JPH0547633B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

〔技術分野〕 本発明は、切削工具、耐摩耗工具及び耐衝撃工
具に適する被覆焼結合金に係り、具体的には焼結
合金基体と被覆層との間に中間層を介在させるこ
とにより耐摩耗性、耐塑性変形性及び耐欠損性が
向上し、特に切削工具として使用したときに重負
荷の加わる切削領域において耐チツピング性及び
耐塑性変形性を主とする切削性能にすぐれた被覆
焼結合金工具に関する。 〔背景技術〕 従来、炭化タングステン基超硬合金の表面に周
期律表の4a、5a、6a族金属の炭化物、窒化物、
酸化物、硼化物、硅化物、硫化物及びこれらの相
互固溶体並びに酸化アルミニウムのうち少なくと
も１種の単層又は２種以上からなる多重層の被覆
層を形成してなる被覆超硬合金は多数提案され、
その一部は広く実用化されている。 しかし一般に従来の被覆超硬合金は、被覆層が
炭化タングステン基超硬合金よりも脆弱であるた
めに超硬合金のみの場合よりも低い応力でクラツ
クが発生し、この被覆層に発生したクラツクが超
硬合金内部に迄容易に進展して被覆超硬合金の欠
損に結び付くという問題がある。そこで被覆超硬
合金の耐欠損性を向上させるために超硬合金表面
部の靭性を富化したものが提案される。例えば、
超硬合金の表面部に内部と比べて軟質の中間層を
存在させて、この中間層の表面に被覆層を形成さ
せた被覆超硬合金が特公昭57−39301に提案され
ており、又超硬合金の表面硬さを低くして内部に
なるほど次第に硬さを高くし、この超硬合金表面
に被覆層を形成させた被覆超硬合金が特公昭58−
26428に提案されている。しかしこれらの軟質な
中間層の存在する被覆超硬合金は、軟質な中間層
が被覆層に生じたクラツクを超硬合金内部に進展
するのを抑制する効果はあるものの負荷が作用し
たときに塑性変形し易くなり、例えば切削工具と
して使用しとときに重負荷の加ような切削領域又
は高温状態になるような切削領域では刃先に塑性
変形が生じて寿命が短かいという問題がある。 〔発明の目的〕 本発明は、上記のような従来の被覆超硬合金の
問題点を解決したもので、特に切削工具として使
用したときに旋削での高速切削又は高送り切削か
らドリル等の穴あけ加工の切削まで、耐摩耗性は
勿論のこと耐欠損性及び耐塑性変形性の要求され
るような切削領域にも適する被覆焼結合金工具の
提供を目的とする。 〔発明の開示〕 超硬合金を切削工具として使用する際の工具寿
命に影響を与える合金特性のうち、とくに重要な
ものは、耐摩耗性、耐欠損性及び高温における耐
塑性変形性である。これら３者のうち、耐摩耗性
に関しては、超硬合金表面に炭化物、窒化物、炭
窒化物、酸化物等を被覆することによつて、それ
が大きく改善できることは周囲の事実であり、被
覆超硬合金として広く実用化されている。しかし
ながら、耐欠損性と耐塑性変形性については、こ
れらを共に満足する超硬合金は未だ得られていな
い。即ち両者は相反する性質のものであり、例え
ば耐欠損性を高めようとすれば、超硬合金中の硬
質相粒子を大きくしたり、結合相量を増加させる
などするために、一般に合金硬さの低下を招く。
又耐塑性変形性を向上させようとすれば、逆に結
合相量を減じ、硬さを上昇させるのが最も効果が
大きい。このような背景をもとに、現在、実用化
されている被覆超硬合金の基体としては、硬質相
粒子の粒度及び結合相量を種々変化させたものと
なつており、これらを切削条件などに応じて適宜
使い分けなければならないのが実状である。一
方、耐欠損性を重視して、被覆層と超硬合金基体
との間に、局部的に軟質層を存在せしめた被覆超
硬合金が提案されているが、この場合、耐欠損性
