JPH08187605A - 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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- JPH08187605A JPH08187605A JP34005894A JP34005894A JPH08187605A JP H08187605 A JPH08187605 A JP H08187605A JP 34005894 A JP34005894 A JP 34005894A JP 34005894 A JP34005894 A JP 34005894A JP H08187605 A JPH08187605 A JP H08187605A
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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層の第1層、縦長
成長結晶組織を有するTiCN層の第2層、粒状結晶組
織を有するTiC層の第3層、およびカッパー型結晶を
主体とする組織を有するAl2 O3 層の第4層、さらに
必要に応じて粒状結晶組織を有するTiN層の第5層か
らなり、かつ前記第1,2層または第1〜3層の結晶粒
界に基体を構成する成分のうちの少なくともWとCoが
拡散含有する硬質被覆層を3〜30μm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)の第1層、炭窒化チタン(以
下、TiCNで示す)の第2層、炭化チタン(以下、T
iCで示す)の第3層、および酸化アルミニウム(以
下、Al2 O3 で示す)の第4層、さらに必要に応じて
TiNの第5層からなる硬質被覆層を3〜30μm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
や鋳鉄の施削やフライス切削などに用いられていること
は、良く知られているところである。
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
の密着性は相対的に高いが、第2層のTiCN層と第1
層のTiN層および第3層のTiC層、並びに第4層の
Al2 O3 層と第3層のTiC層および第5層のTiN
層の密着性が不十分であり、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、さらに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が、前記
第2層のTiCN層を縦長成長結晶組織とすると共に、
前記第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、さら
に望ましくは実質的にカッパー型結晶からなる組織とす
ると、前記第2層に対する第1層のTiN層および第3
層のTiC層、並びに前記第4層に対する第3層のTi
C層、および第5層のTiN層の密着性が著しく向上す
ること。 (c) 第2層のTiCN層または第3層のTiC層形
成後に、10〜100torrの水素雰囲気中、温度:85
0〜1100℃に1〜5時間保持の条件で加熱処理を施
すと、超硬合金基体を構成する成分のうち少なくともW
とCo成分が毛細管現象により第1,2層または第1〜
3層の粒界に拡散移動し、これらの層の粒界に少なくと
もWとCoが含有するようになり、この結果結晶粒間密
着性の向上と相まって層間密着性が一段と向上するよう
になること。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、第1層
のTiN層、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層からなる硬質被覆層を3〜30μmの平均
層厚で形成してなる被覆超硬切削工具において、(a)
上記第1層、上記第3層、および上記第5層を粒状結
晶組織、上記第2層を縦長成長結晶組織、上記第4層を
カッパー型結晶を主体とした組織とすると共に、(b)
上記第1,2層または上記第1〜3層の結晶粒界に、
上記超硬合金基体を構成する成分のうちの少なくともW
とCoを含有させること、以上(a)および(b)によ
り上記硬質被覆層にすぐれた層間密着性を具備せしめた
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、 (ア) 反応ガス組成、容量%で、TiCl4 :1〜4
%、 CH3 CN:0.1〜5%、N2 :0〜35
%、 H2 :残り、 (イ) 反応温度:850〜950℃、 (ウ) 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、 (ア) 反応ガス組成、容量%で、TiCl4 :1〜5
%、 CH4 :2〜7%、N2 :15〜30%、
H2 :残り、 (イ) 反応温度:950〜1050℃、 (ウ) 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、 (ア) 反応ガス組成、容量%で、初期段階の1〜12
0分を、AlCl3 :1〜20%、 H2 :残り、ま
たは、AlCl3 :1〜20%、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%、H2 :残り、または、AlCl3 :1〜2
0%、 CO2 :0.5〜30%、HCl:1〜20
%および/またはH2 S:0.05〜5%、H2 :残
り、 (イ) 反応温度:850〜1000℃、 (ウ) 雰囲気圧力:30〜200torr、 の条件で形成される。
する硬質被覆層は、化学蒸着法および/または物理蒸着
法にて、上記の条件および通常の条件で、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層から第4層のAl2 O3 層まで、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るが、この場合は前記第1層の一
部あるいは全体がTiCNとなる。
30μmと定めたのは、その平均層厚が3μm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0.1〜5μm、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0.1〜15μ
m、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、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、I
SO・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に示される条件で真空焼結することにより超硬
合金基体A〜Eをそれぞれ製造した。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、徐冷の浸炭処理
を施し、処理後、基体表面に付着するカーボンとCoを
酸およびバレル研磨で除去することにより、表面から1
0μmの位置で最大Co含有量:15重量%、深さ:4
0μmのCo富化帯域を基体表面部に形成した。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
面部に表面から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Co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(ロックウェル硬さ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、並びに平均層厚の硬質被覆層を形成
し、この間第2層形成後に35torrの水素雰囲気中、温
度:1050℃に1〜5時間の範囲内の所定時間保持の
条件で加熱処理を施すことにより本発明被覆超硬切削工
具1〜7を製造すると共に、前記加熱処理を行なわずに
従来被覆超硬切削工具1〜7をそれぞれ製造した。この
結果得られた各種の被覆超硬切削工具を構成する硬質被
覆層の第1,2層について、それぞれの層を透過電子顕
微鏡(TEM)で観察して各層毎適宜5ヶ所の粒界を特
定し、この特定粒界のWおよびCo含有量をエネルギー
分散型X線測定装置で定量分析した。これらの結果を表
3〜6に平均値で示した。
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:335m/min.、 送り:0.26mm/rev.、 切込み:2mm、 切削時間:20分、 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:305m/min.、 送り:0.26mm/rev.、 切込み:1.5mm、 切削時間:25分、 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。さらに、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、 被削材:軟鋼の角材、 切削速度:305m/min.、 送り:0.36mm/刃、 切込み:2.5mm、 切削時間:30分、 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の表面に、窒化チタンの第
1層、炭窒化チタンの第2層、炭化チタンの第3層、お
よび酸化アルミニウムの第4層からなる硬質被覆層を3
〜30μm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、 (a) 上記第1層および第3層を粒状結晶組織、上記
第2層を縦長成長結晶組織、上記第4層をカッパー型結
晶を主体とした組織とすると共に、 (b) 上記第1,2層または上記第1〜3層の結晶粒
界に、上記基体を構成する成分のうちの少なくともWと
Coが拡散含有すること、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の表面に、窒化チタンの第
1層、炭窒化チタンの第2層、炭化チタンの第3層、お
よび酸化アルミニウムの第4層、さらに窒化チタンの第
5層からなる硬質被覆層を3〜30μm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、 (a) 上記第1層、上記第3層、および第5層を粒状
結晶組織、上記第2層を縦長成長結晶組織、上記第4層
をカッパー型結晶を主体とした組織とすると共に、 (b) 上記第1,2層または上記第1〜3層の結晶粒
界に、上記基体を構成する成分のうちの少なくともWと
Coが拡散含有すること。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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1994
- 1994-12-28 JP JP34005894A patent/JP3269305B2/ja not_active Expired - Fee Related
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