JPH08281503A - 切削インサートとその製造方法 - Google Patents
切削インサートとその製造方法Info
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- JPH08281503A JPH08281503A JP8114425A JP11442596A JPH08281503A JP H08281503 A JPH08281503 A JP H08281503A JP 8114425 A JP8114425 A JP 8114425A JP 11442596 A JP11442596 A JP 11442596A JP H08281503 A JPH08281503 A JP H08281503A
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C29/00—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides
- C22C29/02—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 ステンレス鋼等の粘着性のある工作物材料の
工作に特に有利な切削インサートの提供。 【解決手段】 このインサートはＷＣと立方晶炭窒化物
相とＣo 及び／或いはＮi に基づくバインダ相を含むセ
メンテッドカーバイド基体と被覆物から成り、立方晶相
が実質的に含有されない富バインダ相表面領域を有して
いる。当該表面領域はエッジの全域を占めている結果と
して、切刃を丸め加工して成るインサートはエッジタフ
ネスと可塑変形抵抗の両特性が向上している。
工作に特に有利な切削インサートの提供。 【解決手段】 このインサートはＷＣと立方晶炭窒化物
相とＣo 及び／或いはＮi に基づくバインダ相を含むセ
メンテッドカーバイド基体と被覆物から成り、立方晶相
が実質的に含有されない富バインダ相表面領域を有して
いる。当該表面領域はエッジの全域を占めている結果と
して、切刃を丸め加工して成るインサートはエッジタフ
ネスと可塑変形抵抗の両特性が向上している。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は被覆セメンテッドカ
ーバイドインサートとして、エッジの全域に亘って延在
するバインダ相に富んだ表面領域で以って達成される、
ステンレス鋼等の粘着性のある工作物材料においてユニ
ークなエッジ保全性を備えた斯ゝるインサートに関す
る。
ーバイドインサートとして、エッジの全域に亘って延在
するバインダ相に富んだ表面領域で以って達成される、
ステンレス鋼等の粘着性のある工作物材料においてユニ
ークなエッジ保全性を備えた斯ゝるインサートに関す
る。
【０００２】
【従来の技術】富バインダ相表面領域を有する被覆セメ
ンテッドカーバイド（超硬質焼結炭化物合金）のインサ
ートは今日では鋼材やステンレス鋼材の工作に大いに使
用されている。富バインダ相表面領域のお陰で切削用材
質のための用途が拡張されている。
ンテッドカーバイド（超硬質焼結炭化物合金）のインサ
ートは今日では鋼材やステンレス鋼材の工作に大いに使
用されている。富バインダ相表面領域のお陰で切削用材
質のための用途が拡張されている。
【０００３】ＷＣ、立方晶相（ガンマ相）及びバインダ
相を含有し、バインダ相に富んだ表面領域を有している
セメンテッドカーバイドを製造する方法は数多くの特
許、公開特許出願等の特許文献を通じて知られている。
例えば、米国特許第４，２７７，２８３号と第４，５４
８，７８６号によれば、窒素が気相に添加される。両特
許のいづれの場合にも、立方晶相が本質的に存在しない
富バインダ相表面領域が得られる。米国特許第４，８３
０，９３０号は焼結後の脱炭処理により得られるバイン
ダ相富化現象を記述しており、この場合の焼結後の脱炭
ではバインダ相富化部分は立方晶も含有したものにな
る。
相を含有し、バインダ相に富んだ表面領域を有している
セメンテッドカーバイドを製造する方法は数多くの特
許、公開特許出願等の特許文献を通じて知られている。
例えば、米国特許第４，２７７，２８３号と第４，５４
８，７８６号によれば、窒素が気相に添加される。両特
許のいづれの場合にも、立方晶相が本質的に存在しない
富バインダ相表面領域が得られる。米国特許第４，８３
０，９３０号は焼結後の脱炭処理により得られるバイン
ダ相富化現象を記述しており、この場合の焼結後の脱炭
ではバインダ相富化部分は立方晶も含有したものにな
る。
【０００４】富バインダ相領域の厚さが切削インサート
の切刃等の鋭いコーナに向けて低減すること、並びに脆
性貧バインダ相、富立方晶領域がエッジ面域に出現し
て、特にエッジタフネスが大いに要望されている工作物
材料に対して富バインダ相セメンテッドカーバイドの使
用が多くの場合に制約を受けることは当業界で良く知ら
れている。
の切刃等の鋭いコーナに向けて低減すること、並びに脆
性貧バインダ相、富立方晶領域がエッジ面域に出現し