を重視する余り、耐塑性変形性は犠牲になつてい
る。以上のような現状を踏まえ、発明者等は、被
覆焼結合金について、耐摩耗性は勿論のこと、更
に耐欠損性と耐塑性変形性の両方共向上させるこ
とを追究した結果、本発明を完成するに到つたも
のである。 即ち、本発明の被覆焼結合金工具は、元素周期
律表の4a、5a、6a族金属の炭化物、窒化物、及
びこれらの相互固溶体のうちの少なくとも１種の
硬質相とCo、Ni、Fe、Mo、Cr、Ｗのうちの少
なくとも１種の結合相とを含有する焼結合金基体
の表面に元素周期律表の4a、5a、6a族金属の炭
化物、窒化物、酸化物、硼化物、硅化物、硫化物
及びこれらの相互固溶体並びに酸化アルミニウム
のうち少なくとも１種の単層又は２種以上からな
る多重層の被覆層を形成してなる被覆焼結合金の
焼結合金基体と被覆層と間に、焼結合金基体より
も靭性に富み、しかも焼結合金基体の表面に対し
て平行にラメラ状の軟質部と硬質部が交互に配置
されてなる中間層を介在させたものである。 本発明における中間層は、焼結合金基体内部と
同等あるいはそれ以上の硬さを持つラメラ状の硬
質部と、結合相とほぼ同等の硬さを持つラメラ状
の軟質部とから成り、これらは基体表面に対して
平行に、内部に向かつて所定深さまで交互に存在
する。このようにラメラ状の軟質部と硬質部を基
体表面に平行に交互に配置することの利点を述べ
ると、低靭性の被覆層に生じたき裂が基体内部に
向かつて進展する際、中間層内に存在して結合層
とほぼ同等の靭性を有する軟質部で抑止されるこ
とになり、本発明工具は耐欠損性の向上がはから
れている。又、切削工具として使用するとき、工
具に塑性変形が引起すのは、工具表面のうち、特
にすくい面における張力であるが、この張力を中
間層内に存在して基体内部の硬質相とほぼ同等の
硬さを有する硬質部が担うことになり、本発明工
具は十分な耐塑性変形性を有することになる。こ
のような中間層はラメラ状の硬質部とラメラ状の
軟質部か基体表面に対して平行に連続して交互に
存在することによつて積層状になつている場合も
あるが特に、ラメラ状の軟質部については、基体
表面に平行方向で断続的な形態の方が耐塑性変形
性に対して望ましく、又この断続的な形態のラメ
ラ状の軟質部が基体表面に平行方向の長さ(a)と基
体表面に垂直方向の長さ(b)の比（ａ／ｂ）が10〜
100程度にあることが耐塑性変形性と耐欠損性か
ら望ましい。以上のような中間層を基体表面部に
有する本発明の被覆焼結合金工具は、耐摩耗性、
耐欠損性及び耐塑性変形性をすべて兼ね備えた工
具となる。 本発明において、中間層の厚みが5μｍ未満で
は耐欠損性を向上させるのに十分でなく、又
100μｍを超えて厚くなると耐塑性変形性が劣る
傾向が強くなるのと製造工程時間が長くなる等の
煩雑さが加わるために中間層の厚さは5μｍ以上
〜100μｍ以下が好ましい。この中間層を形成し
ている硬質部が基体表面に対して垂直方向の長さ
で1μｍ未満では耐塑性変形性の向上がはかれず、
10μｍを超えると耐欠損性を低下させることから
硬質部は、基体表面に対する垂直方向の長さで
1μｍ以上10μｍ以下が好ましい。又中間層を形成
している軟質部が基体表面に対して垂直方向の長
さで０、2μｍ未満では耐欠損性に対して効果が
弱く、2μｍを超えると塑性変形し易くなること
から軟質部は、基体表面に対する垂直方向の長さ
で０、2μｍ以上〜2μｍ以下が好ましい。この中
間層を形成している硬質部は、焼結合金基体の硬
質相とほぼ同等の成分からなり、そのミクロ硬さ
は基体内部の硬さと同等あるいはそれ以上である
ことが好ましい。又中間層を形成している軟質部
は、焼結合金基体の結合相とほぼ同等の成分から
なり、そのミクロ硬さは結合相成分の硬さを反映
