JPS5953342B2 - 表面部に多重層構造を有する耐摩耗性および耐衝撃性にすぐれた炭化タングステン基超硬合金部材 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 この発明は、すぐれた耐摩耗性、耐衝撃性（靭性）、お
よび耐塑性変形性を有し、特に切削工具として使用した
場合に、なかでも中仕上げから荒切削の領域においてす
ぐれた切削性能を示す表面部に多重層構造を有する炭化
タングステン基超硬合金部材に関るものである。

従来、例えば炭化タングステン（以下ＷＣで示す）超超
硬合金部材の表面に、周期律表の４ａ。

５ａ、および６ａ族の金属の炭化物、窒化物、炭窒化物
、および炭酸窒化物、並びに酸化アルミニウム、さらに
これらの２種以上の固溶体からなる群のうちの１種の単
層または２種以上の多重層からなる被覆層を形成した表
面被覆ＷＣ基超超合余部材は公知であり、その一部は広
く実用に供されている。

しかし、上記従来表面波幅ＷＣ基超硬合金部材において
は、その被幅層がＷＣＣ超超硬合金基体比して硬質では
あるが、脆弱であるさめに、ＷＣＣ超超硬合金基体みの
場合より、はるかに低い応力で前記被覆層にはクラック
が発生し易く、またＷＣＣ超超硬合金基体表面に被幅層
を形成するに際して、表面被覆法として広く用いられて
いる化学蒸着法を適用した場合、温度１０００〜１１０
０℃の高温で蒸着処理が行なわれるため、その冷却過程
におけるＷＣＣ超超硬合金基体被覆層との熱膨張係数の
違いによって被覆層には引張り応力が加わるようになる
ことから、クラックが発生する場合があり、このように
一旦被覆層にクラックが発生すると、例えば切削工具と
して使用した場合、クラックの先端部に切削応力が集中
するために、クラックは急速にＷＣＣ超超硬合金基体内
部に伝帳し、ついには切刃を欠損に至らしめるという問
題点があった。

そこで、上記従来表面被覆ＷＣＣ超超硬合金部材おける
ＷＣＣ超超硬合金基体組成を靭性に富んだものにしてク
ラックの伝帳を阻止することも考えられたが、このよう
にＷＣＣ超超硬合金基体靭１性に富んだものにすると、
反面耐塑性変形性および耐摩耗性が劣化したものになる
のを避けることができず、したがって、このような状態
の表面被覆ＷＣＣ超超硬合金部材、例えば切削切刃とし
て使用した場合、必ずしも満足する切削性能を示すｉも
のではなく、しかも被覆層が摩耗により消滅した後は、
前記の特性に劣るＷＣＣ超超硬合金基体露出するために
、その摩耗が急速に進行するという問題がある。

すなわち、前記表面被覆ＷＣＣ超超硬合金部材、例えば
切削切刃として鋼の切削に７使用した場合、切刃すくい
面に形成されるクレータ摩耗は、被覆層の摩耗による消
滅後、急速に発達し、ついに切刃陵に達し、切刃を欠損
に至らしめるという現象や、さらに旋削加工により形成
される仕上面の粗さは、切刃前逃げ面の境界摩耗と１密
接な関係があり、一方この境界摩耗は、境界領域におけ
る切刃の酸化反応、アブレシブ摩耗、および切刃と被削
材との拡散現象と密接な関係があると考えられているこ
とから、前記表面被覆ＷＣ基超超合余部材においては、
その境界部におい；て、耐酸化性および耐溶着性にすぐ
れ、かつ硬い（耐アブレシブ摩耗性にすぐれる）被覆層
が摩滅すると、同様にこれらの特性に劣るＷＣＣ超超硬
合金基体露出し、急激に境界摩耗が進行するため、フラ
ンク摩耗およびクレータ摩耗が少ないにもかかわらず、
仕上面粗さの劣化により切刃寿命に至るという現象など
に見られる通りである。

また、一方、上記従来表面被覆ＷＣＣ超超硬合金部材お
いて、耐摩耗性を向上させる目的で、その被覆層の層厚
を厚くすることも考えられるが、あまり被覆層を厚くす
ると急激な靭性低下をきたすようになり、このように被
覆層の厚さは靭性面から制限を受けるものである。

