JPH04294907A - 硬質層被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具 - Google Patents
硬質層被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具Info
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- JPH04294907A JPH04294907A JP8464891A JP8464891A JPH04294907A JP H04294907 A JPH04294907 A JP H04294907A JP 8464891 A JP8464891 A JP 8464891A JP 8464891 A JP8464891 A JP 8464891A JP H04294907 A JPH04294907 A JP H04294907A
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Landscapes
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、高速切削や、高送り
および高切込みなどの重切削に切削工具として用いた場
合には優れた性能を発揮する硬質層被覆炭化タングステ
ン（以下、ＷＣと記す）基超硬合金製切削工具に関する
ものである。
および高切込みなどの重切削に切削工具として用いた場
合には優れた性能を発揮する硬質層被覆炭化タングステ
ン（以下、ＷＣと記す）基超硬合金製切削工具に関する
ものである。
【０００２】
【従来の技術】一般に、ＷＣからなる第１硬質分散相形
成成分、周期律表の４ａ，５ａ，および６ａ族金属の１
種または２種以上の炭化物および／または炭窒化物から
なる第２硬質分散相形成成分、並びに鉄族金属のうち１
種または２種以上を主成分とする結合相形成成分および
不可避不純物からなるＷＣ基超硬合金基体の表面に、周
期律表の４ａ，５ａ，６ａ族金属，Ａｌ，およびＳｉ，
の群から選んだ１種または２種以上の金属元素と、炭素
、窒素、ホウ素および酸素からなる群より選んだ１種ま
たは２種以上の非金属元素の化合物のうち１種の単層ま
たは２種以上の複数層で構成された硬質層（以下、硬質
層という）を被覆してなる硬質層被覆ＷＣ基超硬合金製
切削工具は知られている。これらの硬質層被覆ＷＣ基超
硬合金製切削工具の使用寿命は、ＷＣ基超硬合金基体の
状態によって影響を受けるために、ＷＣ基超硬合金基体
の状態についての種々の研究がなされ、それらについて
の特許出願もなされている。例えば、（Ａ）「日本金属
学界誌，第４５巻，第１号，１９８１，第９５〜９９ペ
ージ」には、市販のＷＣ，ＷＣ−３０％ＴｉＣ固溶体（
以下、βと言う）、ＴｉＮおよびＣｏの各粉末を原料粉
末とし、これら原料粉末をボールミルによる混合および
プレスによる成形を経て真空焼結することにより得られ
たＷＣ−５．４％β−５．０％ＴｉＮ−Ｃｏ系基体は、
その基体中心部のＷ，Ｔｉ，ＣｏのＸ線強度を１として
規格化した数値を縦軸にとり、横軸に基体表面からの深
さをとって、これをグラフ化すると、Ｔｉを含まずかつ
Ｃｏ濃度がピークを示す脱β層（ＷＣ−Ｃｏ層）とＷ，
Ｔｉ，Ｃｏを含む内部から構成されており、このＷＣ−
５．４％β−５．０％ＴｉＮ−Ｃｏ系基体表面に硬質層
を被覆してなる硬質層被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具が
記載されている。さらに、（Ｂ）特開昭６１−３４１０
３号公報には、Ｔｉ，Ｔａの窒化物および炭窒化物の１
種以上と、Ｔｉ，Ｔａの炭化物の１種以上とを含んだＷ
Ｃ基超硬合金基体を、窒素分圧を０．１Ｔｏｒｒ以下に
制御して焼結し、焼結後０．５〜２．５℃／ｍｉｎ．の
冷却速度で冷却することにより結合金属を表面ないしＷ
Ｃ−Ｃｏ層に拡散させ、基体内部よりも２００〜６００
％結合金属を富化させて硬さを基体よりも３０〜５０％
低下させ、このようにして製造されたＷＣ基超硬合金基
体表面に上記硬質層を被覆してなる硬質層被覆ＷＣ基超
硬合金製切削工具が記載されている。
成成分、周期律表の４ａ，５ａ，および６ａ族金属の１
種または２種以上の炭化物および／または炭窒化物から
なる第２硬質分散相形成成分、並びに鉄族金属のうち１
種または２種以上を主成分とする結合相形成成分および
不可避不純物からなるＷＣ基超硬合金基体の表面に、周
期律表の４ａ，５ａ，６ａ族金属，Ａｌ，およびＳｉ，
の群から選んだ１種または２種以上の金属元素と、炭素
、窒素、ホウ素および酸素からなる群より選んだ１種ま
たは２種以上の非金属元素の化合物のうち１種の単層ま