したものであることが好ましい。 本発明の被覆焼結合金工具において、焼結合金
基体としてはWC−Co基超硬合金、TiC−Ni−
Mo基サーメツト及びTiC−TiN−Ni−Mo基サ
ーメツトにも応用できるが特に、焼結合金基体の
硬質相が炭化タングステン相と周期律表4a、5a、
6a族金属の炭化物、窒化物及びこれらの相互固
溶体のうちの少なくとも１種からなる立方晶系化
合物相とからなる超硬合金の場合、中間層にもこ
の超硬合金と同一成分の硬質相を含有して、この
中間層内に含有する立方晶系化合物相の炭化タン
グステン相に対する割合が焼結合金基体内におけ
る同割合よりもの減少していないことが望まし
い。このように立方晶系化合物相が中間層内に存
在していると、まず第１に、立方晶系化合物例え
ば、TaC、TiC、TiN、（Ti、Ｗ）Ｃ、（Ta、Ｗ）
Ｃ、（Ti、Ta、Ｗ）Ｃ、（Ti、Ｗ）CN、（Ta、
Nb、Ｗ）Ｃ、（Ti、Ta、Nb、Ｗ）Ｃ等の単一化
合物又は複合化合物を含む超硬合金においては、
これらの単一化合物又は複合化合物からなる立方
晶系化合物相の結合炭素量および／または結合窒
素量がある程度の幅を持ちうるために低炭素およ
び／または低窒素側のη相及び高炭素および／ま
たは高窒素側の遊離炭素および／または遊離窒素
が共に出現しない健全相の炭素量および／または
窒素量幅が拡大する。このことは化学蒸着法又は
物理蒸着法により超硬合金表面に被覆層を形成す
る被覆工程において多大の利点をもたらす。即
ち、特に高温での処理が要求される化学蒸着法に
よつて例えば、TiCの被覆層を超硬合金基体表面
に形成する場合、基体から被覆層中への炭素およ
び／または窒素の流出のため被覆層と基体との境
界部にη相が要求されることは知られている。こ
のη相は、健全な合金基体よりも著しく脆弱であ
り、被覆超硬合金工具にとつて大いに有害な相で
ある。とりわけ工具の耐欠損性の低下につながる
ことは多くの研究報文にみられるところである。
そこで本発明の如く、基体表面部の中間層内に立
力晶系化合物相を残存せしめて健全相の炭素量お
よび／または窒素量幅を拡大しておけば、被覆層
の被覆工程において基体から被覆層中へ炭素およ
び／または窒素が流出しても有害なη相が形成さ
れ難く、もし仮にη相が形成されたとしても最小
量に抑制することができることから耐欠損性に対
して効果がある。次に立方晶系化合物が中間層内
に存在している第２の利点は、被覆超硬合金工具
の使用中に１部被覆層が剥離除去された後も直ち
には工具寿命とならず、被覆層の剥離した状態で
連続して使用されることが多いが、このような場
合、露出した超硬合金基体表面の中間層内に立立
方晶系化合物が存在していれば、高温における耐
摩耗性及び被加工材との耐圧着性にもすぐれ、こ
の耐圧着性にすぐれることから圧着分離損傷も生
じ難くなつて耐欠損性にすぐれると共に被加工材
の仕上面精度もあまり損なわない。 本発明の被覆焼結合金会具は、例えば従来の粉
末治金法で作製した焼結合金基体の表面に、目的
の中間層成分を構成する軟質部と硬質部のそれぞ
れの粉末をスラリー状にして交互に繰り返し塗布
した後、液相出現温度以上で再加熱して中間層を
作製し、次に中間層の表面に化学蒸着法又は物理
蒸着法によつて被覆層を形成することによつて得
ることができる。この中間層の作製は、Co、Ni、
Fe、Cr、Mo、Ｗ等の少なくとも１種の目的とす
る軟質部を構成する金属粉末と4a、5a、6a族金
属の炭化物、窒化物、硼化物、硅化物、酸化物及
びこれらの相互固溶体のうちの少なくとも１種の
目的とする硬質部を構成する金属化合物粉末とを
それぞれスラリー状にして交互に繰り返し焼結合
金基体表面又は焼結前の圧粉末もしくは成形体の
表面に塗布することもできる。又、Co、Ni、Fe