そこで、本発明者等は、上述のような種々の問題点を有
する表面被覆層を形成しないで、耐摩耗性、耐衝撃性（
靭性）、および耐塑性変形性にすぐれ、特に切削工具と
して使用するのに適したＷＣＣ超超硬合金部材得べく研
究を行なった結果、 （ａ）ＷＣ基超超合余部材の表面部を、周期律表の４ａ
、 ５ａ、および６ａ族の金属の炭窒化物および炭酸
窒化物のうちの１種または２種以上からなるＮａｃｌ型
結晶構造化合物と鉄族金属から構成すると、前記部材は
すぐれた耐摩耗性および耐酸化性をもつようになること
。

（ｂ） 上記（ａ）項に示した表面層（以下表面第１
層という）の直下に、上記部材内部より軟らがく、かつ
靭性に富んだ、ＷＣと鉄族金属、またはＷＣと鉄族金属
と周期律表の４ａ、 ５ａ、および６ａ族の金属の炭
窒化物のうちの１種または２種以上からなるＮａＣ１型
結晶構造化合物からなる軟化層（以表面第２層という）
を形成すると、上記表面第１層よりのクラックの伝播が
抑制でき、しかも上記部材の靭性を大幅に向上させるこ
とができること。

以上（ａ）および（ｂ）に示される知見を得たのである
。

したがって、この発明は、上記知見にもとづいてなされ
たものであって、 ＷＣＣ超超硬合金部材内部を、 周期律表の４ａ、 ５ａ、および６ａ族の金属の炭化
物、窒化物、および炭窒化物のうちの１種または２種以
上からなるＮａＣ１型結晶構造化合物：５〜３０％、 鉄族金属のうちの１種または２種以上：５〜３０％、 ＷＣおよび不可避不純物：残り、 からなる組成で構成し、かつ、このＷＣ基超超合余部材
の表面部において、その表面より５〜４０μｍの深さを
、 鉄族金属のうちの１種または２種以上：２〜１５％、 周期律表の４ａ、５ａおよび６ａ族の金属の炭窒化物お
よび炭酸窒化物のうちの１種または２種以上からなるＮ
ａＣ１型結晶構造化合物および不可避不純物：残り、 からなり、しかも窒素含有量または窒素と酸素の合計含
有量が上記部材内部の窒素含有量より重量比で多い組成
を有する表面第１層で構成し、さらに、上記部材内部と
上記表面第１層の間に、前記表面第１層の直下より２〜
５０μｍの深さに亘って、 鉄族金属のうちの１種または２種以上：５〜３０％を含
有し、さらに必要に応じて、 周期律表の４ａ、５ａ、および６ａ族の金属の炭窒化物
のうちの１種または２種以上からなるＮａｃｌ型結晶構
造化合物：０．１〜５％を含有し、残りがＷＣと不可避
不純物からなる組成（以上重量％、以下％の表示は重量
％を意味する）を有し、しかも上記部材内部の硬さより
ビッカース硬さで５〜５０％軟化した硬さを有する表面
第２層を介在させた組織とすることによって、すぐれた
靭性（耐衝撃性）、耐摩耗性、および耐塑性変形性を付
与せしめたＷＣＣ超超硬合金部材特徴を有するものであ
る。

つぎに、この発明のＷＣＣ超超硬合金部材おける表面第
１層、表面第２層、および部材内部に関し、成分組成、
層厚、および硬さを上記の通りに限定した理由を説明す
る。

（ａ）表面第１層 上記のように表面第１層を、化学的に安定な周期律表の
４ａ、 ５ａ、および６ａ族の金属の炭窒化物および
炭酸窒化物のうちの１種または２種以上からなるＮａＣ
１型結晶構造化合ｖｌＪ（以下第１層のＮａＣ１型化合
物という）と、鉄族金属のうちの１種または２種以上と
で構成することによって靭性低下を抑制した状態で、す
ぐれた耐摩耗性をもつようにしたのである。

