thickness of this layer is 0.01 to 3.00 μm. This layer has the effect of improving the adhesiveness with the coating layer, and also has the effect of suppressing the wear of the tool when the coating layer is damaged or worn during cutting.
【0054】0.01μm未満ではこの効果がなく、
3.00μmを越えると、靱性を失う。好ましくは、
0.5〜2.0μmである。尚、このような構造は、合
金を窒素雰囲気中にて、液相出現温度以上に保持するこ
とで達成できる。そして、厚さ制御は、窒素圧力、保持
温度、保持時間を制御することで行う。If it is less than 0.01 μm, this effect does not occur.
If it exceeds 3.00 μm, the toughness is lost. Preferably,
It is 0.5 to 2.0 μm. Incidentally, such a structure can be achieved by maintaining the alloy in a nitrogen atmosphere at a liquid phase appearance temperature or higher. Then, the thickness control is performed by controlling the nitrogen pressure, the holding temperature, and the holding time.
【0055】上述した,の合金母材に、酸素を
0.03〜0.3wt%含むことを特徴とする。従来、
Zrの炭化物などを含んだ超硬合金が実用化されない理
由の一つとして、焼結性不良が考えられる。その原因
は、Zrの酸素に対する親和性の高さにある。即ち、Z
rの炭化物などを含む合金には酸素が多量に含まれ、焼
結過程で生じるガスや液相との濡れ性不良が焼結性を低
下させてきたと考えられる。The above-mentioned alloy base material contains oxygen in an amount of 0.03 to 0.3 wt%. Conventionally,
Poor sinterability is considered as one of the reasons why a cemented carbide containing Zr carbide is not put to practical use. The cause is the high affinity of Zr for oxygen. That is, Z
It is considered that the alloy containing the carbide of r contains a large amount of oxygen, and the poor wettability with the gas or liquid phase generated during the sintering process deteriorates the sinterability.
【0056】本発明は、係る酸素量を上記の範囲に制御
することでこの問題を解決した。又、酸素含有合金は、
そうでないものと比較して、切削特性が改善されること
も見いだした。酸素量の制御は、出発原料の酸素量のコ
ントロールや、昇温過程を還元性雰囲気とすることで行
うことができる。酸素量は、0.03wt%未満ではこ
の切削特性改善に効果がなく、0.3wt%を越えると
焼結性を著しく低下させる。好ましくは、0.05〜
0.15wt%である。The present invention solves this problem by controlling the oxygen amount within the above range. Also, the oxygen-containing alloy is
It was also found that the cutting characteristics were improved compared to those that were not. The control of the oxygen amount can be performed by controlling the oxygen amount of the starting material or by setting the temperature raising process to a reducing atmosphere. If the amount of oxygen is less than 0.03 wt%, there is no effect on improving the cutting characteristics, and if it exceeds 0.3 wt%, the sinterability is significantly reduced. Preferably 0.05 to
It is 0.15 wt%.
【0057】更に、合金母材に、窒素を0.05〜0.
4wt%含ませたことを特徴とする。ZrやHfの窒化
物は熱力学的に安定であるため、焼結過程において分解
し難く、合金中に窒素を比較的多く含有させることがで
きる。このことは、合金中の窒化物の組成の割合が高い
ことを示す。一般に、Zr等の窒化物は、炭化物に比べ
熱伝導度が高いなどの熱的特性に優れ、工具特性改善に
効果がある。Further, nitrogen is added to the alloy base material in an amount of 0.05 to 0.
It is characterized by containing 4 wt%. Since Zr and Hf nitrides are thermodynamically stable, they are difficult to decompose during the sintering process, and a relatively large amount of nitrogen can be contained in the alloy. This indicates that the composition ratio of nitride in the alloy is high. In general, nitrides such as Zr are excellent in thermal characteristics such as higher thermal conductivity than carbides and are effective in improving tool characteristics.
【0058】窒素量の制御は、合金組成中の窒化物量や
合金炭素量の調整、昇温過程,焼結過程の雰囲気を窒素
雰囲気として、その圧力を制御することで行う。窒素量
は0.05wt%未満では前記の効果がなく、0.4w
t%を越えると焼結性が低下する。好ましくは0.07
〜0.25wt%である。The amount of nitrogen is controlled by adjusting the amount of nitride in the alloy composition and the amount of carbon in the alloy, and setting the atmosphere as a nitrogen atmosphere in the temperature rising process and the sintering process and controlling the pressure thereof. If the amount of nitrogen is less than 0.05 wt%, the above effect does not occur and 0.4 w
If it exceeds t%, the sinterability will decrease. Preferably 0.07
˜0.25 wt%.
【0059】そして、以上に示した超硬合金を母材と
して、その表面に被覆層が形成される。被覆層は、周期
律表4a、5a、6a族金属の炭化物、窒化物、酸化
物、ホウ化物及び酸化アルミニウムから選ばれた1種以
上の単層又は多重層であり、通常のCVD,PVD法で
形成する。このように被覆層を形成することで、合金の
耐摩耗性を確保できる。Then, a coating layer is formed on the surface of the cemented carbide described above as a base material. The coating layer is a single layer or multiple layers of one or more selected from carbides, nitrides, oxides, borides and aluminum oxides of metals of Groups 4a, 5a and 6a of the Periodic Table, and the ordinary CVD or PVD method. To form. By forming the coating layer in this way, the wear resistance of the alloy can be secured.
【0060】[0060]
(実施例1)以下、本発明の実施例を説明する。原料粉
末として、WC,ZrC,ZrN,HfN,(Zr,H
f)C「50mol%Zr組成のもの」,TiC,Ti
N,(Ti,W)C「30wt%TiC,25wt%T
iN組成のもの」,TaC,(Zr,W)C「90mo
l%ZrC組成のもの」,(Hf,W)C「90mol
%HfC組成のもの」,(Ti,Hf)C「50mol
%組成のもの」,TaN,Co,Niを用意した。表
1,2(数値の単位はwt%,但し、M1/(M1+M
2)はmol比)に示す組成からなる完粉をCNMG1
20408の形状でチップにプレス後、H2 雰囲気に
て、1000〜1450℃まで、5℃/minの速度で
昇温し、10-1torrの真空中で1時間保持した後、
冷却した。これら合金中の酸素量は平均して0.04w
t%であった。そして、これを母材として、通常のCV
Dで、内層に5μmのTiC、外層に1μmの酸化アル
ミニウムを被覆した。Example 1 An example of the present invention will be described below. As the raw material powder, WC, ZrC, ZrN, HfN, (Zr, H
f) C "of 50 mol% Zr composition", TiC, Ti
N, (Ti, W) C “30 wt% TiC, 25 wt% T
iN composition ”, TaC, (Zr, W) C“ 90mo
1% ZrC composition ”, (Hf, W) C“ 90 mol
% HfC composition ”, (Ti, Hf) C“ 50 mol
% Composition ”, TaN, Co, and Ni were prepared. Tables 1 and 2 (Unit of numerical value is wt%, provided that M1 / (M1 + M
2) is CNMG1 which is a complete powder having a composition shown in mol ratio).
