JPH07328809A - 硬質被覆層がすぐれた層間密着性を有する表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具 - Google Patents
硬質被覆層がすぐれた層間密着性を有する表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具Info
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- JPH07328809A JPH07328809A JP6141122A JP14112294A JPH07328809A JP H07328809 A JPH07328809 A JP H07328809A JP 6141122 A JP6141122 A JP 6141122A JP 14112294 A JP14112294 A JP 14112294A JP H07328809 A JPH07328809 A JP H07328809A
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Abstract
覆超硬合金製切削工具を提供する。 【構成】 被覆超硬合金製切削工具が、超硬合金基体の
表面に、粒状結晶組織を有するTiNからなる第1層、
縦長成長結晶組織を有するTiCNからなる第2層、粒
状結晶組織を有するTiCからなる第3層、およびカッ
パー型結晶を主体とした組織を有するAl2 O3 からな
る第4層、さらに必要に応じて粒状結晶組織を有するT
iNからなる第5層で構成された硬質被覆層を3〜30
μmの範囲内の所定の平均層厚で形成したものからな
る。
Description
た層間密着性を有し、したがって切削抵抗の大きい、例
えば軟鋼などの切削に用いた場合に長期に亘ってすぐれ
た切削性能を発揮する表面被覆炭化タングステン基超硬
合金製切削工具(以下、被覆超硬切削工具という)に関
するものである。
報や特公昭59−52703号公報に記載されるよう
に、全体的に均質な炭化タングステン基超硬合金基体
や、結合相形成成分としての例えばCoなどの含有量が
基体内部に比して相対的に高い表面部、すなわち表面部
に結合相富化帯域を有する炭化タングステン基超硬合金
基体(以下、これらを総称して超硬合金基体という)の
表面に、化学蒸着法や物理蒸着法を用いて、窒化チタン
(以下、TiNで示す)からなる第1層、炭窒化チタン
(以下、TiCNで示す)からなる第2層、炭化チタン
(以下、TiCで示す)からなる第3層、および酸化ア
ルミニウム(以下、Al2 O3 で示す)からなる第4
層、さらに必要に応じてTiNからなる第5層で構成さ
れた硬質被覆層を3〜30μmの範囲内の所定の平均層
厚で形成してなる被覆超硬切削工具が、主に合金鋼や鋳
鉄の旋削やフライス切削などに用いられていることは良
く知られるところである。
のFA化はめざましく、かつ切削加工の省力化の要求と
相まって、切削工具には汎用性が求められる傾向にある
が、上記の従来被覆超硬切削工具においては、これを合
金鋼や鋳鉄などの切削に用いた場合には問題はないが、
特に切削抵抗の高い軟鋼などの切削に用いた場合、硬質
被覆層の層間密着性が十分でないために、硬質被覆層に
層間剥離やチッピングが発生し易く、これが原因で比較
的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
上述のような観点から、上記の従来被覆超硬切削工具に
着目し、これを構成する硬質被覆層の層間密着性の向上
をはかるべく研究を行なった結果、 (a) 上記の従来被覆超硬切削工具を構成する硬質被
覆層において、超硬合金基体に対する第1層のTiN層
の密着性に問題はないが、前記第1層と第2層のTiC
N層、前記第2層と第3層のTiC層、および前記第3
層と第4層のAl2 O3 層、さらに前記第4層と第5層
のTiN層の層間密着性がいずれも低く、これが原因で
層間剥離やチッピングが発生し易くなること。 (b) 上記の従来被覆超硬切削工具を構成する硬質被
覆層において、第1層のTiN層、第2層のTiCN
層、第3層のTiC層、および必要に応じて形成される
第5層のTiN層はいずれも粒状結晶組織をもち、第4
層のAl2 O3 層はアルファ型結晶組織をもつこと。 (c) 上記の従来被覆超硬切削工具を構成する硬質被
覆層において、第2層のTiCN層を縦長成長結晶組織