すなわち、ＷＣ基超超合余部材を、例えば切削工具とし
て鋼の切削に使用した場合、通常前記切削切刃に生ずる
クレータ摩耗は、切刃損傷をもたらす凝着、拡散、およ
び腐食（酸化）などによる摩耗に主として起因して発生
するものであるが、前記部材を構成する結合相の量と、
同じく前記部材を構成する、例えばＷＣ、ＴｉＣ。

ＴａＣ，およびＮｂＣなどの硬質相の化学的安定性とに
密接な関係をもち、例えば結晶構造が六方晶のＷＣを硬
質相としたＷＣ−Ｃｏ系超硬合金部材では、鋼切削にお
いてクレータ摩耗の発達が著しく、切削工具としては適
さないものであるのに対して、硬質相形成成分としてＮ
ａＣ１型結晶構造を有するＴｉＣ，ＴａＣあるいはＮｂ
Ｃなどを含有した、例えばＷＣ−ＴａＣ−ＮｂＣ−Ｃｏ
系超硬合金部材においては、すぐれた耐クレータ摩耗性
を示し、鋼切削工具として適し、広く使用されていると
いう公知の事実、さらに、ＴｉＣを主成分とした硬質相
のＴｉＣ基超基金硬合金部材一段とすぐれた耐クレータ
摩耗性をもつという公知の事実から、六方晶結晶構造を
もつＷＣに比してすぐれた化学的安定性を有する上記第
１層のＮａＣ１型化合物からなる硬質相と、鉄族金属か
らなる結合相とで構成された層を、ＷＣＣ超超硬合金部
材表面部に形成すれば、前記部材の耐摩耗性（耐クレー
タ摩耗性）が大幅に向上するようになることは容易に理
解されるところである。

また、表面第１層の成分組成に関して、結合相形成成分
である鉄族金属の含有量を２〜１５％としたのは、その
含有量が２％未満では、相対的に硬質相形成成分である
上記第１層のＮａｃｌ型化合物の含有量が多くなり過ぎ
て所望の靭性を確保することができず、一方１５％を越
えて含有させると、相対的に上記第１層のＮａｃｌ型化
合物の含有量が少なくなり過ぎて所望の対摩耗性を確保
することができくなるという理由によるもので゛ある。

さらに、表面第１層においては、窒素含有量、または窒
素と酸素の合計含有量を、重量比で上記部材内部の窒素
含有量（窒素を含有しない場合も含めて）より多くする
ことによって、耐酸化性を著しく向上させ、もってクレ
ータ摩耗および境界摩耗の発達を抑制して高速切削など
に適した特性を付与しているのである。

また、その深さく層厚）については、５μｍ未満では所
望の特性改善効果が得られず、一方４０μｍを越えると
、靭性低下が著しくなることから、５〜４０μｍと定め
たのである。

（ｂ） 表面第２層 上記部材の欠損は、部材内部へクラックが伝播すること
により生ずると考えられており、したがって、この発明
のＷＣＣ超超硬合金部材おいては、上記表面第１層の直
下に、２〜５０μｍの深さく層厚）に亘って、部材内部
よりビッカース硬さ５〜５０軟化した、鉄族金属：５〜
３０％を含有し、さらに必要に応じて周期律表の４ａ、
５ａ、および６ａ族の金族の炭窒化物のうちの１種ま
たは２種以上からるＮａｃｌ型結晶構造化合物（以下第
２層のＮａｃｌ型化合物という）：０．１〜５％を含有
し、残りがＷＣと不可避不純物からなる組成の靭性に富
んだ軟化層を形成することによって、表面第１層よりの
クラックの伝播を抑制すると共に、前記部材に高強度と
高靭性を付与したのである。

この場合、鉄族金属の含有量が５％未満では、相対的に
ＷＣの含有量多くなりすぎて所望の靭性改善効果が得ら
れず、一方その含有量が３０％を越えると、相対的にＷ
Ｃの含有量が少なくり過ぎて耐摩耗性および耐塑性変性
形が低下するようになることから、鉄族金属の含有量を
５〜３０％と定めた。

また、上記第２層のＮａｃｌ型化合物には、耐塑性変形
性を改善する作用があるので、例えば大きな発熱を伴う
切削に使用する場合に必要に応して含有されるが、その
含有量が０．１％未満では前記作用に所望の効果が得ら
れず、一方５％を越えて含有させると、靭性が低下する
ようになることから、その含有量を０．１〜５％と定め
た。

また、上記表面第２層の硬さに関して、その硬さが部材
内部に比して５％未満の軟化では、所望の靭性改善効果
を確保することができず、一方その硬さが部材内部の硬
さの５０％を越えて軟かくなると、耐塑性変形性および
耐摩耗性の低下が著しいことから、その硬さを部材内部
に比してビッカース硬さで５〜５０％軟化させた硬さと
したのである。

さらに、その深さく層厚）については、２μｍ未満では
、同様に所望の靭性改善効果が得られず、一方５０μｍ
を越えると、著しい耐塑性変形性の低下をきたすことか
ら、２〜５０μｍと定めたのである。

］Ｃ）部材内部 部材内部は、部材表面部が摩耗により摩滅した後におい
ても、所定の耐摩耗性をもつものでなければならないし
、また靭性をもつものでなければならない。

しかしながら、結合相形成成分である鉄族金属の含有量
が５％未満では、所望の靭性を確保することができず、
一方３０％を越えて含有させると、例えば切削工具とし
て使用した場合、切削時に加わる切削抵抗に抗しきれな
くなって、切刃に著しい塑性変形が生じるようになるこ
とから、その含有量を５〜３０％と定めた。

また周期律表の４ａ、 ５ａ、および６ａ族の金属の
炭化物、窒化物、および炭窒化物のうちの１種または２
種以上からなるＮａｃｌ型結晶構造化金物（以下内部の
Ｎａｃｌ型化合物という）は、化学的に安定な成分であ
り、表面部が摩耗により摩滅した後においても部材が所
定の耐摩耗性を有するように含有される成分であるが、
その含有量が５％未満では所望の耐摩耗性改善効果が得
られず、一方３０％を越えて含有させると、部材の靭性
低下が著しくなることから、その含有量を５〜３０％と
定めた。

さらに、この発明のＷＣＣ超超硬合金部材、通常の粉
末冶金法にしたがって、所定組成の圧粉体を形成し、ま
ず、前記圧粉体を真空雰囲気中、液相出現温度以上の温
度に所定時間保持して焼結し、続いて、Ｎ２ガスおよび
必要に応じてＣＯガスを含有する反応性ガスを導入して
雰囲気をＮ２ガスまたはＣＯとＮ２の混合ガス雰囲気と
した状態で、再び液相出現温度以上の温度に所定時間保
持することによって製造することができ、しかも、この
場合、表面第１層および表面第２層の組成、層厚、およ
び硬さは、圧粉体の配合成分、真空焼結過程における焼
結温度および時間、さらに混合ガス雰囲気による反応過
程における焼結温度、時間、およびＮ２分圧などを調整
することによって所定のものとすることができる。

つぎに、この発明のＷＣＣ超超硬合金部材実施例により
説明する。

実施例 １ 原料粉末として、いずれも市販の平均粒径：１．５〜２
．１μｍの範囲内の粒度を有する、ＷＣ粉末、Ｃｏ粉末
、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴｉＣ粉末、およびＴｉＮ
粉末を用意し、これらの原料粉末を、Ｃｏ粉末：８％、
ＴａＣ粉末：１０％、ＮｂＣ粉末：２％、ＴｉＣ粉末：
５％、ＴｉＮ粉末：５％、ＷＣ粉末：残りからなる組成
に配合し、ボールミルにて４８時時間式混合し、乾燥し
た後、１５ｋｇ／ｍｍ２の圧力でプレス成形して圧粉体
を成形し、ついでこの圧粉体を真空中、温度： １４０
０℃に１時間保持して焼結することによって、実質的に
上記配合組成と同一の成分組成を有し、かつビッカース
硬さ： １４２０をもった５ＮＰ４３２型スローアウエ
イチツプ素材を製造した。

ついで、この結果得られたスローアウェイチップ素材の
上下面および外周部に研摩加工を施すと共に、刃先にプ
レホーニングを施して所定形状とした後、１Ｏ−２ｔｏ
ｒｒの真空中、温度： １４００℃に２時間保持して再
焼結し、引続いてＮ２ガスを導入してＮ２ガスを分圧：
２００ｔｏｒｒの混合ガス減圧雰囲気とし、さらに温
度： １４００℃に２時間保持することによって、この
発明のＷＣＣ超超硬合金部材るスローアウェイチップ素
材（以下本発明チップという）を製造した。

この本発明チップにおいては、表面より１２μｍの深さ
に亘って、ビッカース硬さＨｖ ： １６００を有し、
かつ、ＴｉＮ ： １５％、ＴａＣ： １０％、ＮｂＣ
：２％、ＷＣ： １８％、Ｃｏ：３％、ＴｉＣおよび不
可避不純物：残りからなる組成をもった表面第１層が存
在し、さらに前記表面第１層の直下から１５μｍの深さ
に亘って、ビッカース硬さＨｖ ： １０１０を有し、
かつＣｏ ： ２５％、ＷＣおよび不可避不純物：残り
からなる組成をもった表面第２層が存在するものであっ
た。

また、比較の目的で、上記のように表面第１層および表
面第２層を形成することなく、研摩加工のみの上記スロ
ーアウェイチップ（以下比較チップという）を用意した
。

つぎに、上記本発明チップおよび比較チップに□ついて
、被削材：ＳＮＣＭ−８（硬さ： ＨＢ２５０）、切削
速度１３０ｍ／ｍｍ、送り： ０．５ｍｍ／ｒｅｖ、、
切込み１２ｍｍの条件で連続切削試験を行ない、切削時
間に対する逃げ面摩耗およびクレータ摩耗をそれぞれ測
定した。

この測定結果をそれぞれ第１図および第２図に示した。

図示されるように、本発明チップにおいては、比較チッ
プに見られるような急激な摩耗進行はなく、すぐれた耐
摩耗性を示すことが明らかである。

さらに、靭性を評価する目的で、第３図および］第４図
にそれぞれ正面図および側面図で示されるように、回転
ドラム１の外周面上の相互反対側位置に、長さ方向に沿
って角柱状被削材２を嵌め込み固定し、図示の位置に上
記両チップ３をあてがい、被削材、：ＳＮＣＭ−８（硬
さ： ＨＢ２５０）、切削速度： １００ｍ／ｍｍ、送
り： ０．３６５ｍｍ／ｒｅｖ、 、切込み１２ｍｍ、
切削時間：３ｍｍの条件で断続切削試験を行ない、試験
チップ：５０個の欠損率（欠損チップ数／試験チップ数
×１００）を測定した。

この結果、本発明チップは、欠損率：０％を示し、すぐ
□れた耐衝撃性（靭性）を有するものであるのに対して
、比較チップは、欠損率：４％を示し、靭性の劣るもの
であった。

実施例 ２ 配合組成を、Ｃｏ粉末１７％、ＴａＣ粉末：１７％、Ｎ
ｂＣ粉末：２％、ＴｉＣ粉末：１０％、ＴｉＮ粉末：１
０％、ＷＣ粉末：残りからなるものとし、真空焼結条件
を、温度： １４８０℃、保持時間：１．５時間とし、
さらに混合ガス雰囲気による反応条件を、ＣＯガス分圧
：６０ｔＯｒｒ、Ｎ２ガス分圧： ２４０ｔｏｒｒの流
通混合ガス雰囲気中、温度： １４８０℃、保持時間：
２時間とする以外は、実施例１におけると同一の条件で
本発明チップを製造した。

この結果得られた本発明チップは、第１表に示される組
織をもつものであった。

つぎに、上記本発明チップを、鋼製の自動車シャフト部
品の倣い加工に用いたところ、平均２００個の使用寿命
を示し、ＪＩＳ規格Ｐ１０のＷＣＣ超超硬合金製チップ
平均５０本で使用寿命に達したのに比して、すぐれた切
削特性をもつことが明らかで゛ある。

上述のように、この発明のＷＣ基超超合余部材は、表面
硬質被覆層の形成がないにもかかわらず、すぐれた耐摩
耗性を有するものであり、かつ靭性（衝撃性）および耐
塑性変形性にもすぐれているで、特に切削工具として使
用した場合に、なかでも中仕上げから荒切削の領域にお
いて、すぐれた切削性能を発揮するのである。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明チップと比較チップに関して、連続切削
試験における切削時間と逃げ面摩耗との関係を示した曲
線図、第２図は同じく切削時間とクレータ摩耗の関係を
示した曲線図、第３図および第４図は断続切削試験態様
を示した正面図および側面図である。 図面において、１・・・・・・回転ドラム、２・・・・
・・被削材、３・・・チップ。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 炭化タングステン基超硬合金部材の内部を、周期律
   表の４ａ、 ５ａ、および６ａ族の金属の炭化物、窒
   化物、および炭窒化物のうちの１種または２種以上から
   なるＮａＣ１型結晶構造化合物：５〜３０％、 鉄属金属のうちの１種または２種以上：５〜３０％、 炭化タングステンおよび不可避不純物：残り、からなる
   組成で構成し、かつ、この炭化タングステン基超硬合金
   部材の表面部において、その表面より５〜４０μｍの深
   さを、 鉄属金属のうちの１種または２種以上：２〜１５％、 周期律表の４ａ、 ５ａ、および６ａ属の金属の炭窒
   化物および炭酸窒化物のうちの１種または２種以上から
   なるＮａＣ１型結晶構造化合物および不可避不純物：残
   り、 からなり、しかも窒素含有量または酸素と窒素の合計含
   有量が上記部材内部の窒素含有量より重量比で多い組成
   を有する表面第１層で構成し、さらに、上記部材内部と
   上記表面第１層の間に、前記表面第１層の直下より２〜
   ５０μの深さに亘って、２ 鉄属金属のうちの１種また
   は２種以上：５〜３０％、 炭化タングステンおよび不可避不純物：残り、（以上重
   量％）からなる組成を有し、しかも上記部材内部の硬さ
   よりビッカース硬さで５〜５０％軟テ化し軟硬化を有す
   る表面第２層を介在させた組織を有することを特徴とす
   る表面部に多重層構造を有する耐摩耗性、耐衝撃性にす
   ぐれた炭化タングステン基超硬合金部材。 ２ 炭化タングステン基超硬合余部材の内部を、７周期
   律表の４ａ、５ａ、および６ａ属の金属の炭化物、窒化
   物、および炭窒化物のうちの１種または２種以上からな
   るＮａＣ１型結晶構造化合物：５〜３０％、 鉄属金属のうちの１種または２種以上：５〜３０１％、 炭化タングステンおよび不可避不純物：残り、からなる
   組成で構成し、かつ、この炭化タングステン基超硬合金
   部材の表面部において、その表面より５〜４０μｍの深
   さを、 ； 鉄属金属のうちの１種または２種以上：２〜１５％
   、 周期律表の４ａ、 ５ａ、および６ａ属の金属の炭窒
   化物および炭酸窒化物のうちの１種または２種以上から
   なるＮａＣ１型結晶構造化合物および不可避不純物：残
   り、からなり、しかも窒素含有量または窒素と酸素の合
   計含有量が上記部材内部の窒素含有量より重量比で多い
   組成を有する表面第１層で構成し、さらに、上記部材内
   部と上記表面第１層の間に、前記表面第１層の直下より
   ２〜５０μｍの深さに゛亘って、 鉄属金属のうちの１種または２種以上：５〜３０％、 周期律表の４ａ、 ５ａ、および６ａ属の金属の炭窒
   化物のうちの１種または２種以上からなるＮａＣｌ型結
   晶構造化合物：０．１〜５％、炭化タングステンおよび
   不可避不純物：残り、（以上重量％）からなる組成を有
   し、しかも上記部材内部の硬さよりビ？ンカース硬さで
   ５〜５０％軟化した硬さを有する表面第２層を介在させ
   た組織を有することを特徴とする表面部に多重層構造を
   有する耐摩耗性および耐衝撃性にすぐれた炭化タングス
   テン基超硬合金部材。