After pressing into a chip in the shape of 20408, the temperature was raised from 1000 to 1450 ° C. at a rate of 5 ° C./min in an H 2 atmosphere, and the sample was held in a vacuum of 10 −1 torr for 1 hour.
Cooled. The amount of oxygen in these alloys is 0.04w on average
It was t%. Then, using this as the base material, normal CV
In D, the inner layer was coated with 5 μm TiC and the outer layer was coated with 1 μm aluminum oxide.
【0061】[0061]
【表1】 [Table 1]
【0062】[0062]
【表2】 [Table 2]
【0063】上記各サンプルを用い、切削性能の評価を
行った。評価試験の切削条件を以下に示す。テスト1は
逃げ面摩耗量を、同2は欠損率を調べるものである。 テスト1(耐摩耗性テスト) 切削速度 350m/min 被削材 SCM415 送り 0.5mm/rev 切削時間 20min 切り込み 2.0mm The cutting performance was evaluated using each of the above samples. The cutting conditions of the evaluation test are shown below. Test 1 is for the flank wear amount, and Test 2 is for the defect rate. Test 1 (Abrasion resistance test) Cutting speed 350m / min Work material SCM415 Feed 0.5mm / rev Cutting time 20min Depth of cut 2.0mm
【0064】 テスト2(耐欠損性テスト) 切削速度 100m/min 被削材 SCM435:4溝材 送り 0.2〜0.4mm/rev 切削時間 30秒 切り込み 2.0mm 8回繰り返し Test 2 (Fracture resistance test) Cutting speed 100 m / min Work material SCM435: 4-groove material Feed 0.2-0.4 mm / rev Cutting time 30 seconds Cutting 2.0 mm Repeated 8 times
【0065】試験結果を比較品と供に表3に示す。比較
品1は、4wt%(Ti,W,Ta)C−6wt%Co
であり、同2は、4wt%(Ti,W,Ta)C−10
wt%Coである。尚、合金中のZr,Hf等の炭化物
などは、炭窒化物として存在しており、Tiの炭化物な
どはTaCと反応して複炭化物として存在していた。
又、表中におけるA層とは、合金表面にZr,Hfの炭
化物などの硬質層などが消失した層のことである。The test results are shown in Table 3 together with the comparative product. Comparative product 1 is 4 wt% (Ti, W, Ta) C-6 wt% Co
And 2 is 4 wt% (Ti, W, Ta) C-10.
wt% Co. Incidentally, carbides such as Zr and Hf in the alloy were present as carbonitrides, and carbides such as Ti were present as double carbides by reacting with TaC.
The A layer in the table is a layer in which a hard layer such as Zr and Hf carbides disappears on the alloy surface.
【0066】[0066]
【表3】 [Table 3]
【0067】(実施例2)次に、実施例1のうち、サン
プルJ〜Pを用いて、同一昇温条件で昇温後、1400
℃にて2,10,50torrのN2 雰囲気中で1時間
保持して、合金表面全域にWCと結合層のみからなる層
(WC−Co層)を形成させた。これを母材として内層
にTiC,TiNを各3μmづつ形成し、外層にAl2
O3 を4μm形成して、実施例1と同様の切削試験を行
った。その結果を表4に示す。(Example 2) Next, using Samples J to P of Example 1, after raising the temperature under the same temperature raising condition, 1400
℃ and held for 1 hour in an N 2 atmosphere 2,10,50torr in, to form a layer consisting of only WC and the coupling layer on the alloy surface entire (WC-Co layer). Using this as a base material, TiC and TiN are formed in an amount of 3 μm each on the inner layer, and Al 2 is formed on the outer layer.
O 3 was formed in a thickness of 4 μm and the same cutting test as in Example 1 was performed. The results are shown in Table 4.
【0068】[0068]
【表4】 [Table 4]
【0069】合金内部は、Zrの炭窒化物,Hfの炭窒
化物と(Ti,W,Ta)Cの複炭化物が共存してい
た。尚、サンプルL〜Nにあっては、このWCとCoの
みからなる層の内側に、WCと結合相及びTiの炭窒化
物又は(Ti,W)CNを有する領域が存在していた。
この領域をB層という。J,K,LのB層は(Ti,T
a)CNからなり、M,N,O,PのA層は(Ti,
W,Ta)CNからなっていた。Inside the alloy, a carbonitride of Zr, a carbonitride of Hf, and a double carbide of (Ti, W, Ta) C coexisted. In each of Samples L to N, a region having a binder phase of WC and a carbonitride of Ti or (Ti, W) CN was present inside the layer composed of only WC and Co.
This region is called the B layer. The B layers of J, K, and L are (Ti, T
a) A layer composed of CN, and the M, N, O, and P A layers are (Ti,
W, Ta) CN.
【0070】(実施例3)次に、実施例1のA,C.
G,H,Iの組成合金を用い、当該合金を真空昇温後、
1450℃で1時間保持後、1320〜1360℃にて
窒素雰囲気中5torrで各1時間保持して冷却した。
これらを母材として実施例2と同様な被覆層を形成し、
実施例1と同様の切削試験を行った。尚、これら合金中
には酸素が0.15wt%含まれていた。得られた合金
の、粗粒WCを含む層の厚さ及び粗粒化率並びに結合相
が富化された領域の厚さを切削試験結果と共に表5に示
す。(Embodiment 3) Next, A, C.
Using a composition alloy of G, H, and I, after heating the alloy in vacuum,
After holding at 1450 ° C. for 1 hour, each was held at 1320 to 1360 ° C. in a nitrogen atmosphere at 5 torr for 1 hour and cooled.