とし、かつ第4層のAl2 O3 層をカッパー型結晶を主
体とする組織(望ましくは、カッパー型結晶が50容量
%以上を占め、残りがアルファ型結晶からなる混合組
織、または実質的にカッパー型結晶からなる組織)とす
ると、この結果の硬質被覆層はいずれの層間密着性も著
しく向上したものになり、したがって切削抵抗の高い被
削材の切削にも層間剥離のチッピングの発生がなく、す
ぐれた切削性能を長期に亘って発揮すること。 以上(a)〜(c)に示される研究結果を得たのであ
る。
なされたものであって、超硬合金基体の表面に、粒状結
晶組織を有するTiNからなる第1層、同じく粒状結晶
組織を有するTiCNからなる第2層、同じく粒状結晶
組織を有するTiCからなる第3層、およびアルファ型
結晶組織を有するAl2 O3 からなる第4層、さらに必
要に応じて形成される粒状結晶組織を有するTiNから
なる第5層で構成された硬質被覆層を、通常の化学蒸着
法および/または物理蒸着法を用い、3〜30μmの範
囲内の所定の平均層厚で形成してなる被覆超硬切削工具
において、上記第2層のTiCN層を縦長成長結晶組織
とし、かつ第4層のAl2 O3 層をカッパ型結晶を主体
とした組織とすることにより硬質被覆層の層間密着性を
向上せしめた被覆超硬切削工具に特徴を有するものであ
る。
する硬質被覆層のうちの第2層の縦長成長結晶組織を有
するTiCN層は、例えば特開平6−8010号公報に
記載される通り、 反応ガス組成:容量%で、TiCl4 :1〜10%、C
H3 CN:0.1〜5%、N2 :0〜35%、H2 :残
り、 反応温度:850〜950℃、 雰囲気圧力:30〜200torr、 の条件で形成するのが望ましい。一方、粒状結晶組織を
有するTiCN層は、通常、 反応ガス組成:容量%で、TiCl4 :1〜5%、CH
4 :2〜7%、N2 :15〜35%、H2 :残り、 反応温度:950〜1050℃、 雰囲気圧力:30〜200torr、 の条件で形成される。また、カッパー型結晶を主体とす
る組織を有するAl2 O3 層は、 反応ガス:容量%で、初期段階の1〜120分を、Al
Cl3 :1〜20%、必要に応じてHCl:1〜20%
および/またはH2 S:0.05〜5%、H2:残り、
とし、以後、AlCl3 :1〜20%、CO2 :0.5
〜30%、必要に応じてHCl:1〜20%および/ま
たはH2 S:0.05〜5%、H2 :残り、 反応温度:850〜1000℃、 雰囲気圧力:30〜200torr、 の条件で形成される。
する硬質被覆層は、超硬合金基体の表面に、まず第1層
のTiN層を蒸着し、ついで第2層のTiCN層、第3
層のTiC層、および第4層のAl2 O3 層、さらに必
要に応じて第5層のTiN層を順次蒸着することによっ
て形成されるが、前記第2層以降の形成に際して、前記
第1層のTiN層中に前記超硬合金基体中のC成分が拡
散固溶する場合があり、この場合の第1層は硬質被覆層
形成後TiCN層として存在することになる。
30μmとするのがよく、これは、その平均層厚が3μ
m未満では所望のすぐれた耐摩耗性を確保することがで
きず、一方その平均層厚が30μmを越えると耐欠損性
が急激に低下するようになるという理由によるものであ
り、また第1層のTiN層の平均層厚は0.1〜5μ
m、第2層のTiCN層のそれは3〜20μm、第3層
のTiC層は1〜10μm、第4層のAl2 O3 層は
0.1〜15μm、さらに第5層のTiN層は0.1〜
5μmの平均層厚とするのが望ましい。
例により具体的に説明する。原料粉末として、平均粒
径:3μmを有する中粒WC粉末、同5μmの粗粒WC
粉末、同1.5μmの(Ti,W)C(重量比で、以下
同じ、TiC/WC=30/70)粉末、同1.2μm
の(Ti,W)CN(TiC/TiN/WC=24/2
0/56)粉末、同1.3μmの(Ta,Nb)C(T
aC/NbC=90/10)粉末、および同1.2μm
のCo粉末を用意し、これら原料粉末を表1に示される
配合組成に配合し、ボールミルで72時間湿式混合し、
乾燥した後、ISO・CNMG120408(超硬合金
基体A〜D用)および同SEEN42AFTN1(超硬
合金基体E用)に定める形状の圧粉体にプレス成形し、
この圧粉体を同じく表1に示される条件に真空焼結する
ことにより超硬合金基体A〜Eを製造した。さらに、上
記超硬合金基体Bに対して、100torrのCH4 ガス雰
囲気中、温度:1400℃に1時間保持後、徐冷の滲炭
処理を施し、処理後、基体表面に付着するカーボンとC
