JPH09291378A - 被覆超硬合金 - Google Patents
被覆超硬合金Info
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- JPH09291378A JPH09291378A JP13105396A JP13105396A JPH09291378A JP H09291378 A JPH09291378 A JP H09291378A JP 13105396 A JP13105396 A JP 13105396A JP 13105396 A JP13105396 A JP 13105396A JP H09291378 A JPH09291378 A JP H09291378A
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Abstract
した被覆超硬合金を低コストで提供することを目的とす
る。 【構成】 所定のZr及び/又はHf量を含有し、結合
相富化層を有したWC基超硬合金基体の表面に接する内
層としてTiN層、中間層としてTiCN層、外層とし
てTiC等及びアルミナよりなり、必要に応じ被覆層形
成後、該表面を力学的衝撃により処理する事により構成
する。
Description
摩耗性に優れた被覆超硬合金に関し、特に鋼の切削に好
適な切削工具に適する被覆超硬合金に関する。
や特開平8−71814号公報などに記載されるよう
に、超硬合金基体にTiC、TiN、TiCN等の皮膜
を介して更にAl2O3皮膜を蒸着し耐摩耗性の優れた切
削工具として用いられている。また、特開平6−330
352号公報は投射速度の高いショットピーニングによ
って工具の耐欠損性を高めている。
化、無人化の要求に伴い、より汎用性が高く、かつ長寿
命の工具が求められる傾向にある。本願発明は、この要
求に応えるべく多様な切削条件での使用に耐える耐摩耗
性と耐欠損性を広い範囲で満足する工具材料を提供する
ことを課題とする。また、ショットピーニングによって
耐欠損性を高めた工具を、より低コストで提供し、さら
に、近年の切削速度の高速化に伴う溶着物分離損傷の問
題を解決し平滑な被削面が得られる工具材料を提供す
る。
決すべく、従来の被覆超硬合金に着目し種々の検討を行
った結果、得られた知見に基づいて本願発明に至った。
得られた知見及び本願発明の構成について以下に説明す
る。
/又はHfを含むWC基超硬合金とする。Zr、Hfは
基体の、特に切削時の刃先温度程度の高温での耐塑性変
形性を向上させ、ひいては耐摩耗性の向上につながる。
これらの元素は、合金中では大部分がチタンの炭化物な
どと固溶体を形成して存在しているので、最適なZr、
Hfの量はTiとのモル比で、0.01≦M1/M2<
0.25、と表される。但し、M1はZrとHfの総
量、M2はTiの総量である。この値が0.01を下回
ると充分な効果が得難く、逆に0.25以上では耐欠損
性が劣化する。尚、上式を満足する場合でも基体合金全
体に対し0.3wt%以上の添加は合金の脆化を招き好
ましくない。
近傍に結合相富化層を設ける。ここに結合相富化層と
は、基体の平均的な結合相濃度に対し相対的に富化した
結合相濃度を有する層のことであり、硬さの観点から硬
度低下層、軟質層などとも呼ばれている。また、この層
の中にβ相が消失した領域がある場合には、その領域を
脱β層と呼ぶ場合もある。これを設けることにより基体
の靱性が増し、耐チッピング性、耐欠損性を向上させる
効果がある。但し、この部分は基体内部に対して硬度が
低下しており切刃の塑性変形が懸念される。しかし、結
合相富化層が10〜30μm程度の厚さであれば、切削
中の切刃の耐塑性変形性の劣化も問題になるほどではな
い。
覆層中の残留応力を調整する際にも有効な働きをする。
可能であるが、具体的に示せば、超硬合金基体成分中
に、例えばTiNを添加するなどして窒素を成分中に取
り入れることで、焼結過程において生成する。これは、
焼結過程における基体表面からの脱窒により表面近傍の
Tiなどが液相中にとけ込み、基体内部へ溶質移動し、
基体内部で炭化物などとして析出するために、相対的に
基体表面近傍の結合層が富化するもの考えられている。
結合相富化層の厚さや富化の程度は添加する窒素量や熱
処理時間を調整することで簡単に操作できる。結合相富
化の程度は、基体断面を例えばEPMA(Electr
on Probe Microanalysis)など
で線分析すれば明確に把握することができる。
しホーニング処理などの加工をすると、その部分の結合
相富化層が除去されてしまう場合がある。これを防ぐた
めには、加工後に結合相富化層を設ける方法、圧粉成形