たは２種以上の複数層で構成された硬質層（以下、硬質
層という）を被覆してなる硬質層被覆ＷＣ基超硬合金製
切削工具は知られている。これらの硬質層被覆ＷＣ基超
硬合金製切削工具の使用寿命は、ＷＣ基超硬合金基体の
状態によって影響を受けるために、ＷＣ基超硬合金基体
の状態についての種々の研究がなされ、それらについて
の特許出願もなされている。例えば、（Ａ）「日本金属
学界誌，第４５巻，第１号，１９８１，第９５〜９９ペ
ージ」には、市販のＷＣ，ＷＣ−３０％ＴｉＣ固溶体（
以下、βと言う）、ＴｉＮおよびＣｏの各粉末を原料粉
末とし、これら原料粉末をボールミルによる混合および
プレスによる成形を経て真空焼結することにより得られ
たＷＣ−５．４％β−５．０％ＴｉＮ−Ｃｏ系基体は、
その基体中心部のＷ，Ｔｉ，ＣｏのＸ線強度を１として
規格化した数値を縦軸にとり、横軸に基体表面からの深
さをとって、これをグラフ化すると、Ｔｉを含まずかつ
Ｃｏ濃度がピークを示す脱β層（ＷＣ−Ｃｏ層）とＷ，
Ｔｉ，Ｃｏを含む内部から構成されており、このＷＣ−
５．４％β−５．０％ＴｉＮ−Ｃｏ系基体表面に硬質層
を被覆してなる硬質層被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具が
記載されている。さらに、（Ｂ）特開昭６１−３４１０
３号公報には、Ｔｉ，Ｔａの窒化物および炭窒化物の１
種以上と、Ｔｉ，Ｔａの炭化物の１種以上とを含んだＷ
Ｃ基超硬合金基体を、窒素分圧を０．１Ｔｏｒｒ以下に
制御して焼結し、焼結後０．５〜２．５℃／ｍｉｎ．の
冷却速度で冷却することにより結合金属を表面ないしＷ
Ｃ−Ｃｏ層に拡散させ、基体内部よりも２００〜６００
％結合金属を富化させて硬さを基体よりも３０〜５０％
低下させ、このようにして製造されたＷＣ基超硬合金基
体表面に上記硬質層を被覆してなる硬質層被覆ＷＣ基超
硬合金製切削工具が記載されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかし、近年、省力化
および高能率化に対する強い要求から、従来に比べて一
層苛酷な条件での重切削を強いられる傾向にあり、上記
（Ａ）記載の従来の硬質層被覆ＷＣ基超硬合金製切削工
具を用いて一層苛酷な条件での重切削を行うと、使用初
期の段階で、基体の欠損が生じ、使用寿命が極端に短く
なり、さらに、上記（Ｂ）記載の従来の硬質層被覆ＷＣ
基超硬合金製切削工具を用いて一層苛酷な条件での重切
削を行うと、耐摩耗性、特に耐すくい面摩耗性が低く、
短時間で寿命に至っている。
および高能率化に対する強い要求から、従来に比べて一
層苛酷な条件での重切削を強いられる傾向にあり、上記
（Ａ）記載の従来の硬質層被覆ＷＣ基超硬合金製切削工
具を用いて一層苛酷な条件での重切削を行うと、使用初
期の段階で、基体の欠損が生じ、使用寿命が極端に短く
なり、さらに、上記（Ｂ）記載の従来の硬質層被覆ＷＣ
基超硬合金製切削工具を用いて一層苛酷な条件での重切
削を行うと、耐摩耗性、特に耐すくい面摩耗性が低く、
短時間で寿命に至っている。
【０００４】これら従来の硬質層被覆ＷＣ基超硬合金製
切削工具の使用寿命が短い理由について解析したところ
、（１）上記（Ａ）記載の従来の硬質層被覆ＷＣ基超硬
合金製切削工具の耐欠損性不足については、結合相形成
成分濃度の最大ピーク値が基体中心部の結合相形成成分
濃度の１．２倍〜１．４倍と低い範囲内にあること、（
２）上記（Ｂ）記載の従来の硬質層被覆ＷＣ基超硬合金
製切削工具は、基体内部よりも２００〜６００％結合金
属を富化させているが依然として欠損が発生し、この欠
損が生じた切れ刃を解析したところ、破壊の起点はＷＣ
−Ｃｏ層の下方に存在する第２硬質分散相を含有する内
部組織にあり、その理由は第２硬質分散相が結合相との
ぬれ性が低く、靭性が十分でないためであること、さら
に発熱量の高い重切削では、この表面のＷＣ−Ｃｏ層が
切削中に軟化しやすく、耐摩耗性とくにすくい面摩耗性
が著しく低いこと、特に基体の最表面で結合相形成成分
濃度が最大ピーク値を示す場合は硬質層と結合相の接着
面積が広く、このため硬質層の付着強度が低下し、すく
い面摩耗がさらに加速的に成長すること、などの課題が
あることが分かったのである。
切削工具の使用寿命が短い理由について解析したところ
、（１）上記（Ａ）記載の従来の硬質層被覆ＷＣ基超硬
合金製切削工具の耐欠損性不足については、結合相形成
成分濃度の最大ピーク値が基体中心部の結合相形成成分
濃度の１．２倍〜１．４倍と低い範囲内にあること、（
２）上記（Ｂ）記載の従来の硬質層被覆ＷＣ基超硬合金
製切削工具は、基体内部よりも２００〜６００％結合金
属を富化させているが依然として欠損が発生し、この欠