oを酸およびバレル研磨で除去することにより、表面か
ら10μmの位置で最大Co含有量:15重量%、深
さ:40μmのCo富化帯域を基体表層部に形成した。
また、上記超硬合金基体AおよびDには、焼結したまま
で、表層部に表面から15μmの位置で最大Co含有
量:9重量%、深さ:20μmのCo富化帯域が形成さ
れており、残りの超硬合金基体CおよびEには、前記C
o富化帯域の形成がなく、全体的に均質な組織をもつも
のであった。さらに、表1には上記超硬合金基体A〜E
の内部硬さ(ロックウエル硬さAスケール)をそれぞれ
示した。
面に、ホーニングを施した状態で、通常の化学蒸着装置
を用い、表2に示される条件で、表3〜6に示される組
成および結晶組織、さらに平均層厚の硬質被覆層を形成
することにより本発明被覆超硬切削工具1〜7および従
来被覆超硬切削工具1〜7をそれぞれ製造した。つぎ
に、上記本発明被覆超硬切削工具1〜5および従来被覆
超硬切削工具1〜5について、 被削材:軟鋼の丸棒、 切削速度:250m/min.、 送り:0.27mm/rev.、 切込み:2mm、 切削時間:30min.、 の条件での軟鋼の連続切削試験、および、 被削材:軟鋼の角材、 切削速度:230m/min.、 送り:0.27mm/rev.、 切込み:1.5mm、 切削時間:40min.、 の条件での軟鋼の断続切削試験を行ない、いずれの切削
試験でも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。これらの測定
結果を表4,6に示した。また、上記本発明被覆超硬切
削工具6,7および従来被覆超硬切削工具6,7につい
ては、 被削材:軟鋼の角材、 切削速度:230m/min.、 送り:0.37mm/刃、 切込み:2.5mm、 切削時間:40min.、 の条件で軟鋼のフライス切削を行ない、切刃の逃げ面摩
耗幅を測定した。この測定結果も表4,6に示した。
覆超硬切削工具1〜7は、いずれも切削抵抗の高い軟鋼
の切削にもかかわらず、硬質被覆層に層間剥離やチッピ
ングの発生なく、すぐれた耐摩耗性を示すのに対して、
従来被覆超硬切削工具1〜7は、硬質被覆層における層
間密着性が不十分なために、軟鋼の切削では層間剥離や
チッピングが発生し、比較的短時間で使用寿命に至るこ
とが明らかである。上述のように、この発明の被覆超硬
切削工具は、これを構成する硬質被覆層がすぐれた層間
密着性を有するので、合金鋼や鋳鉄などの切削は勿論の
こと、切削抵抗の高い軟鋼などの切削に用いた場合にも
長期に亘ってすぐれた切削性能を発揮するのである。
Claims (2)
- 【請求項1】 全体的に均質な炭化タングステン基超硬
合金基体、または表層部に結合相富化帯域を有する炭化
タングステン基超硬合金基体の表面に、粒状結晶組織を
有する窒化チタンからなる第1層、同じく粒状結晶組織
を有する炭窒化チタンからなる第2層、同じく粒状結晶
組織を有する炭化チタンからなる第3層、およびアルフ
ァ型結晶組織を有する酸化アルミニウムからなる第4層
で構成された硬質被覆層を3〜30μmの範囲内の所定
の平均層厚で形成してなる表面被覆炭化タングステン基
超硬合金製切削工具において、 上記第2層の炭窒化チタン層を縦長成長結晶組織とし、
かつ上記第4層の酸化アルミニウム層をカッパー型結晶
を主体とした組織とすることを特徴とする硬質被覆層が
すぐれた層間密着性を有する表面被覆炭化タングステン
基超硬合金製切削工具。 - 【請求項2】 全体的に均質な炭化タングステン基超硬
合金基体、または表層部に結合相富化帯域を有する炭化
タングステン基超硬合金基体の表面に、粒状結晶組織を
有する窒化チタンからなる第1層、同じく粒状結晶組織
を有する炭窒化チタンからなる第2層、同じく粒状結晶
組織を有する炭化チタンからなる第3層、アルファ型結
晶組織を有する酸化アルミニウムからなる第4層、およ
び粒状結晶組織を有する窒化チタンからなる第5層で構
成された硬質被覆層を3〜30μmの範囲内の所定の平
均層厚で形成してなる表面被覆炭化タングステン基超硬
合金製切削工具において、 上記第2層の炭窒化チタン層を縦長成長結晶組織とし、
かつ上記第4層の酸化アルミニウム層をカッパー型結晶
を主体とした組織とすることを特徴とする硬質被覆層が
すぐれた層間密着性を有する表面被覆炭化タングステン
基超硬合金製切削工具。
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