A coating layer similar to that in Example 2 was formed using these as base materials,
The same cutting test as in Example 1 was performed. In addition, 0.15 wt% of oxygen was contained in these alloys. Table 5 shows the thickness and coarsening rate of the layer containing coarse grains WC and the thickness of the region enriched with the binder phase in the obtained alloy together with the cutting test results.
【0071】[0071]
【表5】 [Table 5]
【0072】表中、WC粒の粗粒化率は、合金内部のW
C粒との平均値で示した。尚、合金中、1340〜13
60℃の条件で保持したものは、合金最表面に、Aにあ
ってはZrの炭窒化物層が0.5μm、Cにあっては同
層が0.8μm、G,H,IにあってはHfの炭窒化物
が各0.6μm存在していた。これらの厚さは、窒素圧
力を2倍から4倍にすると約1.2倍から2倍になり、
一方、粗粒WC粒の有する層の厚さは急速に減少した。In the table, the WC grain coarsening rate is the W inside the alloy.
The average value of C grains is shown. In addition, in the alloy, 1340-13
What was held under the condition of 60 ° C. was that the Zr carbonitride layer was 0.5 μm in A, the same layer was 0.8 μm in C, G, H and I on the outermost surface of the alloy. As a result, Hf carbonitrides were present at 0.6 μm each. These thicknesses increase from 1.2 times to 2 times when the nitrogen pressure is increased from 2 times to 4 times.
On the other hand, the layer thickness of the coarse WC grains decreased rapidly.
【0073】(実施例4)実施例1のサンプルAを真空
雰囲気中で、昇温速度15℃/min,10℃/mi
n,5℃/min,1℃/minでそれぞれ昇温した場
合(A1,A2,A3,A4)、合金中には酸素が各
0.35,0.20,0.15,0.05wt%含まれ
ていた。このうち、A1は合金中に多くの巣が含まれて
いたが、A4には殆ど巣が見られず、A2,A3は両者
の中間程度であった。Example 4 Sample A of Example 1 was heated in a vacuum atmosphere at a heating rate of 15 ° C./min and 10 ° C./mi.
When the temperature is raised at n, 5 ° C / min, and 1 ° C / min (A1, A2, A3, A4), oxygen is 0.35, 0.20, 0.15, 0.05 wt% in the alloy. Was included. Of these, A1 contained many cavities in the alloy, but almost no cavities were observed in A4, and A2 and A3 were intermediate between the two.
【0074】これらの合金に実施例2と同質の被覆層を
形成し、実施例1のテスト1について、切削速度を45
0m/minに上げて行った。A1は、初期に欠損した
が、他のものは実施例1のAに比べて耐摩耗性が1.1
〜1.5倍に向上した。以上の結果からすると、酸素含
有量は0.03〜0.3wt%、好ましくは、0.05
〜0.15wt%が適切である。A coating layer of the same quality as in Example 2 was formed on these alloys, and the cutting speed was 45 for Test 1 of Example 1.
It went up to 0 m / min. A1 was defective in the initial stage, but the other ones had a wear resistance of 1.1 as compared with A of Example 1.
~ 1.5 times improved. From the above results, the oxygen content is 0.03 to 0.3 wt%, preferably 0.05.
~ 0.15 wt% is suitable.
【0075】(実施例5)更に、実施例1の組成合金J
〜Pの窒素量を分析すると、表6(真空)のようになっ
た。これらを用いて、昇温速度5℃/minで、120
0℃から焼結温度までの雰囲気を窒素とした場合、窒素
圧力変化に伴う窒素含有量の変化を表6に示す。同表に
示すように、窒素圧力を変化させることで、窒素含有量
を制御することができる。(Example 5) Furthermore, the composition alloy J of Example 1 was used.
When the nitrogen contents of ~ P were analyzed, it became as shown in Table 6 (vacuum). Using these, at a temperature rising rate of 5 ° C./min, 120
When nitrogen is used as the atmosphere from 0 ° C. to the sintering temperature, Table 6 shows changes in nitrogen content with changes in nitrogen pressure. As shown in the table, the nitrogen content can be controlled by changing the nitrogen pressure.
【0076】[0076]
【表6】 [Table 6]
【0077】(実施例6)原料粉末として、WC,Zr
C,ZrN,HfC,HfN,(Zr,Hf)C「50
mol%ZrC組成のもの」、TiC,TiN,(T
i,W)C「30wt%TiC,25wt%TiN組成
のもの」、(Zr,W)C「90mol%ZrC組成の
もの」、(Hf,W)C「90mol%HfC組成のも
の」、(Ti,Hf)C「50mol%組成のもの」、
Co,Niを用意した。表7,8(数値の単位はwt
%,但し、M1/(M1+M2)はmol比)に示す組
成からなる完粉をCNMG120408の形状でチップ
にプレス後、H2 雰囲気にて、1000〜1450℃ま
で、5℃/minの速度で昇温し、10-1torrの真
空中で1時間保持した後、冷却した。これら合金中の酸
素量は平均して0.04wt%であった。そして、これ
を母材として、通常のCVDで、内層に5μmのTi
C、外層に1μmの酸化アルミニウムを被覆した。(Example 6) As the raw material powder, WC, Zr
C, ZrN, HfC, HfN, (Zr, Hf) C "50
Mol% ZrC composition ”, TiC, TiN, (T
i, W) C “30 wt% TiC, 25 wt% TiN composition”, (Zr, W) C “90 mol% ZrC composition”, (Hf, W) C “90 mol% HfC composition”, (Ti , Hf) C “of 50 mol% composition”,
Co and Ni were prepared. Tables 7 and 8 (Unit of numerical value is wt
%, Where M1 / (M1 + M2) is the mol ratio), the finished powder having a composition of CNMG120408 is pressed into chips, and then heated in an H 2 atmosphere from 1000 to 1450 ° C. at a rate of 5 ° C./min. It was warmed, held in a vacuum of 10 -1 torr for 1 hour and then cooled. The oxygen content in these alloys was 0.04 wt% on average. Then, by using this as a base material and performing ordinary CVD, 5 μm of Ti is formed in the inner layer.
C, the outer layer was coated with 1 μm of aluminum oxide.