て、特にエッジタフネスが大いに要望されている工作物
材料に対して富バインダ相セメンテッドカーバイドの使
用が多くの場合に制約を受けることは当業界で良く知ら
れている。
【０００５】しかし、切削インサートの切刃は有用であ
るためには５０−１００μｍ或いはそれより小さいオー
ダの特定曲率半径に丸められたエッジでなければならな
い。このエッジ丸め処理は一般に焼結の後に実行され
る。この処理において、富バインダ相の薄い最外領域が
完全に除去されて、硬くて脆い面域が露出される。その
結果、硬いが脆いエッジが得られ、これがエッジの脆さ
に伴う問題、特に高度のエッジタフネスを必要とする用
途で危険度を高める。
るためには５０−１００μｍ或いはそれより小さいオー
ダの特定曲率半径に丸められたエッジでなければならな
い。このエッジ丸め処理は一般に焼結の後に実行され
る。この処理において、富バインダ相の薄い最外領域が
完全に除去されて、硬くて脆い面域が露出される。その
結果、硬いが脆いエッジが得られ、これがエッジの脆さ
に伴う問題、特に高度のエッジタフネスを必要とする用
途で危険度を高める。
【０００６】バインダ相に富んだ焼結セメンテッドカー
バイドのこの欠陥を軽減する方法は米国特許第５，４８
４，４６８号に記述されている。しかし、この方法はオ
ーステナイト系ステンレス鋼等の非常に難工作性材料の
ためには不充分であり、切削インサート（植刃）の変形
抵抗を低減させるという望ましくない結果をもたらす。
セメンテッドカーバイドの切削インサートのエッジ部分
に富バインダ相領域を維持する方法はＥＰ−Ａ−０５６
９６９６に開示されている。この方法を適用すると、こ
の維持効果はＺr 及び／或いはＨf がセメンテッドカー
バイドに存在するならば、得られる。
バイドのこの欠陥を軽減する方法は米国特許第５，４８
４，４６８号に記述されている。しかし、この方法はオ
ーステナイト系ステンレス鋼等の非常に難工作性材料の
ためには不充分であり、切削インサート（植刃）の変形
抵抗を低減させるという望ましくない結果をもたらす。
セメンテッドカーバイドの切削インサートのエッジ部分
に富バインダ相領域を維持する方法はＥＰ−Ａ−０５６
９６９６に開示されている。この方法を適用すると、こ
の維持効果はＺr 及び／或いはＨf がセメンテッドカー
バイドに存在するならば、得られる。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は高度の
エッジタフネスと高度の変形抵抗を併備しているセメン
テッドカーバイドのインサートをその製造方法と併せて
実現することにある。
エッジタフネスと高度の変形抵抗を併備しているセメン
テッドカーバイドのインサートをその製造方法と併せて
実現することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明によれば、セメン
テッドカーバイドの基体と被覆物を含んで成るセメンテ
ッドカーバイドインサートであって、当該基体はＷＣと
立方晶炭窒化物相及び両成分を内部に含むＣo 及び／或
いはＮi に基づくバインダ相を含有していて、立方晶相
が本質的に存在しないバインダ相に富んだ、即ち「富バ
インダ相」の表面領域を有しており、当該富バインダ相
領域がエッジの全域に及んでいる、斯ゝる構成のセメン
テッドカーバイドインサートが提供される。本発明のこ
のインサートは、結果として改良されたエッジタフネス
と可塑変形に対する改良された抵抗を有し、ステンレス
鋼等の粘着性のある工作物材料の工作にとって特に有用
なものとなる（立方晶相は本質的に炭窒化物相であると
はいえ、基体材質をこゝでは「セメンテッドカーバイ
ド」と称することにしている。）
テッドカーバイドの基体と被覆物を含んで成るセメンテ
ッドカーバイドインサートであって、当該基体はＷＣと
立方晶炭窒化物相及び両成分を内部に含むＣo 及び／或
いはＮi に基づくバインダ相を含有していて、立方晶相
が本質的に存在しないバインダ相に富んだ、即ち「富バ
インダ相」の表面領域を有しており、当該富バインダ相
領域がエッジの全域に及んでいる、斯ゝる構成のセメン
テッドカーバイドインサートが提供される。本発明のこ
のインサートは、結果として改良されたエッジタフネス
と可塑変形に対する改良された抵抗を有し、ステンレス
鋼等の粘着性のある工作物材料の工作にとって特に有用
なものとなる（立方晶相は本質的に炭窒化物相であると
はいえ、基体材質をこゝでは「セメンテッドカーバイ
ド」と称することにしている。）
【０００９】本発明者は、立方晶相におけるチタンと窒
素の含有量並びに全体の炭素含有量に関して特定の条件
が満されるならば、驚くべき事実として、Ｈf とＺr が
存在しないセメンテッドカーバイドにおける富バインダ
相表面領域の厚みがエッジ全体に亘って維持されること
を発見した。オーステナイトステンレス鋼等の粘着性の
ある工作物材料に対する切削において、エッジタフネス
にとって好ましい影響が得られる。
素の含有量並びに全体の炭素含有量に関して特定の条件
