JP2000336489A - 被覆超硬合金 - Google Patents
被覆超硬合金Info
- Publication number
- JP2000336489A JP2000336489A JP14699899A JP14699899A JP2000336489A JP 2000336489 A JP2000336489 A JP 2000336489A JP 14699899 A JP14699899 A JP 14699899A JP 14699899 A JP14699899 A JP 14699899A JP 2000336489 A JP2000336489 A JP 2000336489A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- cemented carbide
- cutting
- compound
- base material
- particle size
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
- Other Surface Treatments For Metallic Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】切削工具として使用した場合に、長時間の高
温、高速切削に耐え、且つ、厳しい条件でのドライ切削
にも安定的に適用することができる被覆超硬合金を提供
する。 【解決手段】ＷＣと鉄族金属からなる結合相金属と硬質
相とからなる超硬合金母材の表面に被覆層を被着させた
被覆超硬合金において、前記硬質相はＺｒ及び／又はＨ
ｆの酸化物、炭化物、窒化物、炭窒化物の少なくとも１
種を含有する化合物から成り、かつ、該化合物の平均粒
径が、超硬合金母材の表面から深さ５０μｍの領域は
０．０２〜０．５μｍ、１５０μｍの深さの領域は１．
０〜５．０μｍとする。
温、高速切削に耐え、且つ、厳しい条件でのドライ切削
にも安定的に適用することができる被覆超硬合金を提供
する。 【解決手段】ＷＣと鉄族金属からなる結合相金属と硬質
相とからなる超硬合金母材の表面に被覆層を被着させた
被覆超硬合金において、前記硬質相はＺｒ及び／又はＨ
ｆの酸化物、炭化物、窒化物、炭窒化物の少なくとも１
種を含有する化合物から成り、かつ、該化合物の平均粒
径が、超硬合金母材の表面から深さ５０μｍの領域は
０．０２〜０．５μｍ、１５０μｍの深さの領域は１．
０〜５．０μｍとする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、例えば、切削工具
等に使用される高い耐摩耗性と高い耐欠損性を兼ね備え
た被覆超硬合金に関するものである。
等に使用される高い耐摩耗性と高い耐欠損性を兼ね備え
た被覆超硬合金に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、金属部材の切削加工において高能
率加工への要求が強く、切削速度が高速化している中
で、超硬合金母材表面にＴｉＣなどの硬質被覆層を蒸着
した被覆超硬合金が切削工具の材質として多用されてい
る。更に、環境への配慮から刃先冷却用の切削油を用い
ない乾式切削が好まれる傾向があり、これら被覆超硬合
金製の切削工具に対して乾式切削などの高温切削（刃先
が高温となる）における耐久性が求められている。
率加工への要求が強く、切削速度が高速化している中
で、超硬合金母材表面にＴｉＣなどの硬質被覆層を蒸着
した被覆超硬合金が切削工具の材質として多用されてい
る。更に、環境への配慮から刃先冷却用の切削油を用い
ない乾式切削が好まれる傾向があり、これら被覆超硬合
金製の切削工具に対して乾式切削などの高温切削（刃先
が高温となる）における耐久性が求められている。
【０００３】このような要求に対して、旧来のＷＣのみ
を硬質相として含む超硬合金を母材とした切削工具で
は、乾式切削などの高温切削（刃先が高温となる）にお
ける耐久性不足という点で十分に要求に応えることがで
きなかった。
を硬質相として含む超硬合金を母材とした切削工具で
は、乾式切削などの高温切削（刃先が高温となる）にお
ける耐久性不足という点で十分に要求に応えることがで
きなかった。
【０００４】そのため超硬合金母材中にＴｉＣなど４
ａ，５ａ，６ａ族金属化合物を添加し、高温切削におけ
る耐久性を向上せしめる試みがなされている。このうち
ＴｉＣやＴａＣ等のＴｉやＴａの化合物のみを添加した
ものは硬度が向上したが、靭性が不充分あるという問題
があり、他方Ｚｒ，Ｈｆの炭化物や窒化物のみを添加し
たものは、靭性の低下が少なく、高温下での靭性が高い
という特徴を持つが、硬度が低いため耐摩耗性に難があ
り、前記要求に十分応えるものではなかった。
ａ，５ａ，６ａ族金属化合物を添加し、高温切削におけ
る耐久性を向上せしめる試みがなされている。このうち
ＴｉＣやＴａＣ等のＴｉやＴａの化合物のみを添加した
ものは硬度が向上したが、靭性が不充分あるという問題