【0078】[0078]
【表7】 [Table 7]
【0079】[0079]
【表8】 [Table 8]
【0080】上記各サンプルを用い、テスト1,2と同
条件で切削性能の評価(耐摩耗性と耐欠損性)を行っ
た。試験結果を比較品と供に表9に示す。比較品1は、
4wt%(TiW)C−6wt%Coであり、同2は、
4wt%(TiW)C−10wt%Coである。尚、合
金中、その表面にZr,Hfの炭化物の硬質層などの消
滅層を有するものがある。この層をA層と略記する。Using the above samples, the cutting performance was evaluated (wear resistance and chipping resistance) under the same conditions as in Tests 1 and 2. The test results are shown in Table 9 together with the comparative product. Comparative product 1 is
4 wt% (TiW) C-6 wt% Co, and 2 is
4 wt% (TiW) C-10 wt% Co. Some alloys have an extinction layer such as a hard layer of Zr, Hf carbide on the surface thereof. This layer is abbreviated as A layer.
【0081】[0081]
【表9】 [Table 9]
【0082】(実施例7)次に、実施例6のうち、サン
プルJ〜Pを用いて、同一昇温条件で昇温後、1400
℃にて2,10,50torrのN2 雰囲気中で1時間
保持して、合金表面全域にWCと結合層のみからなる層
(WC−Co層)を形成させた。合金内部は、Zrの炭
窒化物,Hfの炭窒化物と(TiW)Cの複炭化物が共
存していた。尚、サンプルL〜Nにあっては、このWC
とCoのみからなる層の内側に、WCと結合相及びTi
の炭窒化物又は(TiW)CNを有する領域が存在して
いた。この領域をB層と略記する。J,K,LのB層は
TiCNからなり、M,N,O,PのA層は(TiW)
CNからなっていた。(Embodiment 7) Next, using Samples J to P of Embodiment 6, after raising the temperature under the same temperature raising condition, 1400
℃ and held for 1 hour in an N 2 atmosphere 2,10,50torr in, to form a layer consisting of only WC and the coupling layer on the alloy surface entire (WC-Co layer). Inside the alloy, a Zr carbonitride, a Hf carbonitride, and a (TiW) C double carbide coexisted. For samples L to N, this WC
Inside the layer consisting only of Co and Co, WC and the binder phase and Ti
There were regions with carbonitrides or (TiW) CN. This region is abbreviated as B layer. The B layers of J, K and L are made of TiCN, and the A layers of M, N, O and P are (TiW).
It consisted of CN.
【0083】これらを母材として、内層にTiC,Ti
Nを各3μmづつ形成し、外層にAl2 O3 を4μm形
成して、実施例1と同様の切削試験を行った。その結果
を表10に示す。Using these as base materials, TiC, Ti
N was formed in an amount of 3 μm each, and Al 2 O 3 was formed in an outer layer of 4 μm, and the same cutting test as in Example 1 was performed. The results are shown in Table 10.
【0084】[0084]
【表10】 [Table 10]
【0085】(実施例8)次に、実施例6のA,C.
G,H,Iの組成合金を用い、当該合金を真空昇温後、
1450℃で1時間保持後、1320〜1360℃にて
窒素雰囲気中5torrで各1時間保持して冷却した。
得られた合金中には酸素が0.15wt%含まれてい
た。これらを母材として実施例7と同様な被覆層を形成
し、実施例1と同様の切削試験を行った。得られた合金
の、粗粒WCを含む層の厚さ及び粗粒化率並びに結合相
が富化された領域の厚さを切削試験結果と共に表11に
示す。(Embodiment 8) Next, A, C.
Using a composition alloy of G, H, and I, after heating the alloy in vacuum,
After holding at 1450 ° C. for 1 hour, each was held at 1320 to 1360 ° C. in a nitrogen atmosphere at 5 torr for 1 hour and cooled.
The obtained alloy contained 0.15 wt% oxygen. Using these as base materials, a coating layer similar to that in Example 7 was formed, and the same cutting test as in Example 1 was performed. Table 11 shows the thickness and coarsening rate of the layer containing coarse grains WC and the thickness of the region enriched with the binder phase in the obtained alloy together with the cutting test results.
【0086】[0086]
【表11】 [Table 11]
【0087】表中、WC粒の粗粒化率は、合金内部のW
C粒との平均値で示した。尚、合金中、1320℃の条
件で保持したものは、結合相富化領域から合金表面に向
かって連続的に結合相量が減少していた。又、1340
〜1360℃の条件で保持したものは、合金最表面に、
AにあってはZrの炭窒化物層が0.5μm、Cにあっ
ては同層が0.8μm、G,H,IにあってはHfの炭
窒化物が各0.6μm存在していた。これらの厚さは、
窒素圧力を2倍から4倍にすると約1.2倍から2倍に
なり、一方、粗粒WC粒の有する層の厚さは急速に減少
した。In the table, the WC grain coarsening rate is the W inside the alloy.
The average value of C grains is shown. In the alloy held at 1320 ° C., the amount of binder phase continuously decreased from the binder phase enriched region to the surface of the alloy. Also, 1340
What was kept under the condition of ~ 1360 ° C was
In A, the Zr carbonitride layer is 0.5 μm, in C, the same layer is 0.8 μm, and in G, H, and I, the Hf carbonitride layer is 0.6 μm. It was These thicknesses are
When the nitrogen pressure was increased from 2 times to 4 times, it was increased from about 1.2 times to 2 times, while the layer thickness of the coarse WC particles was rapidly reduced.
【0088】(実施例9)実施例6のサンプルAを真空
雰囲気中で、昇温速度15℃/min,10℃/mi
n,5℃/min,1℃/minでそれぞれ昇温した場
合(A1,A2,A3,A4)、合金中には酸素が各
0.35,0.20,0.15,0.05wt%含まれ
ていた。このうち、A1は合金中に多くの巣が含まれて
いたが、A4には殆ど巣が見られず、A2,A3は両者
の中間程度であった。Example 9 Sample A of Example 6 was heated in a vacuum atmosphere at a heating rate of 15 ° C./min and 10 ° C./mi.
When the temperature is raised at n, 5 ° C / min, and 1 ° C / min (A1, A2, A3, A4), oxygen is 0.35, 0.20, 0.15, 0.05 wt% in the alloy. Was included. Of these, A1 contained many cavities in the alloy, but almost no cavities were observed in A4, and A2 and A3 were intermediate between the two.