が満されるならば、驚くべき事実として、Ｈf とＺr が
存在しないセメンテッドカーバイドにおける富バインダ
相表面領域の厚みがエッジ全体に亘って維持されること
を発見した。オーステナイトステンレス鋼等の粘着性の
ある工作物材料に対する切削において、エッジタフネス
にとって好ましい影響が得られる。
【００１０】本発明は富バインダ相表面領域を備えたセ
メンテッドカーバイド基体と被覆物を含んで成る切削イ
ンサートに関する。但し、当該基体はＣo 及び／或いは
Ｎiのバインダ相と、ＷＣと、Ｗ及びＴi ，Ｔa ，
Ｎb ，Ｍo ，Ｖ或いはＣr の金属の少なくとも１種の立
方晶炭窒化物とから成り、且つ立方晶が本質的に存在し
ない富バインダ相表面領域を有している。
メンテッドカーバイド基体と被覆物を含んで成る切削イ
ンサートに関する。但し、当該基体はＣo 及び／或いは
Ｎiのバインダ相と、ＷＣと、Ｗ及びＴi ，Ｔa ，
Ｎb ，Ｍo ，Ｖ或いはＣr の金属の少なくとも１種の立
方晶炭窒化物とから成り、且つ立方晶が本質的に存在し
ない富バインダ相表面領域を有している。
【００１１】好ましくは、セメンテッドカーバイドは：
６−１４原子％、好ましくは８−１１原子％のバインダ
相；８−２０原子％、好ましくは１１−１７原子％のＴ
i 及び少なくともＴa とＮb のいづれか１種；及び残部
ＷＣを含有する。ＷＣの最適平均グレンサイズ（粒径）
は１．５μｍと４μｍの間、好ましくは２μｍと３μｍ
の間の値である。立方晶炭窒化物相はＴi ／（Ｔa ＋Ｎ
b ）原子比が＞２、好ましくは＞３であって、その式：
（Ｔi ，Ｎb ，Ｔa ）（ＮX ，Ｃ1-X ）におけるＸで表
されている窒素含有量が＞０．２、好ましくは０．３と
０．４の間の値である。エッジ近くの富バインダ相領域
の厚さは、立方晶相におけるチタンと窒素の含有量が増
大し且つ全体の炭素含有量が増大した状態で、大きくな
る。実際に使用され得る最大窒素含有量は窒素含有量の
増大と共にＡタイプとＢタイプの多孔度が増大すること
によって主として制限される。しかし、最大窒素含有量
は焼結が不活性の高圧雰囲気において実施されたならば
上述の限界を越えて増大し得る。実際に使用され得る最
大炭素含有量は富バインダ相表面領域における炭素析出
の傾向が増大すること、被覆物接着力が減小すること及
び変形抵抗が低減することによって主として制限され
る。炭素含有量はＣ０８より小さいＣ−多孔度、好まし
くは炭素飽和に間近かのＣ００のＣ−多孔度に相当す
る。
６−１４原子％、好ましくは８−１１原子％のバインダ
相；８−２０原子％、好ましくは１１−１７原子％のＴ
i 及び少なくともＴa とＮb のいづれか１種；及び残部
ＷＣを含有する。ＷＣの最適平均グレンサイズ（粒径）
は１．５μｍと４μｍの間、好ましくは２μｍと３μｍ
の間の値である。立方晶炭窒化物相はＴi ／（Ｔa ＋Ｎ
b ）原子比が＞２、好ましくは＞３であって、その式：
（Ｔi ，Ｎb ，Ｔa ）（ＮX ，Ｃ1-X ）におけるＸで表
されている窒素含有量が＞０．２、好ましくは０．３と
０．４の間の値である。エッジ近くの富バインダ相領域
の厚さは、立方晶相におけるチタンと窒素の含有量が増
大し且つ全体の炭素含有量が増大した状態で、大きくな
る。実際に使用され得る最大窒素含有量は窒素含有量の
増大と共にＡタイプとＢタイプの多孔度が増大すること
によって主として制限される。しかし、最大窒素含有量
は焼結が不活性の高圧雰囲気において実施されたならば
上述の限界を越えて増大し得る。実際に使用され得る最
大炭素含有量は富バインダ相表面領域における炭素析出
の傾向が増大すること、被覆物接着力が減小すること及
び変形抵抗が低減することによって主として制限され
る。炭素含有量はＣ０８より小さいＣ−多孔度、好まし
くは炭素飽和に間近かのＣ００のＣ−多孔度に相当す
る。
【００１２】富バインダ相表面領域の厚さは以下の通り
である： −平坦面下１５−４５μｍ、好ましくは２５−３５μ
ｍ； −エッジ丸め処理前の鋭いエッジの近傍で１５−３５μ
ｍ；好ましくは２５−３５μｍ、 −エッジ丸め処理後のエッジにおいて１０−２５μｍ。
である： −平坦面下１５−４５μｍ、好ましくは２５−３５μ
ｍ； −エッジ丸め処理前の鋭いエッジの近傍で１５−３５μ
ｍ；好ましくは２５−３５μｍ、 −エッジ丸め処理後のエッジにおいて１０−２５μｍ。
【００１３】本発明に係るインサートはＴi Ｃ，Ｔi Ｃ
Ｎ及び／或いはＴi Ｎの被覆物として、３−１０μｍ、
好ましくは４−８μｍの全被覆物厚を有している斯ゝる
被覆物を有しており、この被覆物と併せて１−４μｍ、
好ましくは１．５−３μｍの厚みを有するＡｌ2 Ｏ3 被
覆物を具備することが出来る。当技術業界で知られてい
るその他の被覆物も、周期律表の１Ｖb ，Ｖb 及びＶ１
b 族の少なくとも１種の金属の炭化物、窒化物、炭窒化
物、酸化物或いはホウ化物の少なくとも１種及び／或い
は酸化アルミの既知のＣＶＤ法、ＰＶＤ法或いはＭＴ−
ＣＶＤ法により生成された単層或いは多重層として使用
され得る。