があり、他方Ｚｒ，Ｈｆの炭化物や窒化物のみを添加し
たものは、靭性の低下が少なく、高温下での靭性が高い
という特徴を持つが、硬度が低いため耐摩耗性に難があ
り、前記要求に十分応えるものではなかった。
【０００５】これら超硬合金母材の欠点を解消するた
め、Ｚｒ及び／またはＨｆの化合物とＴｉ化合物の両方
を添加することが提案されている（特開平６−９３４７
３号）。この超硬合金は、Ｚｒ及び／またはＨｆの化合
物で合金靱性の維持を図り、かつ合金硬度を不足するた
めＴｉ化合物を添加し、共存させたものである。また、
この超硬合金は、合金中にＺｒ及び／またはＨｆ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
にくくなる特性を利用しており、該特性によりＷＣ減少
量が非常に少なく靭性の低下を解消できるので、Ｚｒ，
Ｈｆの炭化物や窒化物の高靭性を十分に利用できること
を特徴とする。
め、Ｚｒ及び／またはＨｆの化合物とＴｉ化合物の両方
を添加することが提案されている（特開平６−９３４７
３号）。この超硬合金は、Ｚｒ及び／またはＨｆの化合
物で合金靱性の維持を図り、かつ合金硬度を不足するた
めＴｉ化合物を添加し、共存させたものである。また、
この超硬合金は、合金中にＺｒ及び／またはＨｆ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
にくくなる特性を利用しており、該特性によりＷＣ減少
量が非常に少なく靭性の低下を解消できるので、Ｚｒ，
Ｈｆの炭化物や窒化物の高靭性を十分に利用できること
を特徴とする。
【０００６】更に、上記超硬合金は、合金の表面から２
〜１００μm 以内の深さにわたって、Ｚｒ及び／または
Ｈｆの化合物の硬質相とＴｉ化合物の硬質相が減少又は
消失してなる表層領域を有しており、この表層領域を有
することで合金表層領域の靭性を向上させている。
〜１００μm 以内の深さにわたって、Ｚｒ及び／または
Ｈｆの化合物の硬質相とＴｉ化合物の硬質相が減少又は
消失してなる表層領域を有しており、この表層領域を有
することで合金表層領域の靭性を向上させている。
【０００７】また最近、このような超硬合金においてＺ
ｒ及び／またはＨｆの化合物の平均粒径を１μｍ以上１
０μｍ以下に制御することにより靭性、耐塑性変形性、
耐摩耗性を向上せしめることが提案されている（特開平
１０−１８０３８号）。
ｒ及び／またはＨｆの化合物の平均粒径を１μｍ以上１
０μｍ以下に制御することにより靭性、耐塑性変形性、
耐摩耗性を向上せしめることが提案されている（特開平
１０−１８０３８号）。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】前記Ｚｒ及び／または
Ｈｆの化合物とＴｉ化合物の両方を添加した超硬合金に
より作製した切削工具は耐熱性に優れるため長時間の高
速切削に耐える。しかしながら、ニアネットシェイプの
技術の進歩により、部品素材の形状は益々複雑なものと
なってきており、その切削加工には断続切削が多く含ま
れるようになってきている。また、連続切削において
も、高能率加工への要求が益々強くなったことにより、
切削条件を上げ、刃先温度が非常に高温となる切削加工
が多く含まれるようになってきている。従って、切削工
具にかかる衝撃力、衝撃回数、刃先温度は増加、上昇の
一途を辿っており、このような厳しい条件での加工に対
して、特に乾式切削には、超硬合金の母材にＺｒ及び／
またはＨｆの化合物とＴｉ化合物の両方を添加するだけ
では対応できないようになってきている。
Ｈｆの化合物とＴｉ化合物の両方を添加した超硬合金に
より作製した切削工具は耐熱性に優れるため長時間の高
速切削に耐える。しかしながら、ニアネットシェイプの
技術の進歩により、部品素材の形状は益々複雑なものと
なってきており、その切削加工には断続切削が多く含ま
れるようになってきている。また、連続切削において
も、高能率加工への要求が益々強くなったことにより、
切削条件を上げ、刃先温度が非常に高温となる切削加工
が多く含まれるようになってきている。従って、切削工
具にかかる衝撃力、衝撃回数、刃先温度は増加、上昇の
一途を辿っており、このような厳しい条件での加工に対
して、特に乾式切削には、超硬合金の母材にＺｒ及び／
またはＨｆの化合物とＴｉ化合物の両方を添加するだけ
では対応できないようになってきている。
【０００９】即ち、前述のように上記超硬合金は、Ｚｒ
及び／またはＨｆの化合物の硬質相とＴｉ化合物の硬質
相が減少又は消失してなる表層領域を有しているが、こ
の領域は、非常に高い温度となると塑性変形を起こしや
すく、異常摩耗や欠損により切削加工の省力化、無人化
の大きな障害となっている。
及び／またはＨｆの化合物の硬質相とＴｉ化合物の硬質
相が減少又は消失してなる表層領域を有しているが、こ
の領域は、非常に高い温度となると塑性変形を起こしや
すく、異常摩耗や欠損により切削加工の省力化、無人化
の大きな障害となっている。