時、又は圧粉成形体において刃先稜の形状を整える方法
などがある。しかし、切刃稜は切削において基本的には
被削材を摺動する部分であり、強い衝撃力はかからない
ので、むしろ耐摩耗性の観点から結合相富化層は無い方
が好都合の場合も多い。
少ない方が好ましい。これは、後で蒸着する皮膜中への
結合相成分の拡散を防ぎ膜質の劣化を防ぐためであり、
また被覆層と基体との密着力を向上させる為である。通
常、焼結肌の超硬合金基体においてその表面は、焼結過
程において結合相金属が基体内部から滲み出してきてお
り、結合相に富む状態となっている。基体表面の結合相
を減少させるには基体の焼結後に、例えば化学的な酸処
理などによってもよいが、熱処理による方法が簡便であ
る。具体的には基体の真空焼結後、冷却時に炉内へ大気
圧程度の雰囲気ガスを導入して冷却すれば結合相の滲み
出しが抑えられ、結合相が減少した表面が得られる。表
面の結合相減少の程度は、例えばEDX(Energy
Dispersive X−ray spectro
meter)などの面分析を、基体最表面と基体断面に
ついて行うことにより確認できる。
を設ける。これは蒸着時における基体からの炭素の拡散
を防ぎ、基体に脆弱なη相が発生することを防止する。
また、基体からのCoの拡散を防ぎ、膜質の劣化を防止
する。この層の厚さは0.2〜1μm程度で充分であ
り、過度に厚すぎると成膜時間がかかり生産能率を損な
うばかりでなく、被覆層全体の厚さが厚くなり、後述す
るように膜の耐剥離性に悪影響を与える。
N層を設ける。この層は鋼の切削において抜群の耐摩耗
性を示す。この層は反応ガス組成として例えば、TiC
l4:1〜10%、CH3CN:0.1〜5%、N2:0
〜35、H2:残り(以上いずれもvol%)、反応温
度として例えば700〜950℃、炉内圧力として例え
ば30〜200torrの条件で化学蒸着されるのが望
ましい。この時、TiCl4に起因するClが被覆層中
に残留するが、その残留量は0.05at%より大かつ
1.2at%以下であることが望ましい。この範囲内で
中間層は微細な柱状晶となり、よりよい耐摩耗性を示
す。0.05at%以下では結晶が粗大化し脆弱な層と
なるし、1.2at%より大である場合には硬度が低下
し、被覆層の密着力も低下するので、いずれも工具寿命
の低下につながる。Cl量はEPMAにより確認でき
る。Cl量は蒸着温度、反応ガスの組成、蒸着時間等を
適宜調節して調整する。この層は耐摩耗の目的で設けら
れるので、基本的には厚いほどよいが、被覆層全体の厚
さに限界があるので、実際には厚さに制限を受ける。中
間層は8μm以上の厚さが良く、9.5μm以上がより
好ましい。
チタン、窒化チタン、炭窒化チタン、炭酸化チタン、炭
窒酸化チタン、アルミナより選ばれる1種以上の物質よ
りなり、少なくとも1層以上のアルミナ層を含む1層以
上の層を設ける。アルミナ層は耐熱性、耐酸化性に優
れ、主に切削中の切刃温度上昇による中間層、内層の酸
化を防止する役目を果たす。アルミナ層が設けられない
場合には、例えばスローアウェイ式工具によるFCD7
0などの旋削加工において、切刃の境界摩耗が極端に早
く進行する。アルミナ層の厚さは1μm以上あれば前記
の目的を果たす。逆に厚すぎると、アルミナ層が剥離し
やすくなるので、2.5μm未満であることが望まし
い。特にアルミナ層の厚さが4μm以上では非常に剥離
が起こりやすくなる。より好ましい範囲は1.3μm以
上、1.7μm以下である。また、アルミナ層はその濡
れ性の悪さ故、切削中に刃先の最表面にあれば、溶着を
防止する効果もある。アルミナ層の基体側の界面に接す
るように外層中に設けられるチタン化合物の層は、主に
アルミナ層の密着力を高める役割を担う。特に、TiC
l4、CH4、N2、CO2、H2等を用いて900〜11
00℃程度の比較的高温で化学蒸着した場合には、粒状
の結晶粒となり、強い密着力を示す。この層の厚さは1
μm未満で充分である。
けることがしばしば行われている。例えば、TiN層を
設けると、チップは美しい金色を呈す。この層は、工具
の使用、未使用を判別しやすくする目的で設けられてい
る。従ってこの層は、他の層と異なり、むしろ剥離しや
すい方が好ましく、また視認性を損なわない程度に薄い
方が好ましい。逆にこの層が剥離もしくは磨滅しにくい
と、折角のアルミナの耐溶着性を活かせない結果とな
り、溶着物分離損傷を引き起こし、被削物の肌荒れの原
因となる。剥離しやすい最外層を設けるには、隣接する
層との間に、例えば多くの空孔を設ければよい。具体的
には、最外層被覆の前に後述するショットブラストなど