Ｎ及び／或いはＴi Ｎの被覆物として、３−１０μｍ、
好ましくは４−８μｍの全被覆物厚を有している斯ゝる
被覆物を有しており、この被覆物と併せて１−４μｍ、
好ましくは１．５−３μｍの厚みを有するＡｌ2 Ｏ3 被
覆物を具備することが出来る。当技術業界で知られてい
るその他の被覆物も、周期律表の１Ｖb ，Ｖb 及びＶ１
b 族の少なくとも１種の金属の炭化物、窒化物、炭窒化
物、酸化物或いはホウ化物の少なくとも１種及び／或い
は酸化アルミの既知のＣＶＤ法、ＰＶＤ法或いはＭＴ−
ＣＶＤ法により生成された単層或いは多重層として使用
され得る。
【００１４】本発明は更に、Ｃo 及び／或いはＮi のバ
インダ相と、ＷＣと、立方晶の炭窒化物相とを含んで成
り、実質的に立方晶の存在しない富バインダ相表面領域
を有しているセメンテッドカーバイド基体と被覆物とを
含んで成る切削インサートを製造する方法に関する。こ
の方法では、ＷＣと、６−１４原子％、好ましくは８−
１１原子％のバインダ相と、８−２０原子％、好ましく
は１１−１７原子％のＴi 及びＴa とＮb の少なくとも
１種であってＴi ／（Ｔa ＋Ｎb ）原子比が＞２、好ま
しくは＞３の関係にある斯ゝる金属を含有する粉末混合
物を用いる。Ｔa 及び／或いはＮb は炭化物生成金属と
して加えられ、他方Ｔi はＴi Ｃ，ＴiＣＮ及び／或い
はＴi Ｎの生成金属として、（Ｔi ，Ｎb ，Ｔa ）（Ｎ
X ，Ｃ1-X ）の式中のＸとして表される炭窒化物相の窒
素含有量が＞０．２、好ましくは＞３になる割合で加え
られる。この粉末混合物は加圧用剤と、炭素を加える場
合には炭素含有量が０−０．１５w.t.％、好ましくは化
学量論的含有量を越える０．０５−０．１w.t.％となる
斯ゝる炭素と併せて混合されてから、摩砕され、次いで
乾燥されて、粉末原料に調製される。次に、この粉末原
料は圧縮固化されてから焼結される。焼結のために加熱
している間に、窒素ガスは炉に、１２００℃と焼結温度
の間においての孔閉鎖の前に脱窒素化が生じるのを阻止
するために、５−１００mbar、好ましくは１０−４０mb
arの圧力で供給される。
インダ相と、ＷＣと、立方晶の炭窒化物相とを含んで成
り、実質的に立方晶の存在しない富バインダ相表面領域
を有しているセメンテッドカーバイド基体と被覆物とを
含んで成る切削インサートを製造する方法に関する。こ
の方法では、ＷＣと、６−１４原子％、好ましくは８−
１１原子％のバインダ相と、８−２０原子％、好ましく
は１１−１７原子％のＴi 及びＴa とＮb の少なくとも
１種であってＴi ／（Ｔa ＋Ｎb ）原子比が＞２、好ま
しくは＞３の関係にある斯ゝる金属を含有する粉末混合
物を用いる。Ｔa 及び／或いはＮb は炭化物生成金属と
して加えられ、他方Ｔi はＴi Ｃ，ＴiＣＮ及び／或い
はＴi Ｎの生成金属として、（Ｔi ，Ｎb ，Ｔa ）（Ｎ
X ，Ｃ1-X ）の式中のＸとして表される炭窒化物相の窒
素含有量が＞０．２、好ましくは＞３になる割合で加え
られる。この粉末混合物は加圧用剤と、炭素を加える場
合には炭素含有量が０−０．１５w.t.％、好ましくは化
学量論的含有量を越える０．０５−０．１w.t.％となる
斯ゝる炭素と併せて混合されてから、摩砕され、次いで
乾燥されて、粉末原料に調製される。次に、この粉末原
料は圧縮固化されてから焼結される。焼結のために加熱
している間に、窒素ガスは炉に、１２００℃と焼結温度
の間においての孔閉鎖の前に脱窒素化が生じるのを阻止
するために、５−１００mbar、好ましくは１０−４０mb
arの圧力で供給される。
【００１５】本焼結は１３８０−１５２０℃、好ましく
は１４１０−１４５０℃の温度で、約４０mbar圧のアル
ゴンの保護雰囲気或いは真空において１時間実施され
る。冷却は標準仕様に従って、或いはスウェーデン特許
出願第９３００３７６−２号に開示されている通りに実
施される。エッジ丸め加工を含む従来式の焼結後処理
（ポストシンタリング）の後に、上述した硬質、摩耗抵
抗性の被覆物がＣＶＤ法、ＰＶＤ法或いはＭＴ−ＣＶＤ
法によって施こされる。
は１４１０−１４５０℃の温度で、約４０mbar圧のアル
ゴンの保護雰囲気或いは真空において１時間実施され
る。冷却は標準仕様に従って、或いはスウェーデン特許
出願第９３００３７６−２号に開示されている通りに実
施される。エッジ丸め加工を含む従来式の焼結後処理
（ポストシンタリング）の後に、上述した硬質、摩耗抵
抗性の被覆物がＣＶＤ法、ＰＶＤ法或いはＭＴ−ＣＶＤ
法によって施こされる。
【００１６】
【実施例】例 １ ０．６w.t.％のＴi Ｃ；３．５w.t.％のＴi （Ｃ，
Ｎ）；１．６w.t.％のＴaＣ；１．１w.t.％のＮa Ｃ；
６．５w.t.％のＣo ；及び０．０６w.t.％の過化学量論
的炭素（Ｃ）含有量と併せて残部ＷＣを含んで成る粉末
混合物から、旋削用の切削インサートＣＮＭＧ１２０４
０８のブランクを加圧成形した。このインサートブラン
クをＨ2 ガスで脱ワックス化のために４５０℃まで、そ