【００１０】また、このような超硬合金においてＺｒ及
び／またはＨｆの化合物の平均粒径を１μｍ以上１０μ
ｍ以下に制御することについても、上記非常に高い温度
での塑性変形の問題を完全に解決するものでなく、靱性
の向上の効果も見られなかった。
び／またはＨｆの化合物の平均粒径を１μｍ以上１０μ
ｍ以下に制御することについても、上記非常に高い温度
での塑性変形の問題を完全に解決するものでなく、靱性
の向上の効果も見られなかった。
【００１１】そこで本発明は、このような従来技術の課
題に鑑み、長時間の高速切削に耐え、且つ、厳しい条件
での乾式切削にも安定的に適用することができる切削工
具に最適な、被覆超硬合金を提供することを課題とす
る。
題に鑑み、長時間の高速切削に耐え、且つ、厳しい条件
での乾式切削にも安定的に適用することができる切削工
具に最適な、被覆超硬合金を提供することを課題とす
る。
【００１２】
【課題を解決するための手段】前記課題を解決するた
め、本発明の被覆超硬合金は、ＷＣと鉄族金属からなる
結合相金属と硬質相とからなる超硬合金母材の表面に被
覆層を被着させた被覆超硬合金において、前記硬質相は
Ｚｒ及び／又はＨｆの酸化物、炭化物、窒化物、炭窒化
物の少なくとも１種を含有する化合物から成り、かつ、
該化合物の平均粒径が、超硬合金母材の表面から深さ５
０μｍの領域は０．０２〜０．５μｍ、１５０μｍの深
さの領域は１．０〜５．０μｍであり、更に前記被覆層
は、周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属の酸化物、炭化
物、窒化物、ホウ化物及び酸化アルミニウムの少なくと
も１種から成る単層又は多重層で構成される。
め、本発明の被覆超硬合金は、ＷＣと鉄族金属からなる
結合相金属と硬質相とからなる超硬合金母材の表面に被
覆層を被着させた被覆超硬合金において、前記硬質相は
Ｚｒ及び／又はＨｆの酸化物、炭化物、窒化物、炭窒化
物の少なくとも１種を含有する化合物から成り、かつ、
該化合物の平均粒径が、超硬合金母材の表面から深さ５
０μｍの領域は０．０２〜０．５μｍ、１５０μｍの深
さの領域は１．０〜５．０μｍであり、更に前記被覆層
は、周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属の酸化物、炭化
物、窒化物、ホウ化物及び酸化アルミニウムの少なくと
も１種から成る単層又は多重層で構成される。
【００１３】このような構造をとる理由を以下に説明す
る。Ｚｒ及び／又はＨｆの酸化物、炭化物、窒化物、炭
窒化物の少なくとも１種を含有する化合物（以下、Ｚｒ
等の化合物と略称する）は、硬質相として多用される４
ａ、５ａ、６ａ族金属を主成分とする化合物の中でも合
金強度の維持の効果も最も大きい。Ｚｒ及び／又はＨｆ
は、その一部が炭化物等の形で合金中に分散し高温での
合金強度を高め被覆超硬合金の耐塑性変形性を向上させ
ている。他の一部は結合相中に固溶して結合相の耐塑性
変形性を向上させている。さらに、Ｚｒ等の化合物は高
温での塑性変形を防ぐ作用がある。しかしながら、これ
ら利点の反面、Ｚｒ等の化合物の存在が超硬合金母材の
硬度を低下せしめ、また、耐摩耗性を劣化せしめる傾向
があることが知られている。
る。Ｚｒ及び／又はＨｆの酸化物、炭化物、窒化物、炭
窒化物の少なくとも１種を含有する化合物（以下、Ｚｒ
等の化合物と略称する）は、硬質相として多用される４
ａ、５ａ、６ａ族金属を主成分とする化合物の中でも合
金強度の維持の効果も最も大きい。Ｚｒ及び／又はＨｆ
は、その一部が炭化物等の形で合金中に分散し高温での
合金強度を高め被覆超硬合金の耐塑性変形性を向上させ
ている。他の一部は結合相中に固溶して結合相の耐塑性
変形性を向上させている。さらに、Ｚｒ等の化合物は高
温での塑性変形を防ぐ作用がある。しかしながら、これ
ら利点の反面、Ｚｒ等の化合物の存在が超硬合金母材の
硬度を低下せしめ、また、耐摩耗性を劣化せしめる傾向
があることが知られている。
【００１４】本発明者は、上記のような被覆超硬合金に
ついて硬度低下や摩耗性低下の要因を調査し、鋭意研究
を加えた結果、超硬合金母材の表層と内方でＺｒ等の化
合物の粒径を大きく違えることにより完成にいたったも
ので、その特徴は、Ｚｒ等の化合物の平均粒径が、超硬
合金母材の表面から深さ５０μｍの領域は０．０２〜
０．５μｍ、１５０μｍの深さの領域は１．０〜５．０
μｍである。
ついて硬度低下や摩耗性低下の要因を調査し、鋭意研究
を加えた結果、超硬合金母材の表層と内方でＺｒ等の化
合物の粒径を大きく違えることにより完成にいたったも
ので、その特徴は、Ｚｒ等の化合物の平均粒径が、超硬
合金母材の表面から深さ５０μｍの領域は０．０２〜
０．５μｍ、１５０μｍの深さの領域は１．０〜５．０
μｍである。
【００１５】前記Ｚｒ等の化合物の粒径について、超硬
合金母材の表面から深さ５０μｍの領域の平均粒径を
０．０２〜０．５μｍと微粒化するのは、微粒化によ
り、超硬合金母材表面近傍領域での靱性を高め、耐チッ