の処理を行い、精密な洗浄をせずに最外層を設ければよ
い。
の全体の厚さは、被覆層の耐剥離性と密接な関係があ
る。実験、検討を重ねた結果、用途として鋼切削用工具
を想定した場合、最適な厚さは8μm以上、30μm以
下であった。但し、意図的に剥離しやすいように設けら
れた最外層の厚さは算入しない。8μm未満では上述し
たような各層の、機能を充分に発揮できる厚さがとれな
い。30μmを越えると被覆層が剥離しやすくなり、特
に断続切削に不利である。鋼の切削を主として考えるな
らば、耐摩耗性の中間層の厚さをできるだけ厚くとり、
他の層は各機能が発揮できる程度に薄くすれば、より長
寿命の工具が得られる。尚、刃先温度が比較的上昇しや
すい鋳鉄などの切削を主とする場合には、上述したアル
ミナの耐熱性を活かして、アルミナを厚く設ければよ
い。
り高めるために、被覆超硬合金の表面を機械的衝撃、熱
的衝撃、超音波による衝撃などにより処理することが知
られている。これは、被覆層形成の過程で被覆層に生じ
た残留引張応力を解放、もしくは圧縮応力の領域にまで
残留応力を与えようとするものである。具体的な方法と
しては、ショットピーニングもしくはショットブラスト
による処理が良く知られており、ショットピーニングに
よる処理をより効果的なものとするためにショット投射
速度を高めることが行われている。。しかし、ショット
投射速度を高めるためには、より高性能な装置が必要と
なりコストがかかる。
に採用することでこの問題を解決した。本願発明者等の
研究により、基体の硬度が高いほどショット処理による
被覆層中の応力解放の効果が小さいことを見出した。こ
の知見に基づき被覆層直下に硬度の低い結合相富化層を
設けたところ、従来の低投射速度(投射速度=40〜5
0m/s)のショット装置で充分な効果が得られること
がわかった。この理由については未だ充分に明らかでは
ないが、恐らく、軟質の基体表面のため、衝撃を受けた
時の被覆層の変形が大きく、被覆層中で、最も大きい残
留応力がかかっている部分である基体と接した部分に、
さらに衝撃に伴う変形による引張応力が集中し、被覆層
に効率よく亀裂を発生させることができるためである、
と思われた。
n2Ψ法で測定できる。具体的な残留応力の値としては
±10kgf/mm2(±98MPa)に調整できれば
よい。ここに「+」の符号は引張応力、「−」の符号は
圧縮応力を示す。被覆層中残留引張応力20〜30kg
f/mm2の被覆超硬合金に対し粒径0.5mmのガラ
ス球を投射速度40m/sでショットしたところ5分間
で残留応力は0〜2kg/mm2となり、ほぼ完全に解
放された。さらに処理を続けて合計10分間で−6〜0
kg/mm2となった。さらに処理を続けて合計20分
間で−11kg/mm2に達した。その後、処理を追加
し合計120分間の処理を行ったが、残留圧縮応力の増
加は少なく−12kg/mm2であった。残留応力が圧
縮領域のものは特に耐欠損性に優れるが、長い処理時間
が必要な上、ショット処理による製品の破損率も増え製
品歩留まりが低下する。実用的には±10kgf/mm
2が適当である。残留引張応力が10kgf/mm2以上
のものは耐欠損性、耐チッピング性に劣る。尚、ショッ
ト材としてはガラス球の他にセラミック球、スチールグ
リッド、アルミナ、超硬合金等が使用できる。
としてWC、Co、TiC、TiCN、TaC、Zr
C、HfCを用意し、基体の組成が表1に示したように
なるように所定量を配合後、ボールミルにて湿式混合、
乾燥、圧粉成形、焼結、研削加工の各工程を経てCNM
G120408型の切削用チップを得た。続いて、内層
としてTiNを0.3μm、中間層としてTiCNを1
0μm、外層としてTiCを0.5μm、Al2O3を
1.5μm、TiNを0.5μm、それぞれ化学蒸着法
により設けた。中間層のCl量は0.5at%であっ
た。さらに、ショットピーニングにて試料番号5以外の
試料の被覆層中の残留応力を±5kgf/mm2の範囲
に調整した。但し、試料番号5についてはショットピー
ニングの後も13kgf/mm2の引張残留応力が残っ
た。これらを次の3種類の旋削による切削テストに供し
た。
切削速度:250m/min、送り:0.4mm/re
v、切込み:2mm、湿式にて20分間の切削を行った
後のチップのニゲ面の摩耗幅を測定した。テスト2とし
て、被削材:FCD70丸棒、切削速度:150m/m
in、送り:0.3mm/rev、切込み:2mm、湿
式にて20分間の切削を行った後のチップのニゲ面の摩
耗幅を測定した。工具の耐欠損性を調べる為にテスト3
を行った。テスト3として、被削材:SCM435 4
ッ溝付丸棒、切削速度:150m/min、送り:0.
3mm/rev、切込み:2mm、湿式にて30秒間切
削を行った。これを10回行って欠損、チッピングした
個数を調べた。以上の結果をまとめて表1に併記する。
中に刃先が塑性変形するために摩耗が早く、テスト1、
テスト2の途中で切削不能となった。Zr量が多すぎる
ものは脆化しておりテスト3で多くの欠損を生じた。結
合相富化層を設けないものは、テスト1、2でチッピン
グを生じた。γ1/γ2≧1のものは、テスト1では問題
なかったが他ではやや膜が剥離しやすい傾向にあった。
Hfを添加したものもZr添加のものとほぼ同等の性能
が得られた。
号3と同じにして前述の切削テストを行った。結果をま
とめて表2に示す。
被覆層の脱落に起因するとみられる摩耗が見られた。残
留応力を調整しないものはチッピング、欠損が起こりや
すい傾向にあった。Al2O3が薄いものには境界摩耗が
目立った。TiCN層中のCl量が多いものは摩耗が早
く、少ないものは耐欠損性に劣った。試料番号17につ
いてはチップの摩耗の程度は試料番号3と同等であった
が、切削の初期における被削材の面粗さが良好であっ
た。試料番号3によるテスト1の条件による1分間の切
削では、被削面の面粗さはRmax=50〜60μmであ
ったが、試料番号17の場合ではRmax=37μmであ
った。
切削条件下で長時間の使用に耐え、かつ良好な被削面が
得られる。従って、切削加工の省力・無人化に適した汎
用性の高い切削工具の材料として優れた性能を発揮する
ものである。
Claims (16)
- 【請求項1】 ジルコニウム及び/又はハフニウムを含
有する炭化タングステン基超硬合金基体のジルコニウム
及びハフニウムの総量をM1、チタンの総量をM2とした
ときにモル比で0.01≦M1/M2<0.25であり、
該基体の表面近傍に該基体の平均的な結合相含有量より
も結合相が富化した結合相富化層を有し、該基体に接す
る内層として窒化チタンでなる層を設け、該内層に接す
る中間層として炭窒化チタンでなる層を設け、該中間層
に接する外層として、炭化チタン、窒化チタン、炭窒化
チタン、炭酸化チタン、炭窒酸化チタン、アルミナより
選ばれる1種以上の物質よりなり、少なくとも1層以上
のアルミナ層を含む1層以上の層を設けたことを特徴と
する被覆超硬合金。 - 【請求項2】 該基体の表面における結合相含有率をγ
1、該基体の内部における平均結合相含有率をγ2とした
ときにγ1/γ2≦1である超硬合金基体を用いたことを
特徴とする請求項1に記載の被覆超硬合金。 - 【請求項3】 該中間層が柱状晶よりなることを特徴と
する請求項1乃至2に記載の被覆超硬合金。 - 【請求項4】 該中間層の厚さが該外層の厚さより大で
あることを特徴とする請求項3に記載の被覆超硬合金。 - 【請求項5】 該中間層が、0.01at%より大かつ
1.2at%以下のClを含有する炭窒化チタン層であ
ることを特徴とする請求項1乃至4に記載の被覆超硬合
金。 - 【請求項6】 該内層、該中間層、該外層の全ての層の
厚さの合計が8μm以上30μm以下であることを特徴
とする請求項1乃至5に記載の被覆超硬合金。 - 【請求項7】 少なくとも厚さ1μm以上、2.5μm
未満のアルミナ層を該外層が含むことを特徴とする、請
求項1乃至6に記載の被覆超硬合金。 - 【請求項8】 該アルミナ層の厚さが1.3μm以上
1.7μm以下であることを特徴とする請求項7に記載
の被覆超硬合金。 - 【請求項9】 該外層が少なくともアルミナ層と、該ア
ルミナ層の基体側に接するチタン化合物層を含み、該チ
タン化合物層の厚さが1μm未満であることを特徴とす
る請求項1乃至8に記載の被覆超硬合金。 - 【請求項10】 該チタン化合物層が炭化チタン層であ
ることを特徴とする請求項9に記載の被覆超硬合金。 - 【請求項11】 該中間層の厚さが8μm以上であるこ
とを特徴とする請求項1乃至10に記載の被覆超硬合
金。 - 【請求項12】 該中間層の厚さが9.5μm以上であ
ることを特徴とする請求項11に記載の被覆超硬合金。 - 【請求項13】 該外層の中で、最も外側に位置する層
である最外層が少なくともチタンと窒素を含む請求項1
乃至12に記載の被覆超硬合金において、該最外層と該
最外層に接する層の間に空孔があることを特徴とする被
覆超硬合金。 - 【請求項14】 ジルコニウム及び/又はハフニウムを
含有する炭化タングステン基超硬合金基体のジルコニウ
ム及びハフニウムの総量をM1、チタンの総量をM2とし
たときにモル比で0.01≦M1/M2<0.25であ
り、該基体の表面近傍に該基体の平均的な結合相含有量
よりも結合相が富化した結合相富化層を有し、該基体に
接する内層として窒化チタンでなる層を設け、該内層に
接する中間層として炭窒化チタンでなる層を設け、該中
間層に接する外層として、炭化チタン、窒化チタン、炭
窒化チタン、炭酸化チタン、炭窒酸化チタン、アルミナ
より選ばれる1種以上の物質よりなり、少なくとも1層
以上のアルミナ層を含む1層以上の層を設けた被覆超硬
合金に、被覆層形成後、該被覆超硬合金表面を力学的衝
撃により処理したことを特徴とする被覆超硬合金。 - 【請求項15】 該外層の中で最も外側に位置する層で
ある最外層が少なくともチタンと窒素を含み、該最外層
を設ける以前に力学的衝撃により処理したことを特徴と
する、請求項14に記載の被覆超硬合金。 - 【請求項16】 被覆層中の残留応力が−0.1〜+
0.1GPaであることを特徴とする請求項14又は1
5に記載の被覆超硬合金。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP13105396A JP3872544B2 (ja) | 1996-04-26 | 1996-04-26 | 被覆超硬合金 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP13105396A JP3872544B2 (ja) | 1996-04-26 | 1996-04-26 | 被覆超硬合金 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH09291378A true JPH09291378A (ja) | 1997-11-11 |
JP3872544B2 JP3872544B2 (ja) | 2007-01-24 |
Family
ID=15048918
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP13105396A Expired - Fee Related JP3872544B2 (ja) | 1996-04-26 | 1996-04-26 | 被覆超硬合金 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP3872544B2 (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2014000674A (ja) * | 2000-08-11 | 2014-01-09 | Kennametal Inc | 被覆切削インサート |
JP2014172157A (ja) * | 2013-03-12 | 2014-09-22 | Mitsubishi Materials Corp | 表面被覆切削工具 |
JP2015168047A (ja) * | 2014-03-11 | 2015-09-28 | 三菱日立ツール株式会社 | 被覆切削工具およびNi基超耐熱合金の切削方法 |
-
1996
- 1996-04-26 JP JP13105396A patent/JP3872544B2/ja not_active Expired - Fee Related
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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JP2014000674A (ja) * | 2000-08-11 | 2014-01-09 | Kennametal Inc | 被覆切削インサート |
JP2014172157A (ja) * | 2013-03-12 | 2014-09-22 | Mitsubishi Materials Corp | 表面被覆切削工具 |
JP2015168047A (ja) * | 2014-03-11 | 2015-09-28 | 三菱日立ツール株式会社 | 被覆切削工具およびNi基超耐熱合金の切削方法 |
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Publication number | Publication date |
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JP3872544B2 (ja) | 2007-01-24 |
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