れから真空で１２００℃まで、次いで４０mbar圧の保護
ガスの窒素で焼結温度１４５０℃に至るまで雰囲気と温
度を変えながら焼結した。この焼結インサートを保持し
た状態で、炉は次に排気されてから、Ａr を４０mbar圧
になるまで充填され、１時間に亘って１４５０℃に維持
され、次いで冷却された。
Ｎ）；１．６w.t.％のＴaＣ；１．１w.t.％のＮa Ｃ；
６．５w.t.％のＣo ；及び０．０６w.t.％の過化学量論
的炭素（Ｃ）含有量と併せて残部ＷＣを含んで成る粉末
混合物から、旋削用の切削インサートＣＮＭＧ１２０４
０８のブランクを加圧成形した。このインサートブラン
クをＨ2 ガスで脱ワックス化のために４５０℃まで、そ
れから真空で１２００℃まで、次いで４０mbar圧の保護
ガスの窒素で焼結温度１４５０℃に至るまで雰囲気と温
度を変えながら焼結した。この焼結インサートを保持し
た状態で、炉は次に排気されてから、Ａr を４０mbar圧
になるまで充填され、１時間に亘って１４５０℃に維持
され、次いで冷却された。
【００１７】得られたインサートの表面組織はフランク
面とレーキ面のみに限らず、エッジ部分においても３０
μｍ厚の富バインダ相領域を有していた（図１参照）。
面とレーキ面のみに限らず、エッジ部分においても３０
μｍ厚の富バインダ相領域を有していた（図１参照）。
【００１８】このインサートは、次に従来式のエッジ丸
め処理を施し、そして清浄処理を施した後、従来のＣＶ
Ｄ法によってＴi ＣとＴi ＣＮから成る約７μｍ厚の多
重被覆物で以って被覆された（図２参照）。
め処理を施し、そして清浄処理を施した後、従来のＣＶ
Ｄ法によってＴi ＣとＴi ＣＮから成る約７μｍ厚の多
重被覆物で以って被覆された（図２参照）。
【００１９】例 ２ １．６w.t.％のＴi Ｃ；１．７w.t.％のＴi （Ｃ，
Ｎ）；２．１w.t.％のＮbＣ；３．４w.t.％のＴa Ｃ；
６．５w.t.％のＣo ；及び０．０６w.t.％の過化学量論
的炭素（Ｃ）含有量と併せて残部ＷＣを含んで成る粉末
混合物から、旋削用の切削インサートＣＮＭＧ１２０４
０８のブランクを加圧成形した。このインサートブラン
クを脱ワックス化のためにＨ2 ガスで４５０℃まで、次
いで真空で１２００℃に、その後に保護ガスの４０mbar
圧の窒素（Ｎ）で焼結温度１４５０℃まで焼結した。こ
の焼結インサートを置いた状態で炉は排気され、そして
Ａr が４０mbar圧まで充填され、その状態で１時間１４
５０℃に維持され、そして冷却された。
Ｎ）；２．１w.t.％のＮbＣ；３．４w.t.％のＴa Ｃ；
６．５w.t.％のＣo ；及び０．０６w.t.％の過化学量論
的炭素（Ｃ）含有量と併せて残部ＷＣを含んで成る粉末
混合物から、旋削用の切削インサートＣＮＭＧ１２０４
０８のブランクを加圧成形した。このインサートブラン
クを脱ワックス化のためにＨ2 ガスで４５０℃まで、次
いで真空で１２００℃に、その後に保護ガスの４０mbar
圧の窒素（Ｎ）で焼結温度１４５０℃まで焼結した。こ
の焼結インサートを置いた状態で炉は排気され、そして
Ａr が４０mbar圧まで充填され、その状態で１時間１４
５０℃に維持され、そして冷却された。
【００２０】得られた切削インサートの表面組織はフラ
ンク面とレーキ面においては３０μｍ厚の富バインダ相
領域、そしてエッジ部分の近くでは著しく厚みが低減さ
れている富バインダ相領域を有していた（図３参照）。
ンク面とレーキ面においては３０μｍ厚の富バインダ相
領域、そしてエッジ部分の近くでは著しく厚みが低減さ
れている富バインダ相領域を有していた（図３参照）。
【００２１】この切削インサートは従来式エッジ丸め処
理と清浄化処理を施こした後に、従来式のＣＶＤ法によ
ってＴi ＣとＴi Ｎから成る約７μｍ厚の層で以って被
覆された（図４参照）。
理と清浄化処理を施こした後に、従来式のＣＶＤ法によ
ってＴi ＣとＴi Ｎから成る約７μｍ厚の層で以って被
覆された（図４参照）。
【００２２】例 ３（例１に対する参照例） ２．６w.t.％のＴi Ｃ；３．６w.t.％のＴa Ｃ；２．４
w.t.％のＮb Ｃ；６．５w.t.％のＣo ；及び０．２５w.
t.％の過化学量論的炭素（Ｃ）含有量と併せて残部ＷＣ
を含んで成る粉末混合物から、旋削用の切削インサート
ＣＮＭＧ１２０４０８のブランクを加圧成形した。得ら
れたインサートブランクを脱ワックス化のためにＨ2 ガ
スで４５０℃まで、更に真空で１３５０℃に、そしてそ
の後にＡr ガスで１時間、１４５０℃で焼結した。冷却
は焼結本番時のものと同じ雰囲気で１２９０℃から１２
４０℃までの温度間で６０℃／時の充分制御された低減
勾配で実行された。その後、冷却は保護雰囲気を維持し
ながら正常な炉冷却操作で引き続き行った。この冷却の
結果として得られた富バインダ相表面領域は、表面まで
延在する成層化バインダ相組織としてバインダ相が富化
していて、そして約２５w.t.％の鋭いコバルト（Ｃo ）
の最大値を有していた。
w.t.％のＮb Ｃ；６．５w.t.％のＣo ；及び０．２５w.