ピング性を向上せしめるためである。この平均粒径が
０．０２μｍ未満の場合、連続切削における耐摩耗性が
劣化するとともに、断続切削でも欠損し易くなり、０．
５μｍより大きい場合、靱性が劣化して欠損し易くな
る。他方、Ｚｒ等の化合物の粒径を、超硬合金母材の表
面から深さ１５０μｍ以上の領域の平均粒径を１．０〜
５．０μｍと粗粒化するのは、粗粒化により耐塑性変形
性が向上し、その結果、超硬合金母材表面の耐摩耗性を
維持することができるためである。この平均粒径が１．
０μｍ未満の場合、連続切削における耐摩耗性が劣化す
るとともに、断続切削でも欠損し易くなり、５．０μｍ
より大きい場合、靱性が劣化して欠損し易くなる。
合金母材の表面から深さ５０μｍの領域の平均粒径を
０．０２〜０．５μｍと微粒化するのは、微粒化によ
り、超硬合金母材表面近傍領域での靱性を高め、耐チッ
ピング性を向上せしめるためである。この平均粒径が
０．０２μｍ未満の場合、連続切削における耐摩耗性が
劣化するとともに、断続切削でも欠損し易くなり、０．
５μｍより大きい場合、靱性が劣化して欠損し易くな
る。他方、Ｚｒ等の化合物の粒径を、超硬合金母材の表
面から深さ１５０μｍ以上の領域の平均粒径を１．０〜
５．０μｍと粗粒化するのは、粗粒化により耐塑性変形
性が向上し、その結果、超硬合金母材表面の耐摩耗性を
維持することができるためである。この平均粒径が１．
０μｍ未満の場合、連続切削における耐摩耗性が劣化す
るとともに、断続切削でも欠損し易くなり、５．０μｍ
より大きい場合、靱性が劣化して欠損し易くなる。
【００１６】尚、粒径の測定は超硬合金母材を深さ方向
に１ｍｍ研削し、ダイヤモンドペーストによって研磨し
鏡面状態とした後、金属顕微鏡にて写真撮影後、インタ
セプト法により粒径を求めた。
に１ｍｍ研削し、ダイヤモンドペーストによって研磨し
鏡面状態とした後、金属顕微鏡にて写真撮影後、インタ
セプト法により粒径を求めた。
【００１７】またＺｒ等の化合物の粒径が、超硬合金母
材の表面から深さ５０μｍ〜１５０μｍの領域で０．５
μｍ〜１．０μｍとし、超硬合金の表面から内部に向か
って、傾斜的に大きくなるようにすると、靱性が向上
し、欠損しにくくなる。なお、本発明では、上記平均粒
径の傾斜の有無に拘らず、本発明では、Ｚｒ等の化合物
よりなる硬質相やその他の周期律表４ａ、５ａ、６ａ族
金属の炭化物、窒化物、炭窒化物から硬質相が消出して
いる領域は設けない。
材の表面から深さ５０μｍ〜１５０μｍの領域で０．５
μｍ〜１．０μｍとし、超硬合金の表面から内部に向か
って、傾斜的に大きくなるようにすると、靱性が向上
し、欠損しにくくなる。なお、本発明では、上記平均粒
径の傾斜の有無に拘らず、本発明では、Ｚｒ等の化合物
よりなる硬質相やその他の周期律表４ａ、５ａ、６ａ族
金属の炭化物、窒化物、炭窒化物から硬質相が消出して
いる領域は設けない。
【００１８】前記Ｚｒおよび／またはＨｆには、予め
Ｗ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｖ等を固溶させた炭化物、炭窒化物な
どの形で合金中に添加することができる。また、Ｚｒ等
の化合物は、ＺｒとＨｆとが固溶したものであっても本
発明の効果を妨げない。また前記Ｚｒ等の化合物につい
て、超硬合金母材が炭化物化合物および非炭化物化合物
の両方を兼備することにより、ＦＣＤ４５０などの材料
を加工する場合に特に顕著な性能となる非常に有効であ
ることも見いだした。
Ｗ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｖ等を固溶させた炭化物、炭窒化物な
どの形で合金中に添加することができる。また、Ｚｒ等
の化合物は、ＺｒとＨｆとが固溶したものであっても本
発明の効果を妨げない。また前記Ｚｒ等の化合物につい
て、超硬合金母材が炭化物化合物および非炭化物化合物
の両方を兼備することにより、ＦＣＤ４５０などの材料
を加工する場合に特に顕著な性能となる非常に有効であ
ることも見いだした。
【００１９】ところで、本発明はＴｉの炭化物、窒化
物、炭窒化物を硬質層として含む可能性を妨げるもので
はないが、このようなＴｉ化合物を添加した場合に、表
層からＺｒ等の化合物が消出してしまう場合があるので
注意が必要である。むしろ本発明は、Ｔｉ化合物の添加
を必ずしも必要としないことも一つの特徴である。例え
ば、出発原料をＺｒＣ（及び／またはＨｆ），Ｃｏ，Ｗ
Ｃのみとして超硬合金母材を形成しても、長時間の高
温、高速切削に耐え、且つ、厳しい条件でのドライ切削
にも安定的に適用することができるような、耐摩耗性お
よび耐欠損性を兼ね備えたものとなる。
物、炭窒化物を硬質層として含む可能性を妨げるもので
はないが、このようなＴｉ化合物を添加した場合に、表
層からＺｒ等の化合物が消出してしまう場合があるので
注意が必要である。むしろ本発明は、Ｔｉ化合物の添加
を必ずしも必要としないことも一つの特徴である。例え
ば、出発原料をＺｒＣ（及び／またはＨｆ），Ｃｏ，Ｗ