損が生じた切れ刃を解析したところ、破壊の起点はＷＣ
−Ｃｏ層の下方に存在する第２硬質分散相を含有する内
部組織にあり、その理由は第２硬質分散相が結合相との
ぬれ性が低く、靭性が十分でないためであること、さら
に発熱量の高い重切削では、この表面のＷＣ−Ｃｏ層が
切削中に軟化しやすく、耐摩耗性とくにすくい面摩耗性
が著しく低いこと、特に基体の最表面で結合相形成成分
濃度が最大ピーク値を示す場合は硬質層と結合相の接着
面積が広く、このため硬質層の付着強度が低下し、すく
い面摩耗がさらに加速的に成長すること、などの課題が
あることが分かったのである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】そこで、本発明者らは、
上述のような課題を解決し、一層苛酷な条件での重切削
に用いた場合にも優れた性能を示す硬質層被覆ＷＣ基超
硬合金製切削工具を得るべく研究を行った結果、第１硬
質分散相形成成分、結合相形成成分および不可避不純物
からなる表面部分（以下、表層部という）、並びに第１
硬質分散相形成成分、第２硬質分散相形成成分、結合相
形成成分および不可避不純物からなる上記表層部の内側
に存在する部分（以下、内部という）とから構成され、
上記結合相形成成分は上記内部において最大濃度を有す
るような濃度分布をなし、かつ遊離炭素を含有するＷＣ
基超硬合金基体、このＷＣ基超硬合金基体を硬質層で被
覆してなる硬質層被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具は、耐
欠損性と耐摩耗性の本来相反する特性を同時に向上させ
、一層苛酷な条件での重切削に用いた場合でも優れた性
能を示すという知見を得たのである。
上述のような課題を解決し、一層苛酷な条件での重切削
に用いた場合にも優れた性能を示す硬質層被覆ＷＣ基超
硬合金製切削工具を得るべく研究を行った結果、第１硬
質分散相形成成分、結合相形成成分および不可避不純物
からなる表面部分（以下、表層部という）、並びに第１
硬質分散相形成成分、第２硬質分散相形成成分、結合相
形成成分および不可避不純物からなる上記表層部の内側
に存在する部分（以下、内部という）とから構成され、
上記結合相形成成分は上記内部において最大濃度を有す
るような濃度分布をなし、かつ遊離炭素を含有するＷＣ
基超硬合金基体、このＷＣ基超硬合金基体を硬質層で被
覆してなる硬質層被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具は、耐
欠損性と耐摩耗性の本来相反する特性を同時に向上させ
、一層苛酷な条件での重切削に用いた場合でも優れた性
能を示すという知見を得たのである。
【０００６】この発明は、かかる知見に基づいてなされ
たものであって、第１硬質分散相形成成分、第２硬質分
散相形成成分、結合相形成成分および不可避不純物から
なるＷＣ基超硬合金基体の表面に硬質層を被覆してなる
切削工具において、上記ＷＣ基超硬合金基体は遊離炭素
を含有するとともに上記ＷＣ基超硬合金基体は、第１硬
質分散相形成成分、結合相形成成分および不可避不純物
からなる表層部、並びに第１硬質分散相形成成分、第２
硬質分散相形成成分、結合相形成成分および不可避不純
物からなる内部から構成され、かつ上記ＷＣ基超硬合金
基体の結合相形成成分は、上記内部において最大濃度を
有するような濃度分布をなす硬質層被覆ＷＣ基超硬合金
製切削工具に特徴を有するものである。
たものであって、第１硬質分散相形成成分、第２硬質分
散相形成成分、結合相形成成分および不可避不純物から
なるＷＣ基超硬合金基体の表面に硬質層を被覆してなる
切削工具において、上記ＷＣ基超硬合金基体は遊離炭素
を含有するとともに上記ＷＣ基超硬合金基体は、第１硬
質分散相形成成分、結合相形成成分および不可避不純物
からなる表層部、並びに第１硬質分散相形成成分、第２
硬質分散相形成成分、結合相形成成分および不可避不純
物からなる内部から構成され、かつ上記ＷＣ基超硬合金
基体の結合相形成成分は、上記内部において最大濃度を
有するような濃度分布をなす硬質層被覆ＷＣ基超硬合金
製切削工具に特徴を有するものである。
【０００７】上記ＷＣ基超硬合金基体の結合相形成成分
は、上記内部において最大濃度を有するような濃度分布
をなし、基体中心部の結合相形成成分濃度の２倍〜１０
倍の範囲内にあることが好ましい。その理由は、上記最
大濃度が基体中心部の結合相形成成分濃度の２倍未満で
あると、苛酷な条件での重切削や断続切削時に靭性が十
分でなく、欠損が発生するので好ましくなく、一方、結
合相形成成分濃度が内部の中心部の結合相形成成分濃度
の１０倍を越えると、高送り条件等の重切削時に摩耗や