t.％の過化学量論的炭素（Ｃ）含有量と併せて残部ＷＣ
を含んで成る粉末混合物から、旋削用の切削インサート
ＣＮＭＧ１２０４０８のブランクを加圧成形した。得ら
れたインサートブランクを脱ワックス化のためにＨ2 ガ
スで４５０℃まで、更に真空で１３５０℃に、そしてそ
の後にＡr ガスで１時間、１４５０℃で焼結した。冷却
は焼結本番時のものと同じ雰囲気で１２９０℃から１２
４０℃までの温度間で６０℃／時の充分制御された低減
勾配で実行された。その後、冷却は保護雰囲気を維持し
ながら正常な炉冷却操作で引き続き行った。この冷却の
結果として得られた富バインダ相表面領域は、表面まで
延在する成層化バインダ相組織としてバインダ相が富化
していて、そして約２５w.t.％の鋭いコバルト（Ｃo ）
の最大値を有していた。
【００２３】例 ４ 例１，２，３からのインサートを硬度ＨＢ２８０の強靱
硬化スチールの厚壁チューブに対する連続正面切削作業
で試験した。次の切削条件（データ）が適用された。 速度：３００−４５０ｍ／分 送り：０．２５mm／rev 切込み：２mm 工作作業はインサートのクリアランス面（逃げ面）にお
けるフランク摩耗として観測され得る切刃の可塑変形を
もたらした。速度を増大させて試験を繰返すことによ
り、０．３５mmのフランク摩耗をもたらした速度を決定
することにより、下記の結果が得られた。
硬化スチールの厚壁チューブに対する連続正面切削作業
で試験した。次の切削条件（データ）が適用された。 速度：３００−４５０ｍ／分 送り：０．２５mm／rev 切込み：２mm 工作作業はインサートのクリアランス面（逃げ面）にお
けるフランク摩耗として観測され得る切刃の可塑変形を
もたらした。速度を増大させて試験を繰返すことによ
り、０．３５mmのフランク摩耗をもたらした速度を決定
することにより、下記の結果が得られた。
【００２４】例 ５ 例１，２，３からの型番ＣＮＭＧ１２０４０８のインサ
ートを用いて、オーステナイト系ステンレス鋼に対し、
縦工作作業と正面工作作業の組合せによる工作試験を行
った。下記の切削条件を適用した。 速度：２００ｍ／分 送り：０．３mm／rev 切込み：２mm 工作作業はインサートのノーズ領域に切込みの深さのノ
ッチ摩耗及び／或いはフランク摩耗をもたらした。０．
３mmを越えるフランク摩耗或いはノッチ摩耗になるまで
の切削サイクル回数をインサートの５個のエッジについ
て測定し、その結果は下記の通りであった。
ートを用いて、オーステナイト系ステンレス鋼に対し、
縦工作作業と正面工作作業の組合せによる工作試験を行
った。下記の切削条件を適用した。 速度：２００ｍ／分 送り：０．３mm／rev 切込み：２mm 工作作業はインサートのノーズ領域に切込みの深さのノ
ッチ摩耗及び／或いはフランク摩耗をもたらした。０．
３mmを越えるフランク摩耗或いはノッチ摩耗になるまで
の切削サイクル回数をインサートの５個のエッジについ
て測定し、その結果は下記の通りであった。
【００２５】例 ６ 例１，２，３からの型番ＣＮＭＧ１２０４０８のインサ
ートを用いて、ステンレス鋼に対して繰返しの正面工作
作業により試験を行った。下記の切削条件が適用され
た。 速度：２００ｍ／分 送り：０．２mm／rev 切込み：３mm 工作作業はエッジのフリッタリング（ｆｒｉｔｔｅｒｉ
ｎｇ）により主として誘導されるフランク摩耗をもたら
した。０．５mmのフランク摩耗或いは０．５mmを越える
エッジ破損に至るまでの時間はインサートの５個のエッ
ジについて測定され、その結果は下記の通りであった。
ートを用いて、ステンレス鋼に対して繰返しの正面工作
作業により試験を行った。下記の切削条件が適用され
た。 速度：２００ｍ／分 送り：０．２mm／rev 切込み：３mm 工作作業はエッジのフリッタリング（ｆｒｉｔｔｅｒｉ
ｎｇ）により主として誘導されるフランク摩耗をもたら
した。０．５mmのフランク摩耗或いは０．５mmを越える
エッジ破損に至るまでの時間はインサートの５個のエッ
ジについて測定され、その結果は下記の通りであった。
【００２６】例４，５，６から、本発明に係るインサー
ト（例１）が例２に記述されている既知の方法に係るイ
ンサートにおいて得られる高度の変形抵抗と、例３に記
述されている既知の方法で得られる優れたエッジタフネ
スとを併せて有していることは明白である。
ト（例１）が例２に記述されている既知の方法に係るイ
ンサートにおいて得られる高度の変形抵抗と、例３に記
述されている既知の方法で得られる優れたエッジタフネ
スとを併せて有していることは明白である。
【００２７】
【発明の効果】本発明に係るインサートは対応する従来
のものに較べ切削性能が格段と向上しているので、広範
囲の用途に対し、特に粘着性のあるステンレス鋼等の工
作物材料の工作に対し、有効に適用することが可能にな
った。
のものに較べ切削性能が格段と向上しているので、広範
囲の用途に対し、特に粘着性のあるステンレス鋼等の工
作物材料の工作に対し、有効に適用することが可能にな
った。
【図１】本発明に係るセメンテッドカーバイドにおける
エッジ丸め処理前の切刃の下にある富バインダ相領域の
金属組織を示す、図面に代る８００倍率の写真である。
エッジ丸め処理前の切刃の下にある富バインダ相領域の
金属組織を示す、図面に代る８００倍率の写真である。
【図２】本発明に係るセメンテッドカーバイドにおける
曲率半径が５０μｍになるように丸められ、そして表面
被覆された切刃の下にある富バインダ相領域の金属組織
を示す、図面に代る８００倍率の写真である。
曲率半径が５０μｍになるように丸められ、そして表面
被覆された切刃の下にある富バインダ相領域の金属組織
を示す、図面に代る８００倍率の写真である。
【図３】先行技術に係るセメンテッドカーバイドにおけ
るエッジ丸め処理前の切刃の下にある富バインダ相領域
の金属組織を示す、図面に代る１０００倍率の写真であ
る。
るエッジ丸め処理前の切刃の下にある富バインダ相領域
の金属組織を示す、図面に代る１０００倍率の写真であ
る。
【図４】先行技術に係るセメンテッドカーバイドにおけ
る曲率半径が５０μｍになるように丸められ、そして表
面被覆された切刃の下にある富バインダ相領域の金属組
織を示す、図面に代る１０００倍率の写真である。
る曲率半径が５０μｍになるように丸められ、そして表
面被覆された切刃の下にある富バインダ相領域の金属組
織を示す、図面に代る１０００倍率の写真である。
Claims (6)
- 【請求項１】 富バインダ相表面領域を有するセメンテ
ッドカーバイド基体と被覆物を含んで成る切削インサー
トであって、当該基体がＣo 及び／或いはＮi のバイン