Ｃのみとして超硬合金母材を形成しても、長時間の高
温、高速切削に耐え、且つ、厳しい条件でのドライ切削
にも安定的に適用することができるような、耐摩耗性お
よび耐欠損性を兼ね備えたものとなる。
【００２０】また、本発明は超硬合金母材に、必ずしも
窒素を含有させる必要がない。窒化物は、炭化物に比べ
熱伝導率が高いなどの熱的特性に優れるが、本発明は窒
素を含有しなくても厳しい加工条件での優れた耐摩耗性
および耐欠損性を兼ね備えたものとなる。
窒素を含有させる必要がない。窒化物は、炭化物に比べ
熱伝導率が高いなどの熱的特性に優れるが、本発明は窒
素を含有しなくても厳しい加工条件での優れた耐摩耗性
および耐欠損性を兼ね備えたものとなる。
【００２１】このような超硬合金母材の構造が形成され
る理由は不明だが、前記Ｚｒ等の化合物の原料を超硬合
金原料に添加し、これらの原料成形体を窒素以外の不活
性ガス雰囲気中、液相出現温度（約１２５０〜１３００
℃）以上で焼結することにより得られる。この製法で
は、炉内圧力を高くすることで表面部と内部の拡散が起
こり、その結果Ｚｒ等の化合物の組織が変化し、粒径が
表層と内部コアで大きく異なるのではないかと推測され
る。なお、粒径の制御は、昇温過程、焼結過程の雰囲気
圧力を制御することで行う。
る理由は不明だが、前記Ｚｒ等の化合物の原料を超硬合
金原料に添加し、これらの原料成形体を窒素以外の不活
性ガス雰囲気中、液相出現温度（約１２５０〜１３００
℃）以上で焼結することにより得られる。この製法で
は、炉内圧力を高くすることで表面部と内部の拡散が起
こり、その結果Ｚｒ等の化合物の組織が変化し、粒径が
表層と内部コアで大きく異なるのではないかと推測され
る。なお、粒径の制御は、昇温過程、焼結過程の雰囲気
圧力を制御することで行う。
【００２２】そして、以上に示した超硬合金母材の表面
に被覆層が形成される。被覆層は、周期律表４ａ、５
ａ、６ａ族金属の酸化物、炭化物、窒化物、ホウ化物及
び酸化アルミニウムの少なくとも１種から成る単層又は
多重層であり、通常のＣＶＤ、ＰＶＤ法により形成す
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。
に被覆層が形成される。被覆層は、周期律表４ａ、５
ａ、６ａ族金属の酸化物、炭化物、窒化物、ホウ化物及
び酸化アルミニウムの少なくとも１種から成る単層又は
多重層であり、通常のＣＶＤ、ＰＶＤ法により形成す
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。
【００２３】
【実施例】以下、本発明の具体的な実施形態およびその
作用を実施例により詳細に説明する。
作用を実施例により詳細に説明する。
【００２４】（実施例1 ）原料粉末として、Ｗ，Ｚｒ，
Ｈｆの金属、炭化物、Ｃｏ金属の粉末を準備し、焼結体
組成が表１に示す組成となるように秤量し、この粉体を
超硬合金製のボールミルで１８時間混合粉砕した。
Ｈｆの金属、炭化物、Ｃｏ金属の粉末を準備し、焼結体
組成が表１に示す組成となるように秤量し、この粉体を
超硬合金製のボールミルで１８時間混合粉砕した。
【００２５】
【表１】
【００２６】次に混合した粉体を圧力２ｔｏｎ／ｃｍ2
で加圧成形し、この成形体を液相出現温度（１２５０〜
１３００℃）以上で、アルゴン雰囲気にて焼成する。雰
囲気圧は０．８Ｔｏｒｒとした。
で加圧成形し、この成形体を液相出現温度（１２５０〜
１３００℃）以上で、アルゴン雰囲気にて焼成する。雰
囲気圧は０．８Ｔｏｒｒとした。
【００２７】このとき焼成条件によっては、表面部にＺ
ｒ等の化合物からなる相の存在しない層ができることが
ある。このときは、ブラスト処理や研磨などの機械的加
工により表面部を除去することで、表面までＺｒ等の化
合物相が存在する合金焼結体とすることができる。
ｒ等の化合物からなる相の存在しない層ができることが
ある。このときは、ブラスト処理や研磨などの機械的加
工により表面部を除去することで、表面までＺｒ等の化
合物相が存在する合金焼結体とすることができる。
【００２８】得られた合金焼結体につき、超硬合金母材
を深さ方向に１ｍｍ研削し、ダイヤモンドペーストによ
って研磨し鏡面状態とした後、金属顕微鏡にて写真撮影
後、インタセプト法により平均粒径を算出した。なお、
平均粒径は超硬合金母材の表面から深さ５０μｍの領域
（表層）と、深さ５０μｍ〜１５０μｍの領域（中間
層）と、深さ１５０μｍ以上の領域（内部コア）につい
て求めた。これらを表１に記載する。
を深さ方向に１ｍｍ研削し、ダイヤモンドペーストによ
って研磨し鏡面状態とした後、金属顕微鏡にて写真撮影
後、インタセプト法により平均粒径を算出した。なお、
平均粒径は超硬合金母材の表面から深さ５０μｍの領域
（表層）と、深さ５０μｍ〜１５０μｍの領域（中間
層）と、深さ１５０μｍ以上の領域（内部コア）につい
て求めた。これらを表１に記載する。
【００２９】また、表面から深さ５０μｍ〜１５０μｍ
の領域でＺｒ等の化合物の平均粒径が０．５μｍ〜１．