塑性変形が発生しやすくなるので好ましくないことによ
るものである。
は、上記内部において最大濃度を有するような濃度分布
をなし、基体中心部の結合相形成成分濃度の２倍〜１０
倍の範囲内にあることが好ましい。その理由は、上記最
大濃度が基体中心部の結合相形成成分濃度の２倍未満で
あると、苛酷な条件での重切削や断続切削時に靭性が十
分でなく、欠損が発生するので好ましくなく、一方、結
合相形成成分濃度が内部の中心部の結合相形成成分濃度
の１０倍を越えると、高送り条件等の重切削時に摩耗や
塑性変形が発生しやすくなるので好ましくないことによ
るものである。
【０００８】上記ＷＣ基超硬合金基体の硬さの最小値は
、上記内部に存在することが好ましい。
、上記内部に存在することが好ましい。
【０００９】さらに、この発明の硬質層被覆ＷＣ基超硬
合金製切削工具の上記ＷＣ基超硬合金基体は、遊離炭素
を含み、この遊離炭素はクラックの伝播抵抗を高めかつ
靭性を安定化させるため、重切削で使用するこの発明の
硬質層被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具のＷＣ基超硬合金
基体には必要である。しかし、超硬合金基体表層部での
遊離炭素の析出は、被覆硬質層の付着強度を低下させる
ことから、上記ＷＣ基超硬合金基体の表層部には遊離炭
素が析出していない方が一層好ましい。
合金製切削工具の上記ＷＣ基超硬合金基体は、遊離炭素
を含み、この遊離炭素はクラックの伝播抵抗を高めかつ
靭性を安定化させるため、重切削で使用するこの発明の
硬質層被覆ＷＣ基超硬合金製切削工具のＷＣ基超硬合金
基体には必要である。しかし、超硬合金基体表層部での
遊離炭素の析出は、被覆硬質層の付着強度を低下させる
ことから、上記ＷＣ基超硬合金基体の表層部には遊離炭
素が析出していない方が一層好ましい。
【００１０】結合相形成成分が上記濃度分布をなすＷＣ
基超硬合金基体を製造するための一つの方法として、次
のような製造方法がある。
基超硬合金基体を製造するための一つの方法として、次
のような製造方法がある。
【００１１】先ず、原料粉末として、第１硬質分散相形
成成分粉末、所定の組成の第２硬質分散相形成成分粉末
および結合相形成成分粉末を用意し、これら粉末を所定
量配合し、混合して混合粉末とし、この混合粉末をプレ
ス成形して圧粉体とし、この圧粉体を焼結するために、
真空雰囲気中、温度：１３８０〜１５００℃に所定時間
保持し、引続いてこの温度に保持しながら雰囲気を真空
雰囲気から浸炭雰囲気に切換え、この浸炭雰囲気中に所
定時間保持して焼結を終了したのち、冷却速度：０．３
〜３．０℃／分で徐冷する。
成成分粉末、所定の組成の第２硬質分散相形成成分粉末
および結合相形成成分粉末を用意し、これら粉末を所定
量配合し、混合して混合粉末とし、この混合粉末をプレ
ス成形して圧粉体とし、この圧粉体を焼結するために、
真空雰囲気中、温度：１３８０〜１５００℃に所定時間
保持し、引続いてこの温度に保持しながら雰囲気を真空
雰囲気から浸炭雰囲気に切換え、この浸炭雰囲気中に所
定時間保持して焼結を終了したのち、冷却速度：０．３
〜３．０℃／分で徐冷する。
【００１２】このような条件で圧粉体を焼結したのち徐
冷すると、第１硬質分散相形成成分、結合相形成成分お
よび不可避不純物からなる表層部、並びに第１硬質分散
相形成成分、第２硬質分散相形成成分、結合相形成成分
および不可避不純物からなる内部から構成される、遊離
炭素の析出したＷＣ基超硬合金基体が作製される。
冷すると、第１硬質分散相形成成分、結合相形成成分お
よび不可避不純物からなる表層部、並びに第１硬質分散
相形成成分、第２硬質分散相形成成分、結合相形成成分
および不可避不純物からなる内部から構成される、遊離
炭素の析出したＷＣ基超硬合金基体が作製される。
【００１３】上記ＷＣ基超硬合金基体の製造方法におい
て、圧粉体を１３８０〜１５００℃で所定時間保持する
ことにより第２硬質相形成成分を含有しない表面部が得
られ、その後浸炭性雰囲気に切り換えることによりこの
発明のＷＣ基超硬合金基体に必要な遊離炭素を析出させ
、次の冷却速度：０．３〜３．０℃／分で徐冷すること
により基体内部に結合相形成成分量が最大となるピーク
が形成されるものと考えられる。
て、圧粉体を１３８０〜１５００℃で所定時間保持する
ことにより第２硬質相形成成分を含有しない表面部が得
られ、その後浸炭性雰囲気に切り換えることによりこの
発明のＷＣ基超硬合金基体に必要な遊離炭素を析出させ
、次の冷却速度：０．３〜３．０℃／分で徐冷すること
により基体内部に結合相形成成分量が最大となるピーク
が形成されるものと考えられる。
【００１４】このようにして作製されたＷＣ基超硬合金