の少なくとも１種以上と4a、5a、6a族金属の少
なくとも１種以上と炭素および／または窒素を交
互に繰り返し焼結合金基体表面に真空又は雰囲気
ガス中で蒸着、イオンプレーテイング又はスパツ
タリングにより付着された後液相出現温度以上に
再加熱することによつても中間層を作製すること
ができる。更に焼結合金基体を焼結後の冷却過程
又は焼結後再加熱して液相出現温度以上で浸炭又
は脱炭もしくはこれらの繰り返しが可能になるよ
うに炉内雰囲気をコントロールすることによつて
中間層を作製することもできる。 〔発明の代表的な実施形態〕 実施例 １ WC−５％TiC−５％TaC−６％Coの組成（重
量％）に配合した超硬合金圧粉体を用意し、これ
を真空中、1400℃で40分間焼結して得た超硬合金
の表面にCo粉末及びWC−５％TiC−５％TaC混
合粉末の各スラリー（溶剤エタノール）を繰り返
し交互に塗布した後、真空中1400℃で10分間再加
熱して本発明にかかる超硬合金基体試片を作製し
た。この試片の表面近傍の断面組織を顕微鏡で観
察したところ、基体試片の表面に対して垂直方向
の長さが7μｍでCo相の少ないラメラ状の硬質部
と、同じく長さが1μｍでほぼCo相からなるラメ
ラ状の軟質部とが交互に存在する組織が基体表面
より内部に向かつて30μｍの深さまで存在してい
た。 一方、比較の目的で、上記ラメラ状硬質部とラ
メラ状軟質部の合計した成分になるようにWC−
５％TiC−５％TaC−13％Co混合粉末のスラリ
ーを上記と同一成分の超硬合金基体表面に塗布し
た後、上記と同一条件で再加熱した比較試片(a)及
び表面処理を行なわず、同一条件で再加熱のみ行
なうた比較試片(b)をそれぞれ作製した。これら比
較試片(a)及び(b)の表面組織を観察したところ、(a)
及び(b)共にラメラ状の硬質部及びラメラ状の軟質
部が存在してなかつた。 ついで、上記本発明にかかる基体試片と比較試
片(a)及び(b)の表面に、化学蒸着法により、TiC層
を5μｍ、Al₂O₃層を1μｍとなるように順次被覆し
て、最終的にTNMN332形状被覆超硬合金試料
を得た。こうして得た各試料について、下記に示
す条件で外周旋削による切削試験を行ない、第１
表に示す結果を得た。 (A) 耐欠損性試験 被削材 S48C（H_B260）等間隔４本スロツト入 切削速度 100ｍ／min 切込み量 1.5mm 送い速度 0.24mm／rev 切削油なし（乾式切削） (B) 耐塑性変形性試験 被削材 SNCM439（H_B290） 切削速度 150ｍ／min 切込み量 1.5mm 切削油 なし（乾式切削） 切削時間 3min 送り速度 0.4mm／rev

【表】 実施例 ２ 実施例１と同一組成のものを同一条件で焼結
し、この超硬合金基体を炉内にセツトして、炉内
に全圧30torrのCH₄＋H₂＋COの混合ガスを導入
し、各ガス量の比率を変えて浸炭又は脱炭を数回
繰り返した後、炉冷した。その結果得られた超硬
合金試片の表面層は、実施例１とほぼ同一の組織
のものであつた。この試片に実施例１と同様の条
件でTiC層及びAl₂O₃層の被覆層を設けた本発明
の被覆焼結合金工具を使用して実施例１と同様の
切削試験を行なつた結果、第１表に示した本発明
品とほぼ同等の性能を示した。 実施例 ３ WC−８％TiC−４％TaC−２％NbC−７％Co
組成（重量％）に配合した超硬合金圧粉末を用意
し、真空中1420℃で50分間焼結した後、その表面
に、Co粉末及びWC−８％TiC−４％TaC−２％
NbC混合粉末の各スラリー（溶剤エタノール）
を交互に繰り返し塗布した後実施例１と同条件に
再加熱して超硬合金基体試片(c)を作製した。 上記と同一組成の超硬合金基体の表面に、Co
粉末及びWC粉末の各スラリーを交互に繰り返し