ダ相、ＷＣ及びＴi ，Ｔa ，Ｎb ，Ｍo ，Ｖ及びＣr の
金属の少なくとも１種とＷの立方晶炭窒化物から成り、
当該富バインダ相表面領域には該立方晶相が実質的に存
在しない、斯ゝる切削インサートにおいて、 該富バインダ相領域がインサートの平坦面において１５
−４５μｍの厚さを有し、切刃において５−３０μｍの
厚さを有していることを特徴とする、ステンレス鋼等の
粘着性のある工作物材料の工作に用いる切削インサー
ト。 - 【請求項２】 該基体は：６−１４原子％バインダ相；
８−２０原子％のＴi ；及びＴi ／（Ｔa ＋Ｎb ）原子
比が＞２であって、（Ｔi ，Ｎb ，Ｔa ）（ＮX ，Ｃ
1-X ）の式中のＸで表される炭窒化物相の窒素含有量が
＞０．２となるように与えられたＴa とＮb の少なくと
も１種を含んで成る、請求項１に記載の切削インサー
ト。 - 【請求項３】 Ｔi ／（Ｔa ＋Ｎb ）原子比が＞３であ
る、請求項１或いは２に記載の切削インサート。 - 【請求項４】 ０．３＜ｘ＜０．４の関係にある、請求
項２或いは３に記載の切削インサート。 - 【請求項５】 該被覆物が３−１０μｍの総厚を有し、
且つＴi Ｃ，Ｔi ＣＮ及びＴi Ｎの少なくとも１種を含
んで成る、請求項１−４のいづれか１項に記載の切削イ
ンサート。 - 【請求項６】 富バインダ相表面領域を有するセメンテ
ッドカーバイド基体と被覆物を含んで成る切削インサー
トであって、当該基体がＣo 及び／或いはＮi のバイン
ダ相と立方晶炭窒化物相から成り、該富バインダ相表面
領域は該炭窒化物相を実質的に含有しないものであっ
て、インサートの全域に実質的に存在する、斯ゝる切削
インサートの製造方法において、 ＷＣ；６−１４原子％のバインダ相；８−２０原子％の
Ｔi ；及びＴi ／（Ｔ a ＋Ｎb ）原子比が＞２となる割
合のＴa とＮb の少なくとも１種を含有する粉末混合物
として、Ｔa 及び／或いはＮb が炭化物生成金属として
添加され、Ｔiは炭化物、窒化物及び／或いは炭窒化物
の生成金属として、（Ｔi ，Ｎb ，Ｔa）（Ｎx ，Ｃ
1-X ）の式中のＸとして表される炭窒化物相の窒素含有
量が＞０．２の関係になるように添加されている斯ゝる
粉末混合物を調製し；当該粉末混合物に加圧用剤と、炭
素含有量が０−０．１５w.t.％だけ化学量論的量を越え
るに要する量の炭素とを添加し；結果の混合物を摩砕
し、そして乾燥することにより粉末原料を調製し；当該
粉末原料を圧縮固化してから、５−１００mbar圧の窒素
ガス雰囲気の炉において１２００℃と本焼結温度の間で
仮焼結し、その後に真空或いは４０mbar圧の保護雰囲気
において１時間、１３８０−１５２０℃の温度で本焼結
を続行し、次いで標準の方法条件に従って冷却すること
により焼結インサートを作り；エッジ加工を含む焼結後
処理を冷却した焼結インサートに施し；そして後処理済
みインサートにＣＶＤ法、ＰＶＤ法或いはＭＴ−ＣＶＤ
法によって、周期律表の１Ｖb ，Ｖb 及びＶ１b 族の少
なくとも１種の金属の炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化
物及びホウ化物の少なくも１種の化合物及び／或いは酸
化アルミの単層或いは複層の被覆物を形成することを特
徴とする、切削インサートの製造方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| SE9501383-5 | 1995-04-12 | ||
| SE9501383A SE514283C2 (sv) | 1995-04-12 | 1995-04-12 | Belagt hårmetallskär med bindefasadanrikad ytzon samt sätt för dess tillverkning |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08281503A true JPH08281503A (ja) | 1996-10-29 |
Family
ID=20397957
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8114425A Pending JPH08281503A (ja) | 1995-04-12 | 1996-04-12 | 切削インサートとその製造方法 |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5729823A (ja) |
| EP (1) | EP0737756B1 (ja) |
| JP (1) | JPH08281503A (ja) |
| AT (1) | ATE221139T1 (ja) |
| DE (1) | DE69622457T2 (ja) |
| SE (1) | SE514283C2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2022085647A1 (ja) * | 2020-10-21 | 2022-04-28 | 京セラ株式会社 | サーメット製インサート及びこれを備えた切削工具 |
| WO2022085649A1 (ja) * | 2020-10-21 | 2022-04-28 | 京セラ株式会社 | サーメット製インサート及びこれを備えた切削工具 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SE517474C2 (sv) | 1996-10-11 | 2002-06-11 | Sandvik Ab | Sätt att tillverka hårdmetall med bindefasanrikad ytzon |
| US5955186A (en) * | 1996-10-15 | 1999-09-21 | Kennametal Inc. | Coated cutting insert with A C porosity substrate having non-stratified surface binder enrichment |
| SE516017C2 (sv) * | 1999-02-05 | 2001-11-12 | Sandvik Ab | Hårdmetallskär belagt med slitstark beläggning |
| SE519005C2 (sv) | 1999-03-26 | 2002-12-17 | Sandvik Ab | Belagt hårdmetallskär |
| SE9901244D0 (sv) | 1999-04-08 | 1999-04-08 | Sandvik Ab | Cemented carbide insert |
| SE519828C2 (sv) | 1999-04-08 | 2003-04-15 | Sandvik Ab | Skär av en hårdmetallkropp med en bindefasanrikad ytzon och en beläggning och sätt att framställa denna |
| US6217992B1 (en) | 1999-05-21 | 2001-04-17 | Kennametal Pc Inc. | Coated cutting insert with a C porosity substrate having non-stratified surface binder enrichment |
| MXPA02009350A (es) * | 2000-03-24 | 2003-09-22 | Kennametal Inc | Herramienta de carburo cementado y metodo de realizacion. |
| US6638474B2 (en) | 2000-03-24 | 2003-10-28 | Kennametal Inc. | method of making cemented carbide tool |
| US6554548B1 (en) | 2000-08-11 | 2003-04-29 | Kennametal Inc. | Chromium-containing cemented carbide body having a surface zone of binder enrichment |
| US6575671B1 (en) | 2000-08-11 | 2003-06-10 | Kennametal Inc. | Chromium-containing cemented tungsten carbide body |
| US6612787B1 (en) | 2000-08-11 | 2003-09-02 | Kennametal Inc. | Chromium-containing cemented tungsten carbide coated cutting insert |
| SE522730C2 (sv) * | 2000-11-23 | 2004-03-02 | Sandvik Ab | Metod för tillverkning av en belagd hårdmetallkropp avsedd för skärande bearbetning |
| SE520253C2 (sv) | 2000-12-19 | 2003-06-17 | Sandvik Ab | Belagt hårdmetallskär |
| SE528427C2 (sv) * | 2004-07-09 | 2006-11-07 | Seco Tools Ab | Ett belagt skär för metallbearbetning och sätt att tillverka detta |
| SE529302C2 (sv) * | 2005-04-20 | 2007-06-26 | Sandvik Intellectual Property | Sätt att tillverka en belagd submikron hårdmetall med bindefasanriktad ytzon |
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| GB201100966D0 (en) * | 2011-01-20 | 2011-03-02 | Element Six Holding Gmbh | Cemented carbide article |
| KR102231553B1 (ko) * | 2013-05-31 | 2021-03-23 | 산드빅 인터렉츄얼 프로퍼티 에이비 | 초경합금의 신규 제조 방법 및 그로부터 획득되는 제품 |
| US11213892B2 (en) * | 2016-02-29 | 2022-01-04 | Sandvik Intellectual Property Ab | Cemented carbide with alternative binder |
| CN109454675A (zh) * | 2018-11-14 | 2019-03-12 | 江苏万达新能源科技股份有限公司 | 一种用于锂电池分切机的刀具 |
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| CN114941097B (zh) * | 2022-04-27 | 2023-02-17 | 山东大学 | 一种脱氮工艺制备表面富立方相梯度结构硬质合金的方法 |
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- 1995-04-12 SE SE9501383A patent/SE514283C2/sv not_active IP Right Cessation
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1996
- 1996-03-14 US US08/616,095 patent/US5729823A/en not_active Expired - Lifetime
- 1996-04-03 EP EP96850068A patent/EP0737756B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1996-04-03 DE DE69622457T patent/DE69622457T2/de not_active Expired - Lifetime
- 1996-04-03 AT AT96850068T patent/ATE221139T1/de active
- 1996-04-12 JP JP8114425A patent/JPH08281503A/ja active Pending
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| ATE221139T1 (de) | 2002-08-15 |
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Legal Events
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