JPH09291378A

JPH09291378A - 被覆超硬合金

Info

Publication number: JPH09291378A
Application number: JP13105396A
Authority: JP
Inventors: Hiroaki Inoue; 洋明井上; Hiroshi Ueda; 広志植田
Original assignee: Hitachi Tool Engineering Ltd
Current assignee: Moldino Tool Engineering Ltd
Priority date: 1996-04-26
Filing date: 1996-04-26
Publication date: 1997-11-11
Anticipated expiration: 2016-04-26
Also published as: JP3872544B2

Abstract

(57)【要約】【目的】汎用性が高く、被削面が良好な切削工具に適
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

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、切削工具等に適した耐
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。

【０００２】

【従来の技術】従来、例えば特開平８−１４０８号公報
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。

【０００３】

【発明が解決しようとする課題】近年、切削加工の省力
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。

【０００４】

【課題を解決するための手段及び作用】上記の課題を解
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。

【０００５】第１に、基体となる超硬合金は、Ｚｒ及び
／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。

【０００６】第２に、超硬基体には、被覆に先立ち表面
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。

【０００７】さらに結合相富化層は後述するように、被
覆層中の残留応力を調整する際にも有効な働きをする。

【０００８】結合相富化層は種々の方法で設けることが
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
ｏｎＰｒｏｂｅＭｉｃｒｏａｎａｌｙｓｉｓ）など
で線分析すれば明確に把握することができる。

【０００９】尚、結合相富化層を設けた後に切刃稜に対
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。

【００１０】第３に、基体の表面においては結合相量が
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
ＤｉｓｐｅｒｓｉｖｅＸ−ｒａｙｓｐｅｃｔｒｏ
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。

【００１１】第４に、基体に接する内層としてＴｉＮ層
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。

【００１２】第５に、内層に接する中間層としてＴｉＣ
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。

【００１３】第６に、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。

【００１４】一方、被覆層の最外層として有色の層を設
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。

【００１５】第７に、このようにして設けられた被覆層
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。

【００１６】第８に、被覆層の耐剥離性、耐欠損性をよ
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。

【００１７】本願発明では、前述の結合相富化層を基体
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。

【００１８】残留応力の値はＸ線回折による２θ−ｓｉ
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。

【００１９】

【実施例】次に実施例にて具体的に説明する。原料粉末
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。

【００２０】テスト１として、被削材：Ｓ５３Ｃ丸棒、
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：ＳＣＭ４３５４
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。

【００２１】

【表１】

【００２２】Ｚｒ、Ｈｆのいずれも含まないものは切削
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。

【００２３】被覆層の構成を変えた以外はすべて試料番
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。

【００２４】

【表２】

【００２５】ＴｉＣＮ層やＡｌ₂Ｏ₃層が厚すぎるものは
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Ｒ_max＝５０〜６０μｍであ
ったが、試料番号１７の場合ではＲ_max＝３７μｍであ
った。

【００２６】

【発明の効果】本願発明品は、従来品と比べ広い範囲の
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

【特許請求の範囲】

【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。