基体表層部の表面に、通常の化学蒸着法により硬質層を
形成すると、従来よりも一層苛酷な重切削に対しても優
れた性能を示すこの発明の硬質層被覆ＷＣ基超硬合金製
切削工具を製造することができるのである。
基体表層部の表面に、通常の化学蒸着法により硬質層を
形成すると、従来よりも一層苛酷な重切削に対しても優
れた性能を示すこの発明の硬質層被覆ＷＣ基超硬合金製
切削工具を製造することができるのである。
【００１５】
【実施例】つぎに、この発明の硬質層被覆ＷＣ基超硬合
金製切削工具であるチップおよびその製造法を実施例に
基づいて具体的に説明する。
金製切削工具であるチップおよびその製造法を実施例に
基づいて具体的に説明する。
【００１６】原料粉末として、いずれも平均粒径：１μ
ｍの（Ｔｉ０．３２Ｔａ０．３３Ｗ０．３５）Ｃ粉末、
（Ｔｉ０．７１Ｗ０．２９）（Ｃ０．６９Ｎ０．３１）
粉末、（Ｔａ０．８３Ｎｂ０．１７）Ｃ粉末、ＴｉＣ粉
末、ＴｉＮ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末を用意し、さ
らに、 平均粒径：３．５μｍのＷＣ粉末、 平均粒径：１．２μｍのＣｏ粉末、 を用意し、これら原料粉末をそれぞれ表１に示される組
成となるように配合し、ボールミルにて７２時間湿式混
合し、乾燥したのち、１０ｋｇ／ｍｍ２ の圧力にてＩ
ＳＯ規格ＳＮＭＧ１２０４０８に則した形状を有する圧
粉体Ａ〜Ｄにプレス成形した。ついで、これら圧粉体Ａ
〜Ｄを表２に示される条件で焼結し、ＷＣ基超硬合金基
体■〜■を作製した。上記ＷＣ基超硬合金基体■〜■は
、表２に示されるように、焼結温度に保持しながら真空
雰囲気から途中で浸炭雰囲気に切換える条件で製造して
いるに対し、ＷＣ基超硬合金基体■，■は、真空雰囲気
のみで焼結している。
ｍの（Ｔｉ０．３２Ｔａ０．３３Ｗ０．３５）Ｃ粉末、
（Ｔｉ０．７１Ｗ０．２９）（Ｃ０．６９Ｎ０．３１）
粉末、（Ｔａ０．８３Ｎｂ０．１７）Ｃ粉末、ＴｉＣ粉
末、ＴｉＮ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末を用意し、さ
らに、 平均粒径：３．５μｍのＷＣ粉末、 平均粒径：１．２μｍのＣｏ粉末、 を用意し、これら原料粉末をそれぞれ表１に示される組
成となるように配合し、ボールミルにて７２時間湿式混
合し、乾燥したのち、１０ｋｇ／ｍｍ２ の圧力にてＩ
ＳＯ規格ＳＮＭＧ１２０４０８に則した形状を有する圧
粉体Ａ〜Ｄにプレス成形した。ついで、これら圧粉体Ａ
〜Ｄを表２に示される条件で焼結し、ＷＣ基超硬合金基
体■〜■を作製した。上記ＷＣ基超硬合金基体■〜■は
、表２に示されるように、焼結温度に保持しながら真空
雰囲気から途中で浸炭雰囲気に切換える条件で製造して
いるに対し、ＷＣ基超硬合金基体■，■は、真空雰囲気
のみで焼結している。
【００１７】このようにして得られたＷＣ基超硬合金基
体■〜■について、主としてＷＣおよびＣｏからなる表
層部の厚さ、基体のＣｏ濃度の最大濃度：Ｍ、基体中心
部のＣｏ濃度：Ｎ、Ｍ／Ｎの値、および基体表面から遊
離炭素析出領域までの距離を測定し、これらの測定値を
表３に示した。
体■〜■について、主としてＷＣおよびＣｏからなる表
層部の厚さ、基体のＣｏ濃度の最大濃度：Ｍ、基体中心
部のＣｏ濃度：Ｎ、Ｍ／Ｎの値、および基体表面から遊
離炭素析出領域までの距離を測定し、これらの測定値を
表３に示した。
【００１８】
【表１】
【００１９】
【表２】
【００２０】
【表３】
【００２１】さらに、本発明硬質層被覆ＷＣ基超硬合金
製チップ作製に用いるＷＣ基超硬合金基体と比較硬質層
被覆ＷＣ基超硬合金製チップ作製に用いるＷＣ基超硬合
金基体との相違を明確にするために、ＷＣ基超硬合金基
体■，■，■，■および■の基体表面に平行な研磨面で
Ｘ線回折により測定したＣｏ量および第２硬質分散相形
成成分である〔Ｔｉ，Ｔａ（Ｎｂ）〕（ＣＮ）量、並び
に１０°研磨斜面により測定したマイクロビッカース硬
さを図１〜図５に示した。
製チップ作製に用いるＷＣ基超硬合金基体と比較硬質層
被覆ＷＣ基超硬合金製チップ作製に用いるＷＣ基超硬合
金基体との相違を明確にするために、ＷＣ基超硬合金基
体■，■，■，■および■の基体表面に平行な研磨面で
Ｘ線回折により測定したＣｏ量および第２硬質分散相形
成成分である〔Ｔｉ，Ｔａ（Ｎｂ）〕（ＣＮ）量、並び
に１０°研磨斜面により測定したマイクロビッカース硬
さを図１〜図５に示した。
【００２２】図１〜図５に示された結果から、第２硬質
分散相形成成分である〔Ｔｉ，Ｔａ（Ｎｂ）〕（ＣＮ）
は基本表層部には存在せず、また本発明硬質層被覆ＷＣ
基超硬合金製チップ１，３および５作製に用いるＷＣ基