０μｍとなっているものを、表１中、粒径が傾斜的にな
っているものとして粒度分布［有］として示し、そうで
ないものを粒度分布［無］として示す。
の領域でＺｒ等の化合物の平均粒径が０．５μｍ〜１．
０μｍとなっているものを、表１中、粒径が傾斜的にな
っているものとして粒度分布［有］として示し、そうで
ないものを粒度分布［無］として示す。
【００３０】さらに、通法に従い、硬質相の成分を特定
し、ＺｒＣ相の有無を確認した。その結果を表１に記載
する。
し、ＺｒＣ相の有無を確認した。その結果を表１に記載
する。
【００３１】なお、焼結体Ｎｏ．１〜４、８、９は硬質
相がＺｒＯとＷＣのみからなり、Ｎｏ．５は、これらに
加えてＺｒＣを、そしてＮｏ．６、７はさらにＨｆＣを
含んでいた。
相がＺｒＯとＷＣのみからなり、Ｎｏ．５は、これらに
加えてＺｒＣを、そしてＮｏ．６、７はさらにＨｆＣを
含んでいた。
【００３２】これら焼結体を母材として通常のＣＶＤ法
にて、内層に１μｍのＴｉＮ、５μｍのＴｉＣＮ、外層
に３μｍのＡｌ2 Ｏ3 、最外層に０．５μｍのＴｉＮを
被覆し、下記に示す条件で、乾式切削の連続切削試験と
断続切削試験を行ない、摩耗幅の測定と、欠損の有無を
確認した。
にて、内層に１μｍのＴｉＮ、５μｍのＴｉＣＮ、外層
に３μｍのＡｌ2 Ｏ3 、最外層に０．５μｍのＴｉＮを
被覆し、下記に示す条件で、乾式切削の連続切削試験と
断続切削試験を行ない、摩耗幅の測定と、欠損の有無を
確認した。
【００３３】これらの結果を表２に示す。
【００３４】［試験条件］ （連続切削試験１） 被削材 ：ＦＣ２５０、円筒材 切削速度：４５０ｍ／ｍｉｎ 切込み ：２．０ｍｍ 送り ：０．５ｍｍ／ｒｅｖ 切削油 ：なし 切削時間：３０ｍｉｎ （連続切削試験２） 被削材 ：ＦＣＤ４５０、円筒材 切削速度：３００ｍ／ｍｉｎ 切込み ：２．０ｍｍ 送り ：０．５ｍｍ／ｒｅｖ 切削油 ：なし 切削時間：１５ｍｉｎ （断続切削試験） 被削材 ：ＦＣＤ４５０、５ｍｍ幅溝４本入り円筒材 切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ 切込み ：２．０ｍｍ 送り ：０．５ｍｍ／ｒｅｖ 切削油 ：なし 切削時間：１０ｍｉｎ
【００３５】
【表２】
【００３６】表２から明らかなように、前記粒度分布が
有る試料Ｎｏ．２〜７はいずれも、連続切削試験の摩耗
幅が０．３０ｍｍ未満と小さく、また、断続切削試験で
欠損も起こらなかったことから、良好な耐摩耗性と耐欠
損性を示していた。
有る試料Ｎｏ．２〜７はいずれも、連続切削試験の摩耗
幅が０．３０ｍｍ未満と小さく、また、断続切削試験で
欠損も起こらなかったことから、良好な耐摩耗性と耐欠
損性を示していた。
【００３７】この中でもＺｒＣ相を含む試料Ｎｏ．５〜
７はＦＣＤ４５０を被削材とする連続切削試験２で摩耗
幅が０．２０ｍｍ未満という優れた耐摩耗性を示した。
７はＦＣＤ４５０を被削材とする連続切削試験２で摩耗
幅が０．２０ｍｍ未満という優れた耐摩耗性を示した。
【００３８】また、前記粒度分布がない試料Ｎｏ．１
は、断続切削試験で欠損する場合もあったが、連続切削
試験の摩耗幅が０．３０ｍｍ未満と小さく優れた耐摩耗
性を示した。
は、断続切削試験で欠損する場合もあったが、連続切削
試験の摩耗幅が０．３０ｍｍ未満と小さく優れた耐摩耗
性を示した。
【００３９】これに対して、試料Ｎｏ．８、９は本発明
の範囲外にある。すなわち、試料Ｎｏ．８は前記粒度分
布がなく、かつ、超硬合金母材の表面から厚さ５０μｍ
の表層でのＺｒ化合物の平均粒径が０．０２μｍ未満で
あり、連続切削試験の摩耗幅が０．５０ｍｍもあり、ま
た、断続切削試験で切削し易かった。また、試料Ｎｏ．
９は前記粒度分布がなく、かつ、超硬合金母材の表面か
ら１５０μｍよりも内方の内部コアでのＺｒ化合物の平
均粒径が１０．０μｍと大きく、その結果、連続切削試
験の摩耗幅は小さかったが、断続切削試験では、９割が
欠損してしまった。
の範囲外にある。すなわち、試料Ｎｏ．８は前記粒度分
布がなく、かつ、超硬合金母材の表面から厚さ５０μｍ
の表層でのＺｒ化合物の平均粒径が０．０２μｍ未満で
あり、連続切削試験の摩耗幅が０．５０ｍｍもあり、ま
た、断続切削試験で切削し易かった。また、試料Ｎｏ．
９は前記粒度分布がなく、かつ、超硬合金母材の表面か
ら１５０μｍよりも内方の内部コアでのＺｒ化合物の平
均粒径が１０．０μｍと大きく、その結果、連続切削試
験の摩耗幅は小さかったが、断続切削試験では、９割が
欠損してしまった。
【００４０】
【発明の効果】叙上のように本発明の被覆超硬合金によ
れば、超硬合金母材の表面に被覆層を被着させた被覆超
硬合金において、前記硬質相はＺｒ及び／又はＨｆの酸
化物、炭化物、窒化物、炭窒化物の少なくとも１種を含
有する化合物から成り、かつ、該化合物の平均粒径が、
超硬合金母材の表面から深さ５０μｍの領域は０．０２
〜０．５μｍ、１５０μｍの深さの領域は１．０〜５．
０μｍとしたことにより、切削工具として使用した場合