塗布した後、実施例１と同条件にて再加熱して超
硬合金基体試片(d)を作製した。こうして得た超硬
合金基体試片(c)及び(d)の表面組織を顕微鏡にて観
察した所、共にCo相の少ないラメラ状の硬質部
と、ほぼCo1相からなるラメラ状の軟質部とが交
互に存在する組織が表面より内部に向つて60μｍ
の深さまで存在していた。この内前者の超硬合金
基体試片(c)のラメラ状硬硬質部には、炭化タング
ステン相と（Ｗ、Ti、Ta、Nb）Ｃ固溶体である
立方晶系化合物相が存在していたのに対して、後
者の超硬合金基体試片(d)のラメラ状硬質部には炭
化タングステン相のみからなつていた。 一方、比較の目的で、上記と同一成分の超硬合
金基体に表面処理を行なわずに上記を同一条件で
再加熱のみ行なつた比較試片を作製した。この比
較試片の表面組織を観察した所、ラメラ状の硬質
部及びラメラ状の軟質部が存在してなかつた。 ついで、上記本発明にかかる超硬合金基体試片
(c)及び(d)と比較試片の各表面に、化学蒸着法によ
り、TiCを2μｍ、TiCNを2μｍ、TiNを1μｍとな
るように順次被覆して、最終的にSNMA432形状
の被覆超硬合金試料を得た。こうして得た各試料
の表面組織を顕微鏡にて観察した所、本発明の試
料(c)は、被覆層と中間層との境界部に殆んどη相
が存在してないのに対して、本発明の試料(d)は、
被覆層と中間層との境界部に１〜2μｍの厚みの
η相が生成しているのが認められた。比較試料
は、中間層が存在してなく、被覆層と基体との境
界部に所々η相が存在しているものであつた。こ
れらの各試料を実施例１と同一条件で切削試験を
行ない、その結果を第２表に示した。

〔産業上の利用可能性〕

以上の実施例の結果、本発明の被覆焼結合金工
具は、耐摩耗性は勿論のこと耐欠損性及び耐塑性
変形性にすぐれていることからパンチ、ダイ等の
剪断工具、スリツター、裁断刃等の切断工具、ガ
イドブツシユ、ロール、ゲージ類の機械部品治工
具及びバルブ、メカニカルシール等の耐摩耐食部
品としての耐摩耗用工具並びに旋削用工具、フラ
イス用工具及びエンドミル、リーマ、ドリル等の
穴あけ用工具等としての切削用工具に利用できる
産業上有用な工具材料である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 元素周期律表の4a、5a、6a族金属の炭化物、
   窒化物及びこれらの相互固溶体のうちの少なくと
   も１種の硬質相とCo、Ni、Fe、Mo、Cr、Ｗの
   うちの少なくとも１種の結合相とを含有する焼結
   合金基体の表面に元素周期律表の4a、5a、6a族
   金属の炭化物、窒化物、酸化物、硼化物、硅化
   物、硫化物及びこれらの相互固溶体並びに酸化ア
   ルミニウムのうちの少なくとも１種の単層又は２
   種以上からなる多重層を形成してなる被覆焼結合
   金において、 前記焼結合金基体と前記被覆層との間に、該焼
   結合金基体よりも靭性に富み、かつ該焼結合金基
   体の表面に対して平行にラメラ状の軟質部と硬質
   部が交互に配置されてなる中間層を介在させてな
   ることを特徴とする被覆焼結合金工具。 ２ 上記焼結合金基体の硬質相が炭化タングステ
   ン相と周期律表4a、5a、6a族金属の炭化物、窒
   化物及びこれらの相互固溶体のうちの少なくとも
   １種からなる立方晶系化合物相とからなり、かつ
   上記中間層にも前記焼結合金基体と同一成分の硬
   質相を含有し、該中間層内の立方晶系化合物相の
   炭化タングステン相に対する割合が前記焼結合金
   基体内における同割合よりも減少していないこと
   を特徴とする特許請求の範囲第１項記載の被覆焼
   結合金工具。