【0089】これらの合金に実施例7と同質の被覆層を
形成し、実施例1のテスト1について、切削速度を45
0m/minに上げて行った。A1は、初期に欠損した
が、他のものは実施例6のAに比べて耐摩耗性が1.1
〜1.5倍に向上した。以上の結果からすると、酸素含
有量は0.03〜0.3wt%、好ましくは、0.05
〜0.15wt%が適切である。A coating layer of the same quality as that of Example 7 was formed on these alloys, and the cutting speed was 45 for Test 1 of Example 1.
It went up to 0 m / min. A1 was damaged at the initial stage, but the other ones had a wear resistance of 1.1 as compared with A of Example 6.
~ 1.5 times improved. From the above results, the oxygen content is 0.03 to 0.3 wt%, preferably 0.05.
~ 0.15 wt% is suitable.
【0090】(実施例10)更に、実施例6の組成合金
J〜Pの窒素量を分析すると、表12(真空)のように
なった。これらを用いて、昇温速度5℃/minで、1
200℃から焼結温度までの雰囲気を窒素とした場合、
窒素圧力変化に伴う窒素含有量の変化を表6に示す。同
表に示すように、窒素圧力を変化させることで、窒素含
有量を制御することができる。(Example 10) Further, when the nitrogen contents of the composition alloys J to P of Example 6 were analyzed, the results are shown in Table 12 (vacuum). Using these, at a temperature rising rate of 5 ° C./min, 1
If the atmosphere from 200 ° C to the sintering temperature is nitrogen,
Table 6 shows changes in nitrogen content with changes in nitrogen pressure. As shown in the table, the nitrogen content can be controlled by changing the nitrogen pressure.
【0091】[0091]
【表12】 [Table 12]
【0092】(実施例11)実施例1のBB組成と実施
例6のAA組成のサンプルを用いて同一条件で昇温後1
450℃にて10-3torrの高真空下で1時間保持し
て合金表面全域にWCと結合相のみからなる表層領域
(WC−CoからなるA層)を形成させた。このとき、
A層の厚みはBBでは実施例1と同様10μm、AAで
も実施例1及び6の場合と同様にいずれも合金内部より
富化していた。ただし、結合相が最も富化した位置から
合金表面に向かって連続的に結合相量は減少しており、
この点のみが実施例1及び6の結果と異なっていた。こ
れらのサンプルをテスト1及びテスト2の条件で切削評
価した結果、BB組成では摩耗量=0.19mm、欠損
率=20%で、AA組成では摩耗量=0.20mm、欠
損率=21%であり、いずれも実施例1,6よりも耐摩
耗性と耐欠損率のバランスが向上している結果となっ
た。(Embodiment 11) Samples having the BB composition of Example 1 and the AA composition of Example 6 were used, and the temperature was raised under the same conditions 1
The surface of the alloy was kept at 450 ° C. under a high vacuum of 10 −3 torr for 1 hour to form a surface layer region (A layer made of WC—Co) consisting only of WC and a binder phase. At this time,
The thickness of the A layer was 10 μm in BB as in Example 1, and in AA as well as in Examples 1 and 6, both were enriched from the inside of the alloy. However, the amount of binder phase decreases continuously from the position where the binder phase is most enriched toward the alloy surface,
Only this point was different from the results of Examples 1 and 6. As a result of cutting evaluation of these samples under the conditions of Test 1 and Test 2, the wear amount = 0.19 mm and the loss rate = 20% for the BB composition, and the wear amount = 0.20 mm and the loss rate = 21% for the AA composition. In all cases, the balance between the wear resistance and the fracture resistance was improved as compared with Examples 1 and 6.
【0093】(実施例12)まず、WC−4%TiC−
2%ZrN−6%Coの組成品(重量%)からなる完粉
を、CNMG120408の形状にプレスし、チップを
得る。これを1450℃まで真空昇温して各5、10、
30、50torrの窒素圧力下で1時間保持した後、
冷却して、4種類の母材を得た。これら母材表面に、通
常のCVD法で、厚さ5μmのTiC被覆を形成し、さ
らにその上に厚さ1μmの酸化アルミニウムを被覆し
た。それぞれの合金を、実施例A,B,C,Dとする。Example 12 First, WC-4% TiC-
Complete powder consisting of a composition (wt%) of 2% ZrN-6% Co is pressed into the shape of CNMG120408 to obtain chips. This is vacuum-heated to 1450 ° C. for each 5, 10,
After holding under nitrogen pressure of 30, 50 torr for 1 hour,
After cooling, four types of base materials were obtained. A TiC coating with a thickness of 5 μm was formed on the surface of these base materials by a usual CVD method, and further a 1 μm-thick aluminum oxide coating was further coated thereon. The respective alloys are referred to as Examples A, B, C and D.
【0094】この合金を分析した結果、母材中にはZr
の窒化物とTiCの硬質相が共存し、母材表面付近には
これら硬質相が消失した領域が確認された。この消失層
の厚さは、それぞれA−50、B−30、C−10、D
−5μmであった。又、この消失層は、母材内部に比較
して結合相量が2倍に富化していた。尚、ZrとTiの
比率「Zr(mol%)/(Ti(mol%)+Zr
(mol%))」は0.22であり、合金中のZrの窒
化物の化学量論比は1以下であった。As a result of analyzing this alloy, Zr was found in the base metal.
The nitride and the hard phase of TiC coexisted, and a region where these hard phases disappeared was confirmed near the surface of the base material. The thickness of this vanishing layer is A-50, B-30, C-10, D, respectively.
It was -5 μm. In addition, the disappearance layer was twice as rich in the amount of binder phase as compared with the inside of the base material. The ratio of Zr and Ti "Zr (mol%) / (Ti (mol%) + Zr
(Mol%)) was 0.22, and the stoichiometric ratio of Zr nitride in the alloy was 1 or less.
【0095】このような超硬合金を用いてテスト1とテ
スト2の条件で切削を行い、耐摩耗性及び靱性を調べ
た。尚、比較のため、通常の超硬合金(WC−5%Ti
C−3%TaC−6%Co「比較例」)についても同様
の試験を行った。試験結果を表13に示す。Using such cemented carbide, cutting was performed under the conditions of Test 1 and Test 2 to examine the wear resistance and toughness. For comparison, ordinary cemented carbide (WC-5% Ti
A similar test was performed for C-3% TaC-6% Co "Comparative Example"). The test results are shown in Table 13.
【0096】[0096]
【表13】 [Table 13]
【0097】同表に示すように、比較例がいずれのテス
トでも欠損が多かったのに対し、実施例はいずれのもの
も、耐摩耗性,靱性共に優れているることが確認され
た。As shown in the table, it was confirmed that the comparative examples had many defects in all the tests, whereas all the examples had excellent wear resistance and toughness.
【0098】(実施例13)次に、実施例12と異なる
組成の本発明超硬合金を製作した例を示す。WC−6%
Coの組成品(重量%)に、それぞれ4%TiN−2%
ZrC、2%TiC−4%ZrN、2%TiC−8%Z
rNを添加した完粉をCNMG120408の形状にプ
レスし、チップを得た。これら各々を室温から1300
℃までは10℃/min、1300℃から1450℃ま
では2℃/minの速度で真空昇温し、同温度で1時間
保持した後、冷却して3種類の母材を得た。これら母材
表面に、通常のCVD法で、厚さ5μmのTiC被覆を
形成し、さらにその上に厚さ1μmの酸化アルミニウム
を被覆した。それぞれの合金を、実施例E,F,Gとす
る。(Example 13) Next, an example of producing a cemented carbide of the present invention having a composition different from that of Example 12 will be described. WC-6%
4% TiN-2% for each Co composition (% by weight)
ZrC, 2% TiC-4% ZrN, 2% TiC-8% Z
The finished powder containing rN was pressed into a shape of CNMG120408 to obtain chips. Each of these from room temperature to 1300
The temperature was raised up to 10 ° C./min from 1 ° C. to 1450 ° C. in a vacuum at a rate of 2 ° C./min, held at the same temperature for 1 hour, and then cooled to obtain three kinds of base materials. A TiC coating with a thickness of 5 μm was formed on the surface of these base materials by a usual CVD method, and further a 1 μm-thick aluminum oxide coating was further coated thereon. The respective alloys are referred to as Examples E, F and G.
【0099】これらの合金を分析すると、実施例Eには
Tiの窒化物とZrの炭窒化物が、同FにはTiとZr
の炭窒化物が、同GにはTiの炭窒化物とZrの窒化物
が共存していた。又実施例E,Fの表面には、各厚さ1
0.5μmのTi系及びZr系の硬質相が消滅した層が
存在していた。尚、実施例Gには厚さ5μmのTiの炭
窒化物相のみ消滅している層があり、Zrの窒化物は消
滅していなかった。さらに、実施例E,F,GのZrと
Tiの比率は、各0.22,0.54,0.70であっ
た。これらの合金及び比較例(実施例12と同組成)に
ついて、前記実施例12と同様の切削試験を行った。そ
の結果を表14に示す。When these alloys were analyzed, Ti nitride and Zr carbonitride were found in Example E, and Ti and Zr were found in F.
The carbonitride of No. 2 and the carbonitride of Ti and the nitride of Zr coexisted in the same G. The thickness of each of the examples E and F was 1
There was a layer in which the 0.5 μm Ti-based and Zr-based hard phases disappeared. In Example G, there was a layer in which only the carbonitride phase of Ti having a thickness of 5 μm disappeared, and the nitride of Zr did not disappear. Further, the ratios of Zr and Ti in Examples E, F and G were 0.22, 0.54 and 0.70, respectively. The same cutting test as in Example 12 was performed on these alloys and comparative examples (same composition as Example 12). The results are shown in Table 14.
【0100】[0100]
【表14】 [Table 14]
【0101】同表に示すように、本例の場合も比較例に
対し、実施例が耐摩耗性、靱性共に優れていることが確
認された。As shown in the table, it was confirmed that, in the case of this example as well, the example was superior in wear resistance and toughness to the comparative example.
【0102】(実施例14)次に、前記各実施例と異な
る組成の本発明超硬合金を製作した例を示す。WC−6
%Coの組成品(重量%)に、それぞれ2%TiN−8
%ZrC、2%TiC−10%ZrN、1%TiC−8
%ZrN、1%TiC−10%ZrNを添加した完粉を
CNMG120408の形状にプレスし、チップを得
た。これら各々を室温から1250℃までは10℃/m
in、1250℃から1450℃までは2℃/minの
速度で真空昇温し、同温度にて真空中及び窒素圧5to
rrの2条件下で1時間保持した後、冷却して4種類の
母材を得た。これら母材表面に、通常のCVD法で、厚
さ5μmのTiC被覆を形成し、さらにその上に厚さ1
μmの酸化アルミニウムを被覆した。それぞれの合金
を、実施例H,I,J,Kとする。(Embodiment 14) Next, an example in which a cemented carbide of the present invention having a composition different from that of each of the above-described embodiments is manufactured will be shown. WC-6
% Co composition (wt%) with 2% TiN-8
% ZrC, 2% TiC-10% ZrN, 1% TiC-8
% ZrN, 1% TiC-10% ZrN-added complete powder was pressed into a shape of CNMG120408 to obtain chips. 10 ℃ / m from room temperature to 1250 ℃
in, the temperature was raised in vacuum from 1250 ° C to 1450 ° C at a rate of 2 ° C / min, and at the same temperature in vacuum and nitrogen pressure of 5 to
After holding for 1 hour under two conditions of rr, it was cooled to obtain four kinds of base materials. A TiC coating with a thickness of 5 μm is formed on the surface of these base materials by a normal CVD method, and a thickness of 1
Coated with μm aluminum oxide. The respective alloys are referred to as Examples H, I, J and K.
【0103】これらの合金を分析すると、各実施例はT
iの炭化物,窒化物又はとZr系硬質相が共存し、各母
材表面付近で、真空中で処理したものはTiの炭化物,
窒化物又はが消滅し、5torrの窒素圧下で処理した
ものはこれが減少していた。又、実施例H,I,J,K
のZrとTiの比率は、各0.70,0.74,0.8
2,0.85であった。これらの合金について、前記テ
スト1,テスト2と同様の切削試験を行った。その結果
及びTiの炭化物,窒化物又はが消失又は減少した層の
厚さを表15に示す。Analysis of these alloys revealed that the T
i) carbide, nitride, or Zr-based hard phase coexists, and those treated in vacuum near the surface of each base material are Ti carbide,
Nitride or disappeared, and those treated under a nitrogen pressure of 5 torr had reduced this. Further, Examples H, I, J, K
The ratio of Zr and Ti is 0.70, 0.74, 0.8
It was 2,0.85. These alloys were subjected to the same cutting test as Test 1 and Test 2. Table 15 shows the result and the thickness of the layer in which the carbides, nitrides, or the Ti carbides are eliminated or reduced.
【0104】[0104]
【表15】 [Table 15]
【0105】同表に示すように、本例の場合も耐摩耗
性、靱性共に優れていることが確認された。As shown in the table, it was confirmed that the wear resistance and toughness of this example are also excellent.
【0106】[0106]
【発明の効果】以上説明したように、本発明被覆超硬合
金は、優れた耐摩耗性と靱性を合わせ持ち、切削工具に
利用することで、従来技術では達成できなかった高能率
加工を行うことができる。As described above, the coated cemented carbide of the present invention has both excellent wear resistance and toughness, and when used as a cutting tool, it can perform high-efficiency machining that could not be achieved by conventional techniques. be able to.
Claims (16)
相金属と、周期律表4a,5a,6a族金属の炭化物、
窒化物、炭窒化物から選ばれた2種以上の硬質相からな
る超硬合金母材の表面に、被覆層を有する被覆超硬合金
において、前記硬質相には、Zr及び/又はHfを主成
分とする金属の炭化物、窒化物、炭窒化物より選ばれる
1種以上と、Tiを主成分とする金属の炭化物、窒化
物、炭窒化物より選ばれる1種以上が共存し、 前記被覆層は、周期律表4a、5a、6a族金属の炭化
物、窒化物、酸化物、ホウ化物及び酸化アルミニウムか
ら選ばれた1種以上の単層又は多重層であることを特徴
とする超硬被覆合金。1. A binder phase metal comprising WC and one or more iron group metals, and a carbide of a group 4a, 5a, 6a metal of the periodic table,
In a coated cemented carbide having a coating layer on the surface of a cemented carbide base material composed of two or more hard phases selected from nitrides and carbonitrides, Zr and / or Hf are mainly contained in the hard phase. One or more selected from a carbide, a nitride and a carbonitride of a metal as a component and one or more selected from a carbide, a nitride and a carbonitride of a metal containing Ti as a main component coexist, and the coating layer Is a single layer or multiple layers of at least one selected from carbides, nitrides, oxides, borides and aluminum oxides of metals of groups 4a, 5a and 6a of the periodic table, a cemented carbide coating alloy characterized in that .
相とを基とし、さらにZr及び/又はHfを主成分とす
る金属の炭化物、窒化物、炭窒化物より選ばれる1種以
上の硬質相と、Tiを主成分とする金属の炭化物、窒化
物、炭窒化物より選ばれる1種以上の硬質相とが共存し
てなる超硬合金母材の表面に、周期律表4a、5a、6
a族金属の炭化物、窒化物、酸化物、ホウ化物及び酸化
アルミニウムから選ばれた1種以上の単層又は多重層の
被覆層を有することを特徴とする被覆超硬合金。2. One or more selected from a carbide, a nitride and a carbonitride of a metal based on WC and a binder phase composed of one or more iron group metals and further containing Zr and / or Hf as a main component. On the surface of the cemented carbide base material in which the hard phase of (1) and one or more hard phases selected from the carbides, nitrides, and carbonitrides of the metal containing Ti as the main component coexist. 5a, 6
A coated cemented carbide having a single-layer or multi-layer coating layer selected from carbides, nitrides, oxides, borides and aluminum oxides of Group a metals.
の炭化物、窒化物、炭窒化物より選ばれる1種以上の硬
質相中の金属成分Zr及びHfの量(M1「mol」)
と、Tiを主成分とする金属の炭化物、窒化物、炭窒化
物より選ばれる1種以上の硬質相中の金属成分Tiの量
(M2「mol」)をmol比で表した場合、以下の関
係にあることを特徴とする請求項1又は2記載の被覆超
硬合金。 0.2≦M1/(M1+M2)≦0.93. Amount of metal components Zr and Hf in at least one hard phase selected from carbides, nitrides, and carbonitrides containing Zr and / or Hf as a main component (M1 “mol”).
And the amount of the metal component Ti (M2 “mol”) in one or more hard phases selected from carbides, nitrides, and carbonitrides containing Ti as the main component in terms of mol ratio, The coated cemented carbide according to claim 1 or 2, which is in a relationship. 0.2 ≦ M1 / (M1 + M2) ≦ 0.9
いて、 被覆層直下から母材内部に向かって、周期律表5a,6
a族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物より選ばれる1種
以上の硬質相が消失し、 かつZr及び/又はHfを主成分とする金属の炭化物、
窒化物、炭窒化物より選ばれる1種以上の硬質相と、T
iを主成分とする金属の炭化物、窒化物、炭窒化物より
選ばれる1種以上の硬質相が減少又は消失してなる表層
領域を有し、その厚さが2〜100μmであることを特
徴とする被覆超硬合金。4. The coated cemented carbide according to claim 1 or 3, wherein the periodic table 5a, 6 is provided from immediately below the coating layer toward the inside of the base material.
a carbide of a metal in which at least one hard phase selected from a carbide, a nitride, and a carbonitride of a group a metal disappears and Zr and / or Hf is a main component;
At least one hard phase selected from nitrides and carbonitrides, and T
It has a surface layer region in which one or more hard phases selected from carbides, nitrides, and carbonitrides of metal containing i as a main component are reduced or eliminated, and the thickness thereof is 2 to 100 μm. And coated cemented carbide.
って、 被覆層直下から2〜200μm以内の深さにわたって、 Zr及び/又はHfを主成分とする金属の炭化物、窒化
物、炭窒化物より選ばれる1種以上の硬質相と、Tiを
主成分とする金属の炭化物、窒化物、炭窒化物より選ば
れる1種以上の硬質相が減少又は消失してなる表層領域
を有することを特徴とする被覆超硬合金。5. The coated cemented carbide according to claim 2 or 3, wherein a metal carbide or nitride containing Zr and / or Hf as a main component is provided over a depth of 2 to 200 μm from immediately below the coating layer. It has one or more hard phases selected from carbonitrides and a surface layer region in which one or more hard phases selected from metal carbides containing Ti as a main component, nitrides and carbonitrides are reduced or eliminated. A coated cemented carbide characterized in that
って、 表層領域から合金内部1〜50μmの深さにわたって、
Tiを主成分とする金属の炭化物、窒化物又は炭窒化物
より選ばれる1種以上の硬質相の量が、当該合金内部に
比べて多い領域を有することを特徴とする被覆超硬合
金。6. The coated cemented carbide according to claim 4 or 5, wherein from the surface layer region to a depth of 1 to 50 μm inside the alloy,
A coated cemented carbide, characterized in that the amount of at least one hard phase selected from carbides, nitrides, or carbonitrides of a metal containing Ti as a main component has a region larger than that in the interior of the alloy.
であって、 表層領域から合金内部1〜50μmの深さにわたって、
TiとWを主成分とする金属の炭化物、窒化物又は炭窒
化物より選ばれる1種以上の硬質相、WC並びに結合相
とからなる領域を有することを特徴とする被覆超硬合
金。7. The coated cemented carbide according to claim 4, 5 or 6, wherein from the surface layer region to a depth of 1 to 50 μm inside the alloy,
A coated cemented carbide having a region consisting of at least one hard phase selected from carbides, nitrides or carbonitrides containing Ti and W as main components, WC and a binder phase.
成分とする金属の炭化物、窒化物、炭窒化物より選ばれ
る1種以上の硬質相のみが減少又は消失してなる表層領
域を有することを特徴とする請求項2又は3記載の被覆
超硬合金。8. A surface layer region within 50 μm from the surface of the base material, in which only one or more hard phases selected from carbides, nitrides and carbonitrides of a metal containing Ti as a main component are reduced or eliminated. The coated cemented carbide according to claim 2 or 3, characterized in that.
表層領域から合金内部側へ1〜50μmの深さにわたっ
て、Tiを主成分とする炭化物、窒化物又は炭窒化物よ
り選ばれる1種以上の硬質相の量が、当該合金内部に比
べて多い領域を有することを特徴とする被覆超硬合金。9. The coated cemented carbide according to claim 8, wherein
A region in which the amount of one or more hard phases selected from a carbide containing Ti as a main component, a nitride, or a carbonitride is larger than the inside of the alloy over a depth of 1 to 50 μm from the surface layer region to the inside of the alloy. A coated cemented carbide characterized by having.
の被覆超硬合金であって、表層領域から合金内部へ1〜
50μmの深さにわたって、最高硬度が、Hv硬度,荷
重500gで表して、1400〜1900kg/mm2
の範囲にある領域を有することを特徴とする被覆超硬合
金。10. The coated cemented carbide according to claim 4, 5, 6, 7, 8 or 9, wherein 1 to the inside of the alloy from the surface layer region.
Maximum hardness over a depth of 50 μm is Hv hardness, load 500 g, 1400 to 1900 kg / mm 2
A coated cemented carbide having a region in the range of.
8,9又は10記載の被覆超硬合金であって、被覆層直
下から母材の内部1〜100μmの深さにわたって、合
金内部のWC粒度に比較して粒度の粗いWC粒子からな
る領域を有することを特徴とする被覆超硬合金。11. Claims 1, 2, 3, 4, 5, 6, 7,
The coated cemented carbide according to 8, 9, or 10, which has a region composed of WC particles having a coarser grain size as compared with the WC grain size inside the alloy from immediately below the coating layer to a depth of 1 to 100 μm inside the base material. A coated cemented carbide characterized in that
又は11記載の被覆超硬合金であって、被覆層直下から
母材の内部1〜100μmの深さにわたって、合金内部
に比較して、結合相量が富化してなる層を有することを
特徴とする被覆超硬合金。12. The method according to claim 4, 5, 6, 7, 8, 9, and 10.
Or the coated cemented carbide according to 11, wherein the coating has a layer in which the amount of binder phase is enriched from immediately below the coating layer to a depth of 1 to 100 μm in the base material as compared with the inside of the alloy. Coated cemented carbide.
0,11又は12記載の被覆超硬合金であって、被覆層
直下から母材の内部1〜100μmの深さにわたって、
合金内部に比較して、結合相量が富化してなる層を有
し、この領域内の最も結合相が富化した位置から合金表
面に向かって連続的に結合相量が減少していることを特
徴とする被覆超硬合金。13. The method according to claim 4, 5, 6, 7, 8, 9, 1.
The coated cemented carbide according to 0, 11 or 12, which is from immediately below the coating layer to a depth of 1 to 100 μm inside the base material,
Compared to the inside of the alloy, it has a layer enriched in binder phase, and the amount of binder phase decreases continuously from the position where the binder phase is most enriched in this region toward the alloy surface. A coated cemented carbide characterized by:
8,9,10,11,12又は13記載の被覆超硬合金
であって、超硬合金母材の最表面に、Zr及び/又はH
fを主成分とする金属の窒化物又は炭窒化物からなる層
を有し、この層の厚さが0.01〜3.00μmである
ことを特徴とする被覆超硬合金。14. Claims 1, 2, 3, 4, 5, 6, 7,
The coated cemented carbide according to 8, 9, 10, 11, 12 or 13, wherein Zr and / or H are formed on the outermost surface of the cemented carbide base material.
A coated cemented carbide, comprising a layer made of a metal nitride or carbonitride containing f as a main component, and having a thickness of 0.01 to 3.00 μm.
0.30wt%含まれることを特徴とする請求項1,
2,3,4,5,6,7,8,9,10,11,12,
13又は14記載の被覆超硬合金。15. A cemented carbide base material containing 0.03 to 0.03% of oxygen.
0.30 wt% is contained, The claim 1 characterized by the above-mentioned.
2,3,4,5,6,7,8,9,10,11,12,
The coated cemented carbide according to 13 or 14.
0.40wt%含まれることを特徴とする請求項1,
2,3,4,5,6,7,8,9,10,11,12,
13,14又は15記載の被覆超硬合金。16. Nitrogen is added to the cemented carbide base material in an amount of 0.05 to 0.05.
The content of 0.40 wt% is included.
2,3,4,5,6,7,8,9,10,11,12,
The coated cemented carbide according to 13, 14 or 15.
Priority Applications (1)
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JP5795293A JP2943895B2 (en) | 1992-03-05 | 1993-02-22 | Coated cemented carbide |
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1993
- 1993-02-22 JP JP5795293A patent/JP2943895B2/en not_active Expired - Lifetime
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JP2005042201A (en) * | 2003-07-25 | 2005-02-17 | Sandvik Ab | Method for producing fine grained tungsten carbide-cobalt cemented carbide |
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