に、高温での靱性、硬度、耐塑性変形性が飛躍的に向上
し、長時間の高温、高速切削に耐えるものである。ま
た、従来では、ほとんど不可能であった厳しい条件での
乾式切削にも安定的に適用することができる。
れば、超硬合金母材の表面に被覆層を被着させた被覆超
硬合金において、前記硬質相はＺｒ及び／又はＨｆの酸
化物、炭化物、窒化物、炭窒化物の少なくとも１種を含
有する化合物から成り、かつ、該化合物の平均粒径が、
超硬合金母材の表面から深さ５０μｍの領域は０．０２
〜０．５μｍ、１５０μｍの深さの領域は１．０〜５．
０μｍとしたことにより、切削工具として使用した場合
に、高温での靱性、硬度、耐塑性変形性が飛躍的に向上
し、長時間の高温、高速切削に耐えるものである。ま
た、従来では、ほとんど不可能であった厳しい条件での
乾式切削にも安定的に適用することができる。
【００４１】このように本発明の被覆超硬合金によれ
ば、金属部材の切削加工における高能率加工への要求
と、刃先冷却用の切削油を用いない環境への配慮という
要求に対し十二分に応えるものである。
ば、金属部材の切削加工における高能率加工への要求
と、刃先冷却用の切削油を用いない環境への配慮という
要求に対し十二分に応えるものである。
Claims (3)
- 【請求項１】ＷＣと鉄族金属からなる結合相金属と硬質
相とからなる超硬合金母材の表面に被覆層を被着させた
被覆超硬合金において、前記硬質相はＺｒ及び／又はＨ
ｆの酸化物、炭化物、窒化物、炭窒化物の少なくとも１
種を含有する化合物から成り、かつ、該化合物の平均粒
径が、超硬合金母材の表面から深さ５０μｍの領域は
０．０２〜０．５μｍ、１５０μｍの深さの領域は１．
０〜５．０μｍであり、更に前記被覆層は、周期律表４
ａ、５ａ、６ａ族金属の酸化物、炭化物、窒化物、ホウ
化物及び酸化アルミニウムの少なくとも１種から成る単
層又は多重層で形成されていることを特徴とする被覆超
硬合金。 - 【請求項２】前記硬質相の前記化合物は、超硬合金母材
の表面から深さが５０μｍ乃至１５０μｍの間の領域に
おける平均粒径が０．５μｍ〜１．０μｍであることを
特徴とする請求項１記載の被覆超硬合金。 - 【請求項３】前記硬質相はその内部に少なくともＺｒＣ
を含むことを特徴とする請求項１または２記載の被覆超
硬合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14699899A JP3544632B2 (ja) | 1999-05-26 | 1999-05-26 | 被覆超硬合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14699899A JP3544632B2 (ja) | 1999-05-26 | 1999-05-26 | 被覆超硬合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000336489A true JP2000336489A (ja) | 2000-12-05 |
| JP3544632B2 JP3544632B2 (ja) | 2004-07-21 |
Family
ID=15420286
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14699899A Expired - Fee Related JP3544632B2 (ja) | 1999-05-26 | 1999-05-26 | 被覆超硬合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3544632B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009120902A (ja) * | 2007-11-14 | 2009-06-04 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 積層構造型超硬合金とその製造方法および前記超硬合金により形成された工具 |
-
1999
- 1999-05-26 JP JP14699899A patent/JP3544632B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009120902A (ja) * | 2007-11-14 | 2009-06-04 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 積層構造型超硬合金とその製造方法および前記超硬合金により形成された工具 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3544632B2 (ja) | 2004-07-21 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP1867754B1 (en) | Cutting tool made of surface-coated cubic boron nitride-based ultra-high-pressure sintered material | |