超硬合金基体■，■および■は、いずれもＣｏ量のピー
クが内部に存在しているに対し、比較硬質層被覆ＷＣ基
超硬合金製チップ３および４作製に用いるＷＣ基超硬合
金基体■および■は、いずれもＣｏ量のピークが表層部
に存在していることがわかる。
分散相形成成分である〔Ｔｉ，Ｔａ（Ｎｂ）〕（ＣＮ）
は基本表層部には存在せず、また本発明硬質層被覆ＷＣ
基超硬合金製チップ１，３および５作製に用いるＷＣ基
超硬合金基体■，■および■は、いずれもＣｏ量のピー
クが内部に存在しているに対し、比較硬質層被覆ＷＣ基
超硬合金製チップ３および４作製に用いるＷＣ基超硬合
金基体■および■は、いずれもＣｏ量のピークが表層部
に存在していることがわかる。
【００２３】上記ＷＣ基超硬合金基体■〜■の表面を洗
浄したのち、０．０６ｍｍの丸ホーニングを施した状態
で、通常の化学蒸着法を用いて表４に示される組成およ
び平均層厚を有する硬質層を形成し、本発明硬質層被覆
ＷＣ基超硬合金製チップ１〜５および比較硬質層被覆Ｗ
Ｃ基超硬合金製チップ１〜４を作製した。
浄したのち、０．０６ｍｍの丸ホーニングを施した状態
で、通常の化学蒸着法を用いて表４に示される組成およ
び平均層厚を有する硬質層を形成し、本発明硬質層被覆
ＷＣ基超硬合金製チップ１〜５および比較硬質層被覆Ｗ
Ｃ基超硬合金製チップ１〜４を作製した。
【００２４】これら各種の硬質層被覆ＷＣ基超硬合金製
チップについて、下記の切削試験を行った。
チップについて、下記の切削試験を行った。
【００２５】切削試験１
被削材として、ＳＮＣＭ４３９（ブリネル硬さ：２９０
）の角材を用意し、この角材を、 切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ 、 送り：０．５ｍｍ／ｒｅｖ．、 切込み：４ｍｍ、 の条件で断続切削し、チップに欠損が生じるまでの衝撃
回数を測定し、その結果を表５に示した。
）の角材を用意し、この角材を、 切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ 、 送り：０．５ｍｍ／ｒｅｖ．、 切込み：４ｍｍ、 の条件で断続切削し、チップに欠損が生じるまでの衝撃
回数を測定し、その結果を表５に示した。
【００２６】切削試験２
被削材として、ＳＣＭ４４０（ブリネル硬さ：２５０）
の丸材を用意し、この丸材を、 切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ 、 送り：０．５ｍｍ／ｒｅｖ．、 切込み：３ｍｍ、 切削時間：１５ｍｉｎ．、 の条件で高速、高送りの連続切削し、チップのすくい面
摩耗深さおよび逃げ面摩耗量を測定し、その結果を表５
に示した。
の丸材を用意し、この丸材を、 切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ 、 送り：０．５ｍｍ／ｒｅｖ．、 切込み：３ｍｍ、 切削時間：１５ｍｉｎ．、 の条件で高速、高送りの連続切削し、チップのすくい面
摩耗深さおよび逃げ面摩耗量を測定し、その結果を表５
に示した。
【００２７】切削試験３
被削材として、Ｓ５５Ｃ（ブリネル硬さ：３２０）の丸
材を用意し、この丸材を 切削速度：１８０ｍ／ｍｉｎ 、 送り：１．０ｍｍ／ｒｅｖ．、 切込み：３ｍｍ、 切削時間：２ｍｉｎ．、 の条件で超高送り連続切削し、チップの塑性変形量を測
定し、その結果を表５に示した。
材を用意し、この丸材を 切削速度：１８０ｍ／ｍｉｎ 、 送り：１．０ｍｍ／ｒｅｖ．、 切込み：３ｍｍ、 切削時間：２ｍｉｎ．、 の条件で超高送り連続切削し、チップの塑性変形量を測
定し、その結果を表５に示した。
【００２８】
【表４】
【００２９】
【表５】
【００３０】
【発明の効果】表４および表５に示される結果から、こ
の発明の条件をみたすＷＣ基超硬合金基体■〜■に硬質
層を被覆した本発明硬質層被覆ＷＣ基超硬合金製チップ
１〜５は、この発明の条件をみたしていないＷＣ基超硬
合金基体■〜■に硬質層を被覆した比較硬質層被覆ＷＣ
基超硬合金製チップ１〜４に比べて、断続切削における
チップに欠損が生じるまでの衝撃回数が多いことから耐
欠損性に極めて優れ、また耐摩耗性および耐塑性変形性
についてもほぼ同等または一層優れていることが明らか
である。
の発明の条件をみたすＷＣ基超硬合金基体■〜■に硬質
層を被覆した本発明硬質層被覆ＷＣ基超硬合金製チップ
１〜５は、この発明の条件をみたしていないＷＣ基超硬
合金基体■〜■に硬質層を被覆した比較硬質層被覆ＷＣ
基超硬合金製チップ１〜４に比べて、断続切削における
チップに欠損が生じるまでの衝撃回数が多いことから耐
欠損性に極めて優れ、また耐摩耗性および耐塑性変形性
についてもほぼ同等または一層優れていることが明らか
である。
【００３１】上述のように、この発明の硬質層被覆ＷＣ
基超硬合金製切削工具は、特に重切削に用いた場合に極
めて優れた耐欠損性、優れた耐摩耗性および耐塑性変形
性を有するので、実用に際しては、優れた性能を長期に
わたって発揮することにより工業上優れた効果をもたら
すものである。
基超硬合金製切削工具は、特に重切削に用いた場合に極
めて優れた耐欠損性、優れた耐摩耗性および耐塑性変形
性を有するので、実用に際しては、優れた性能を長期に
わたって発揮することにより工業上優れた効果をもたら
すものである。
【図１】本発明硬質層被覆ＷＣ基超硬合金製チップ１の
作製に用いたＷＣ基超硬合金基体■のＣｏ量および〔Ｔ
ｉ，Ｔａ（Ｎｂ）〕（ＣＮ）量の濃度分布曲線、並びに
マイクロビッカース硬さの分布曲線。
作製に用いたＷＣ基超硬合金基体■のＣｏ量および〔Ｔ
ｉ，Ｔａ（Ｎｂ）〕（ＣＮ）量の濃度分布曲線、並びに
マイクロビッカース硬さの分布曲線。
【図２】本発明硬質層被覆ＷＣ基超硬合金製チップ３の
作製に用いたＷＣ基超硬合金基体■のＣｏ量および〔Ｔ
ｉ，Ｔａ（Ｎｂ）〕（ＣＮ）量の濃度分布曲線、並びに
マイクロビッカース硬さの分布曲線。
作製に用いたＷＣ基超硬合金基体■のＣｏ量および〔Ｔ
ｉ，Ｔａ（Ｎｂ）〕（ＣＮ）量の濃度分布曲線、並びに
マイクロビッカース硬さの分布曲線。
【図３】本発明硬質層被覆ＷＣ基超硬合金製チップ５の
作製に用いたＷＣ基超硬合金基体■のＣｏ量および〔Ｔ
ｉ，Ｔａ（Ｎｂ）〕（ＣＮ）量の濃度分布曲線、並びに
マイクロビッカース硬さの分布曲線。
作製に用いたＷＣ基超硬合金基体■のＣｏ量および〔Ｔ
ｉ，Ｔａ（Ｎｂ）〕（ＣＮ）量の濃度分布曲線、並びに
マイクロビッカース硬さの分布曲線。
【図４】比較硬質層被覆ＷＣ基超硬合金製チップ３の作
製に用いたＷＣ基超硬合金基体■のＣｏ量および〔Ｔｉ
，Ｔａ（Ｎｂ）〕（ＣＮ）量の濃度分布曲線、並びにマ
イクロビッカース硬さの分布曲線。
製に用いたＷＣ基超硬合金基体■のＣｏ量および〔Ｔｉ
，Ｔａ（Ｎｂ）〕（ＣＮ）量の濃度分布曲線、並びにマ
イクロビッカース硬さの分布曲線。
【図５】比較硬質層被覆ＷＣ基超硬合金製チップ４の作
製に用いたＷＣ基超硬合金基体■のＣｏ量および〔Ｔｉ
，Ｔａ（Ｎｂ）〕（ＣＮ）量の濃度分布曲線、並びにマ
イクロビッカース硬さの分布曲線。
製に用いたＷＣ基超硬合金基体■のＣｏ量および〔Ｔｉ
，Ｔａ（Ｎｂ）〕（ＣＮ）量の濃度分布曲線、並びにマ
イクロビッカース硬さの分布曲線。
Claims (5)
- 【請求項１】 炭化タングステンからなる第１硬質分
散相形成成分、周期律表の４ａ，５ａ，および６ａ族金
属の１種または２種以上の炭化物および／または炭窒化
物からなる第２硬質分散相形成成分、並びに鉄族金属の
うち１種または２種以上を主成分とする結合相形成成分
および不可避不純物からなる炭化タングステン基超硬合
金基体の表面に、周期律表の４ａ，５ａ，および６ａ族
金属，Ａｌ，Ｓｉ，の群から選んだ１種または２種以上
の金属元素と、炭素、窒素、ホウ素および酸素からなる
群より選んだ１種または２種以上の非金属元素の化合物
の１種の単層または２種以上の複数層で構成された硬質
層（以下、硬質層という）を被覆してなる切削工具にお
いて、上記炭化タングステン基超硬合金基体は、上記第
１硬質分散相形成成分、上記結合相形成成分および不可
避不純物からなる表面部分（以下、表層部という）と、
上記第１硬質分散相形成成分、上記第２硬質分散相形成
成分、上記結合相形成成分および不可避不純物からなり
、上記表層部の内側に存在する部分（以下、内部という
）と、から構成され、さらに、上記炭化タングステン基
超硬合金基体の結合相形成成分は、上記内部において最
大濃度を有するような濃度分布をなすことを特徴とする
硬質層被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具。 - 【請求項２】 上記炭化タングステン基超硬合金基体
は遊離炭素を含有することを特徴とする請求項１記載の
硬質層被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具。 - 【請求項３】 上記炭化タングステン基超硬合金基体
の表層部は遊離炭素を含有せず、内部にのみ含有するこ
とを特徴とする請求項１または２記載の硬質層被覆炭化
タングステン基超硬合金製切削工具。 - 【請求項４】 上記内部の結合相形成成分の最大濃度
は、上記炭化タングステン基超硬合金基体の中心部の結
合相形成成分濃度の２〜１０倍であることを特徴とする
請求項１，２または３記載の硬質層被覆炭化タングステ
ン基超硬合金製切削工具。 - 【請求項５】 上記炭化タングステン基超硬合金基体
の硬さの最小値は、上記内部に存在することを特徴とす
る請求項１，２，３または４記載の硬質層被覆炭化タン
グステン基超硬合金製切削工具。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8464891A JPH04294907A (ja) | 1991-03-25 | 1991-03-25 | 硬質層被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8464891A JPH04294907A (ja) | 1991-03-25 | 1991-03-25 | 硬質層被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04294907A true JPH04294907A (ja) | 1992-10-19 |
Family
ID=13836525
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8464891A Pending JPH04294907A (ja) | 1991-03-25 | 1991-03-25 | 硬質層被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH04294907A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2000218408A (ja) * | 1999-01-29 | 2000-08-08 | Kyocera Corp | 被覆超硬合金切削工具 |
| JP2002146466A (ja) * | 2000-10-31 | 2002-05-22 | Kyocera Corp | 超硬合金部材およびその製造方法 |
| WO2013002270A1 (ja) * | 2011-06-27 | 2013-01-03 | 京セラ株式会社 | 硬質合金および切削工具 |
| JP2013188857A (ja) * | 2012-03-15 | 2013-09-26 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 刃先交換型切削チップ |
| KR20170141210A (ko) * | 2015-04-30 | 2017-12-22 | 산드빅 인터렉츄얼 프로퍼티 에이비 | 절삭 공구 |
| WO2024181016A1 (ja) * | 2023-03-02 | 2024-09-06 | 京セラ株式会社 | 超硬合金、被覆工具及び切削工具 |
-
1991
- 1991-03-25 JP JP8464891A patent/JPH04294907A/ja active Pending
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2000218408A (ja) * | 1999-01-29 | 2000-08-08 | Kyocera Corp | 被覆超硬合金切削工具 |
| JP2002146466A (ja) * | 2000-10-31 | 2002-05-22 | Kyocera Corp | 超硬合金部材およびその製造方法 |
| WO2013002270A1 (ja) * | 2011-06-27 | 2013-01-03 | 京セラ株式会社 | 硬質合金および切削工具 |
| JPWO2013002270A1 (ja) * | 2011-06-27 | 2015-02-23 | 京セラ株式会社 | 硬質合金および切削工具 |
| JP2013188857A (ja) * | 2012-03-15 | 2013-09-26 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 刃先交換型切削チップ |
| KR20170141210A (ko) * | 2015-04-30 | 2017-12-22 | 산드빅 인터렉츄얼 프로퍼티 에이비 | 절삭 공구 |
| US10995399B2 (en) | 2015-04-30 | 2021-05-04 | Sandvik Intellectual Property Ab | Cutting tool |
| WO2024181016A1 (ja) * | 2023-03-02 | 2024-09-06 | 京セラ株式会社 | 超硬合金、被覆工具及び切削工具 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20000509 |