| EP0569696B1 (en) | Coated cemented carbide members and method of manufacturing the same | |
| WO2010104094A1 (ja) | サーメットおよび被覆サーメット | |
| JPH08209336A (ja) | 被覆硬質合金 | |
| JP2007229821A (ja) | 表面被覆切削工具 | |
| JPH1121651A (ja) | 耐熱衝撃性のすぐれた表面被覆超硬合金製切削工具 | |
| JP4191663B2 (ja) | 工具用複合高硬度材料 | |
| JP3235259B2 (ja) | 被覆超硬合金部材およびその製造方法 | |
| JPH11197936A (ja) | 耐摩耗性のすぐれたミーリング工具 | |
| JP4069749B2 (ja) | 荒加工用切削工具 | |
| JP3544632B2 (ja) | 被覆超硬合金 | |
| JP3451949B2 (ja) | 基体が高靭性を有する表面被覆超硬合金製エンドミル | |
| JPH06330321A (ja) | 被覆硬質合金部材 | |
| JP4807575B2 (ja) | 高硬度鋼の高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製切削工具 | |
| JP3611184B2 (ja) | 鋳鉄加工用セラミックス焼結体切削工具および鋳鉄加工用被覆セラミックス焼結体切削工具 | |
| JPH02275763A (ja) | 窒化珪素基焼結体 | |
| JP3693018B2 (ja) | 難削材の高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 | |
| JP2910293B2 (ja) | 硬質層被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具の製造法 | |
| JP2001162411A (ja) | すぐれた耐摩耗性と耐チッピング性を具備した表面被覆超硬合金製切削工具 | |
| JPH10310878A (ja) | 硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 | |
| JP4428805B2 (ja) | 酸化アルミニウム含有複合セラミックス焼結体および被覆複合セラミックス焼結体 | |
| JP2000308915A (ja) | 高送り切削で、切削面粗さの低下なく、すぐれた耐摩耗性を発揮する正面フライス工具 | |
| JP3519324B2 (ja) | セラミックス焼結体および被覆セラミックス焼結体 | |
| JP3878334B2 (ja) | 超硬合金及び被覆超硬合金 | |
| JP4507308B2 (ja) | 耐欠損性のすぐれた表面被覆超硬合金製フライス工具スローアウエイチップ |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20040330 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20040405 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080416 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090416 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090416 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100416 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110416 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110416 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120416 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120416 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130416 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140416 Year of fee payment: 10 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |