表面包覆切削工具的制作方法

表面包覆切削工具的制作方法
【专利摘要】本发明提供耐异常损伤性优异的表面包覆切削工具。其在由TiCN基金属陶瓷和WC基硬质合金的复合烧结体构成的工具基体包覆形成硬质包覆层，其中，(a)在TiCN基金属陶瓷的表面通过由WC基硬质合金构成的刀尖材料形成前刀面，并且在由WC基硬质合金构成的刀尖材料的表面形成铁族金属富集层，(b)在刀尖附近的前刀面的WC基硬质合金和硬质包覆层的界面部，界面附近的WC基硬质合金的铁族金属成分的含量为WC基硬质合金内部侧的铁族金属成分含量的1.2～3.0倍，(c)在TiCN基金属陶瓷和WC基硬质合金的界面部，形成铁族金属的含量自TiCN基金属陶瓷侧向界面递减的浓度梯度，并且上述界面附近的TiCN基金属陶瓷的铁族金属成分含量为WC基硬质合金内部侧的铁族金属成分含量的0.1～0.7倍。
【专利说明】表面包覆切削工具

【技术领域】
[0001] 本发明涉及一种耐异常损伤性优异的表面包覆切削工具（以下，称为"包覆工 具")，其将TiCN基金属陶瓷和WC基硬质合金的复合烧结体作为工具基体。

【背景技术】
[0002] 作为钢或铸铁的切削加工用工具，WC基硬质合金被广泛利用，但为了削减作为稀 有金属的钨的使用量并获得所希望的切削性能，从以往提出有各种方案。
[0003] 例如，专利文献1中提出有用硬质合金制作刀尖部分，并将其可装卸地嵌合支承 于硬质合金的基底金属的多刃刀片，并记载有根据该结构实现削减切削刃的单价和资源的 内容。
[0004] 并且，例如专利文献2中提出有使插入体嵌合于在中央部形成空腔部的多刃刀片 的空腔部，与该插入体一同将多刃刀片固定于车刀刀柄的切削工具，并记载有通过该工具， 插入体不直接涉及切削作用，因此能够使用廉价的材料，且能够降低高价的钨等的使用量 的内容。
[0005] 并且，例如专利文献3中记载有如下内容：当由硬质合金粉末和金属陶瓷粉末分 别形成冲压成型体，并层叠该冲压成型体后进行在真空气氛中保持1300?1500°C X 0. 5? 3小时的烧结来制作工具基体时，通过将硬质合金层与金属陶瓷层之间的边界的凹凸状态 设在特定的范围内，或将两层的结合相量调整在特定的范围内，由此提高硬质合金与金属 陶瓷的接合性，并且，抑制烧结时产生的变形，改善包覆工具的耐磨损性与韧性。
[0006] 专利文献1 :日本专利公开昭58-4302号公报
[0007] 专利文献2 :日本专利公开昭57-8003号公报
[0008] 专利文献3 :国际公开第2009/034716号
[0009] 如上述专利文献1、2所示，刀尖可装卸的切削工具中，能够实现钨使用量的减少， 但将该切削工具在断续性/冲击性的高负荷作用于切削刃的断续切削条件中使用时，嵌合 强度不够充分，因此无法得到充分的切削特性，并且，由于韧性不足，若重复使用则存在基 底金属从孔部分产生破坏的问题。
[0010] 并且，在上述专利文献3所示的由硬质合金和金属陶瓷构成的复合烧结体中，不 仅需在硬质合金与金属陶瓷层的边界形成凹凸，而且为了获得烧结时的变形较少的复合烧 结体，需在不同种类的材料之间具备冲压体烧结时的收缩特性，因此，由这种复合烧结体制 作的切削工具中，钨使用量的减少最多停留在30%左右，不仅从节省资源的方面无法充分 得到满足，而且在受到湿式断续切削等激烈的热过程的切削条件下，存在刀尖的硬质合金 因龟裂的扩展等而破坏的可能性，不能说有充分的可靠性。


【发明内容】

[0011] 为此，本发明的目的在于提供一种包覆工具，该包覆工具将由TiCN基金属陶瓷和 WC基硬质合金构成的复合烧结体作为工具基体，实现作为稀有金属的钨的使用量的减少， 并且即使在断续性/冲击性的高负荷作用于切削刃的断续切削中使用时，也具备抑制龟裂 扩展的作用、耐异常损伤性优异。
[0012] 本发明人等从如上述的观点出发，对于将由TiCN基金属陶瓷和WC基硬质合金构 成的复合烧结体作为工具基体，并对其蒸镀形成硬质包覆层的包覆工具，实现钨使用量的 减少，并且即使在断续性/冲击性的高负荷作用于切削刃的断续切削中使用时，抑制龟裂 的传播/扩展的作用也优异，并且，对于在长期使用中不发生崩刀、缺损及剥离等异常损伤 的包覆工具进行了深入研究的结果，得到了如下见解。
[0013] 当制作构成工具基体的TiCN基金属陶瓷和WC基硬质合金的复合烧结体时，通过 适当选定烧结条件，在TiCN基金属陶瓷与WC基硬质合金的界面部分，形成成为铁族金属含 量从TiCN基金属陶瓷侧向界面递减的浓度梯度的界面结构，并且，在构成前刀面的WC基硬 质合金与硬质包覆层的界面部分，通过形成将在WC基硬质合金侧的界面附近位置的铁族 金属成分含量设为WC基硬质合金内部的铁族金属成分含量的1. 2?3. 0倍的铁族金属富 集层，由此能够将自前刀面刀尖的前端部1mm以内的区域的铁族金属富集层的WC的压缩残 余应力值设为与铁族金属富集层构成界面的硬质包覆层的压缩残余应力值以上，WC基硬质 合金内部的压缩残余应力值以下。
[0014] 并且，通过如上述的TiCN基金属陶瓷-WC基硬质合金间的界面结构的形成，以及 在WC基硬质合金-硬质包覆层间的铁族金属富集层的形成，能够防止TiCN基金属陶瓷与 WC基硬质合金的界面部分的韧性降低的同时防止因热冲击等发生的刀尖的破损，另外，在 WC基硬质合金的铁族金属富集层中，能够在保持充分的硬度的状态下防止龟裂的传播/扩 展。
[0015] 其结果发现，将上述复合烧结体作为工具基体的包覆工具中，即使在断续性/冲 击性的高负荷作用于切削刃的断续切削中，也能够防止龟裂的传播/扩展，在长期使用中 发挥优异的耐异常损伤性、耐磨损性。
[0016] 本发明是根据上述见解而完成的，其具有如下特征：
[0017] ( 1)一种表面包覆切削工具，其在由TiCN基金属陶瓷和WC基硬质合金的复合烧结 体构成的工具基体上包覆形成有硬质包覆层，其中，
[0018] (a)上述复合烧结体，由作为成分元素至少含有6?25原子％的铁族金属成分的 TiCN基金属陶瓷；及含有6?20原子％的铁族金属成分、及2?15原子％的选自Ti、Zr、 Nb及Ta中的至少一种以上成分，且剩余部分由以WC为主成分的WC基硬质合金构成，
[0019] (b)在上述TiCN基金属陶瓷的表面，通过由上述WC基硬质合金构成的刀尖材料 以0. 3?1. 0mm的平均厚度形成前刀面，并且，在由该WC基硬质合金构成的刀尖材料的表 面遍及厚度8?30 μ m的范围形成铁族金属的含量富集的铁族金属富集层，在该铁族金属 富集层的表面包覆形成至少一层以上的硬质包覆层，
[0020] (c)在自前刀面的刀尖前端部1mm的位置且在前刀面的WC基硬质合金和硬质包覆 层的界面部分，自该界面向WC基硬质合金侧5 μ m的位置的铁族金属成分含量为自该界面 向WC基硬质合金侧100 μ m的位置的铁族金属成分含量的1. 2?3. 0倍，
[0021] (d)在上述TiCN基金属陶瓷和WC基硬质合金的界面部分，形成铁族金属的含量自 TiCN基金属陶瓷侧向界面递减的浓度梯度，并且，自上述界面到TiCN基金属陶瓷侧5 μ m的 位置的铁族金属成分含量为自上述界面到TiCN基金属陶瓷侧100 μ m的位置的铁族金属成 分含量的0. 1?0. 7倍。
[0022] (2)如所述（1)所记载的表面包覆切削工具，其中，所述（1)所记载的硬质包覆层 均为化学蒸镀的包覆层，具备与WC基硬质合金连接并具有3?20 μ m的合计平均层厚的Ti 化合物层，该Ti化合物层由Ti的碳化物层、氮化物层、碳氮化物层、碳氧化物层及碳氮氧化 物层中的一层或两层以上构成，并且，包含一层以上的具有至少3μπι以上的合计平均层厚 的碳氮化物层，在该Ti化合物层的表面具有0. 8?10. 0 μ m的平均层厚的Α1203层，在一层 以上的Ti碳氮化物层上产生压缩残余应力，并且在Α1 203层上产生有压缩残余应力。
[0023] (3)如所述（2)所记载的表面包覆切削工具，其中，在自前刀面的刀尖前端部1mm 以内的区域中的上述铁族金属富集层的WC的平均压缩残余应力值为0. 10?2. OOGPa，并 且，该值比Ti碳氮化物层的平均压缩残余应力值大0. 05GPa以上，另外，比自上述铁族金属 富集层与硬质包覆层的界面到WC基硬质合金侧100 μ m的位置上的WC的平均压缩残余应 力值小〇· 〇5GPa以上。
[0024] 以下，对本发明进行详细说明。
[0025] 图1中示出本发明的包覆工具的概要示意图。
[0026] 如图1所示，本发明的包覆工具并非由WC基硬质合金构成工具基体整体，而是将 TiCN基金属陶瓷作为母体，在其前刀面，将形成由WC基硬质合金构成的刀尖材料的复合烧 结体作为工具基体，在其之上，例如具备通过化学蒸镀法包覆形成硬质包覆层的结构。
[0027] 对本发明的包覆工具的制造方法的详细内容进行后述，但其概况如下。
[0028] 首先，准备预定组成的TiCN基金属陶瓷粉末和同样预定组成的WC基硬质合金粉 末，通过对这些粉末进行冲压来制作复合冲压体，接着，控制升温温度、升温速度等的同时 对该复合冲压体进行烧结来制作复合烧结体，接着，将所获得的复合烧结体加工成预定的 形状来制作工具基体，接着，例如通过化学蒸镀法蒸镀形成Ti化合物层、A1 203层等的硬质 包覆层来制造。
[0029] TiCN基金属陶瓷的成分组成：
[0030] 本发明中使用的TiCN基金属陶瓷为将TiCN作为主要硬质成分、且将铁族金属(例 如Co、Ni及Fe)作为主要结合相成分的金属陶瓷，除此之外，对于在金属陶瓷中通常含有的 成分，例如TiN、TiC、ZrC、NbC、TaC、WC及Mo 2C等，能够在通常含有的范围内含有。
[0031] 其中，通过如图2所示在WC基硬质合金和TiCN基金属陶瓷的界面，形成铁族金属 含量从TiCN基金属陶瓷侧向上述界面递减的浓度梯度的界面结构(参考图2的（a))，降低 与WC基硬质合金的热膨胀系数差(参考图2的（b))，且为了提高与WC基硬质合金的接合 性，对于TiCN基金属陶瓷中所含有的铁族金属（例如Co、Ni及Fe)，虽然也根据WC基硬质 合金中所含有的铁族金属的含量，但优选6?25原子％，尤其优选8?12原子％。并且，关 于TiCN基金属陶瓷中含有的W，优选8. 0原子％以下，尤其优选4原子％以下。
[0032] 这是根据如下原因，即若TiCN基金属陶瓷中含有的W含量过高，则如后述，从溶解 在液相中的硬质合金衍生的W变得难以根据浓度梯度向TiCN基金属陶瓷侧扩散，并且，由 于TiCN在金属陶瓷内的整个区域膨胀，因此变得难以实现"仅使硬质合金-金属陶瓷界面 附近的TiCN粒子生长"，变得无法形成铁族金属富集层中的铁族金属含量的分布。
[0033] WC基硬质合金的成分组成：
[0034] 构成前刀面的刀尖材料的WC基硬质合金由作为主要硬质成分的WC和作为主要结 合相成分的铁族金属(例如Co、Ni及Fe)构成。结合相成分与硬质相成分牢固地结合，且具 有提高工具基体的强度及韧性的作用，但若其含量低于6原子％，则无法对所述作用获得所 希望的效果，并且，关于后述的铁族金属富集层，难以获得所期望的层。另一方面，若其含量 超过25原子％，则耐磨损性降低，因此作为结合相成分的铁族金属(例如Co、Ni及Fe)的总 计含量设为6?25原子％。
[0035] 并且，Ti、Zr、Nb及Ta的各成分形成碳化物、氮化物及碳氮化物等而具有提高WC 基硬质合金的硬度并提高耐磨损性的作用，但若它们的硬质相成分的含量低于2原子％，则 无法得到所期望的提高耐磨损性的效果，另一方面，若其含量超过15原子％，则韧性降低， 因此需要将Ti、Zr、Nb及Ta的各成分的总计含量设为2?15原子％。
[0036] 作为构成前刀面的刀尖材料的WC基硬质合金：
[0037] 在作为工具基体的母体的TiCN基金属陶瓷的表面的前刀面，作为刀尖材料以 0. 3?1. 0mm的厚度形成上述WC基硬质合金,但若厚度低于0. 3mm,则难以确保充分的强度 和韧性，另一方面，若其厚度超过1. 0mm,则不仅W使用量削减的效果减少，且由复合烧结体 构成工具基体，并赋予压缩残余应力而带来的工具特性的提高效果降低，因此在前刀面将 由WC基硬质合金构成的刀尖材料的厚度定为0. 3?1. 0mm。
[0038] 并且，如图1、图2所示在构成刀尖材料的上述WC基硬质合金的表面（即硬质包覆 层侧的表面)，以8?30 μ m的厚度形成铁族金属富集层，这是因为形成于刀尖表面的铁族 金属富集层有助于提高包覆工具的耐缺损性。
[0039] 其中，若铁族金属富集层的厚度低于8 μ m，则其效果较小，另一方面，若其厚度超 过30 μ m，则由于硬度降低而无法在长期使用中发挥优异的耐磨损性，因此铁族金属富集层 的厚度定为8?30 μ m。
[0040] 并且，在形成有由WC基硬质合金构成的刀尖材料的前刀面上，包覆形成至少一层 以上的硬质包覆层，但在此所述的至少一层以上的硬质包覆层是指例如通过化学蒸镀法形 成的Ti化合物层（TiN层、TiC层、TiCN层及TiCNO层等）和A1203层等，但包覆的膜材质不 限定于这些，并且，对硬质包覆层的成膜法、层结构等也并无限制。
[0041] 另外，之所以将Ti化合物层的合计平均层厚设为3μπι以上，是为了提高高温硬 度，设为20 μ m以下是因为若超过20 μ m,则耐剥离性降低。并且，将高温硬度尤其优异的 Ti碳氮化物层的合计平均层厚设为3 μ m以上，由此能够获得具有充分的高温硬度的Ti化 合物层。另外，向膜中的龟裂扩展构成问题时，有时通过设置多个TiCN层来抑制龟裂扩展。
[0042] 另一方面，之所以将A1203层的层厚设为0. 8 μ m以上是为了确保足够的抗氧化性， 设为10. 0 μ m以下是因为若超过10. 0 μ m,则耐剥离性降低。
[0043] 作为满足以上要件的层结构，例如可以考虑下述的结构。
[0044] TiCNO (0. 1 μ m) /TiCN (8 μ m) /TiCNO (0. 1 μ m) /A1203 (5 μ m) /TiN (0. 1 μ m)
[0045] 并且，在Ti碳氮化物层与A1203层产生压缩残余应力的理由是为了抑制向膜中的 龟裂扩展，若残余应力为压缩的值，则发挥抑制龟裂扩展的效果。
[0046] 并且，在自前刀面的刀尖的前端部1mm的位置，且在前刀面的WC基硬质合金与上 述硬质包覆层的界面部分，如图2的（a)所示自该界面向WC基硬质合金侧5 μ m的位置的 铁族金属成分含量设为自该界面向WC基硬质合金侧100 μ m的位置的铁族金属成分含量的 1. 2 ?3. 0 倍。
[0047] 这是基于如下原因，自界面向WC基硬质合金侧5μπι的位置的铁族金属成分的含 量低于自该界面向WC基硬质合金侧100 μ m的位置的铁族金属成分含量的1. 2倍时，抑制 龟裂扩展的效果不够充分，因此无法期待耐异常损伤性的提高，另一方面，当超过3. 0倍 时，变得无法获得充分的硬度，且耐塑性变形性降低，因此成为加工精度劣化的原因及耐磨 损性降低的原因。
[0048] 并且，如图2的（a)所示，在由上述WC基硬质合金构成的刀尖材料与TiCN基金属 陶瓷的界面，形成铁族金属的含量从TiCN基金属陶瓷侧向界面递减的浓度梯度，并且使自 上述界面向TiCN基金属陶瓷侧5μπι的位置的铁族金属成分含量成为自上述界面向WC基 硬质合金侧100 μ m的位置的铁族金属成分含量的0. 1?0. 7倍。
[0049] 这是基于如下原因，若自界面向TiCN基金属陶瓷侧5 μ m的位置的铁族金属成分 的含量低于自界面向WC基金属陶瓷侧100 μ m的位置的铁族金属成分含量的0. 1倍，则该 区域的韧性变得过低而可能导致在进行较大冲击发挥作用的切削加工时产生破坏，另一方 面，若超过0. 7倍，则TiCN基金属陶瓷与WC基硬质合金的热膨胀差变大，在产生热冲击的 切削加工中，可能导致刀尖的WC基硬质合金被破坏。
[0050] 图2的（b)中示出热膨胀系数的变化的概要。
[0051] 将TiCN基金属陶瓷-WC基硬质合金(铁族金属富集层）-硬质包覆层间的各自的 界面的铁族金属含量如前述进行调整，由此能够将自前刀面的刀尖的前端部1mm以内的区 域的铁族金属富集层的WC的压缩残余应力值设为0. 10?2. OOGPa，并且，能够形成该值比 Ti碳氮化物层的压缩残余应力值大0. 05GPa以上，并且自上述铁族金属富集层与硬质包覆 层的界面向WC基硬质合金侧100 μ m的位置的WC的压缩残余应力值小0. 05GPa以上的压 缩残余应力的分布。
[0052] 并且，通过在TiCN基金属陶瓷与WC基硬质合金的界面形成这种铁族金属含量分 布，避免TiCN基金属陶瓷与WC基硬质合金的热膨胀系数差的急剧的变化，从而即使在高负 荷发挥作用的切削条件下，也能够防止TiCN基金属陶瓷与WC基硬质合金的界面上产生剥 离。并且，能够通过铁族金属富集层抑制并阻止从硬质包覆层的Ti碳氮化物层朝向基体的 龟裂的扩展。另外，在WC基硬质合金产生压缩应力，由此即使在铁族金属富集层产生龟裂 时也能够抑制扩展至基体，因此在球墨铸铁等的高速断续切削加工中显示出优异的耐异常 损伤性。
[0053] S卩，自前刀面的刀尖的前端部1mm以内的区域的铁族金属富集层的WC的压缩残 余应力值低于〇· lOGPa，或该值并非比Ti碳氮化物层的压缩残余应力值大0· 05GPa以上的 值时，无法抑制并阻止从Ti碳氮化物层开始的龟裂的扩展。即，铁族金属富集层的压缩残 余应力值充分大于Ti碳氮化物层的压缩残余应力时，即使龟裂进入Ti碳氮化物层时铁族 金属富集层也能够阻止龟裂扩展，但铁族金属富集层的压缩残余应力值较小，或与Ti碳氮 化物层的压缩残余应力值相比不够大时不显现这种效果。另外，即使在铁族金属富集层与 TiCN层之间夹杂形成TiN层或TiCNO层等时，该效果也几乎不受影响。这是由于硬质包覆 层的厚度相对于WC基硬质合金的厚度非常小，因此在各自的被膜产生的应力根据与基体 的热膨胀系数之差决定。
[0054] 另一方面，当自前刀面的刀尖的前端部1mm以内的区域的铁族金属富集层的WC的 压缩残余应力值超过2. OGPa时，由于压缩残余应力值过大而可能导致在断续切削时发生 被膜的剥离。
[0055] 并且，当自前刀面的刀尖的前端部1mm以内的区域的上述铁族金属富集层的WC的 平均压缩残余应力值并非比自上述铁族金属富集层与硬质包覆层之间的界面向WC基硬质 合金侧100 μ m位置的WC的平均压缩残余应力值小0. 05GPa以上的值时，在铁族金属富集 层产生龟裂时龟裂扩展至基体内部，且容易产生缺损。
[0056] 因此，需要形成将铁族金属富集层的WC的压缩残余应力值设为0· 10?2. OOGPa， 并且将该值设为比Ti碳氮化物层的压缩残余应力值大0. 05GPa以上，并且，自铁族金属富 集层与硬质包覆层之间的界面向WC基硬质合金侧100 μ m位置的WC的压缩残余应力值小 0· 05GPa以上的压缩残余应力的分布。
[0057] 图2的（c)中示出（压缩）残余应力分布的概要。
[0058] 另外，通常以A1203层的拉伸应力的缓和、表面的平滑化为目的而进行喷砂等处 理，然而也可对本发明包覆工具实施这些处理。
[0059] 具备如到现在为止所叙述的铁族金属含量分布形态(参考图2的（a))、压缩残余 应力分布形态(参考图2的（c))的包覆工具，例如能够根据如下的制造方法制作。
[0060] 首先，准备配合了预定量的铁族金属(例如Co、Ni及Fe)粉末、TiCN粉末，除此之 夕卜，金属陶瓷中通常含有的成分，例如TiN、TiC、ZrC、NbC、TaC、WC及Mo 2C等粉末的TiCN基 金属陶瓷原料粉末。
[0061] 并且，准备在预定量的铁族金属(例如Co、Ni及Fe)粉末、WC粉末之外，以成为预 定组成的方式配合了由Ti、Zr、Nb及Ta中的至少一种以上构成的碳化物粉末、氮化物粉末、 碳氮化物粉末的WC基硬质合金原料粉末。
[0062] 将上述TiCN基金属陶瓷原料粉末和上述WC基硬质合金原料粉末进行压合而制作 复合冲压体。
[0063] 接着，将上述复合冲压体在真空中进行烧结，从室温以5°C /min升温至1280°C， 且从出现液相的1280°C至1380°C的温度区域以30°C /min以上的升温速度快速升温，将从 1380°C至预定烧结温度(例如1400°C)为止的升温速度设为5°C /min，以预定烧结温度保持 1小时后进行炉冷。另外，通过将含有氮化物(例如TiN)的硬质合金在真空中进行烧结来形 成铁族金属富集层。关于该形成可以想到如下（1)?（3)的机理。
[0064] (1)通过真空烧结，TiN在表面部分解，且Ti融入液相(熔解有铁族金属富集层的 相）中。
[0065] (2)仅表面部的Ti浓度变得较高。为了缓解该浓度分布，Ti从表面向内部移动， 且液相从内部向表面移动。
[0066] (3)若液相以具有浓度分布的状态凝固，则形成铁族金属富集层。
[0067] 接着，将所获得的复合烧结体加工成预定形状，且将其作为工具基体在其表面例 如通过化学蒸镀法蒸镀形成硬质包覆层，由此能够制作具备预定的铁族金属含量分布形态 及预定的压缩残余应力分布形态的本发明的包覆工具。
[0068] 推测本发明中规定的预定的铁族金属含量分布形态、压缩残余应力分布形态为通 过上述制造工序中的下述（1)?（6)的机理形成的。
[0069] (1)硬质合金中液相开始出现、收缩，并且液相在金属陶瓷侧渗出。
[0070] (2)从溶解在液相中的硬质合金衍生的W根据浓度梯度向TiCN基金属陶瓷侧扩 散。
[0071] (3) W向金属陶瓷侧扩散时，被金属陶瓷的TiCN迅速吸收，使TiCN大大膨胀的同 时形成边缘。（TiCN通过吸收W而膨胀）
[0072] (4)金属陶瓷的收缩充分进行时，由于TiCN大大膨胀，液相失去了去处，从而向硬 质合金或金属陶瓷侧移动。
[0073] (5)由于金属陶瓷侧界面附近的液相的量减少（减少至1/10左右)，基于液相的相 互扩散得到抑制。到此时流入金属陶瓷侧的W从内部到界面形成浓度分布，伴随于此TiCN 粒子也从内部到界面渐渐变大。另一方面，若TiCN膨胀则液相能够占有的体积变小，因此 液相量从内部到界面渐渐减少。
[0074] (6)若在该状态下进行冷却，则液相凝固并形成铁族金属含量分布形态。即，能够 通过调整从（3)至（4)为止的时间来调整金属陶瓷侧界面附近的浓度分布的大小。
[0075] 如前所述，从1280°C以快速升温至1380°C时，从（3)到（4)的时间较短，流入金属 陶瓷侧的W的量变得有限，仅硬质合金-金属陶瓷的界面附近的TiCN大大膨胀。并且伴随 于此形成铁族金属含量分布。
[0076] 然而，例如在上述制造工序中，对出现液相的1280°C至1380°C为止的温度区域如 以往以5°C /min进行升温并以预定的烧结温度保持1小时后进行炉冷时，到（3)?（4)为 止的时间较长。此时，至金属陶瓷的收缩开始为止流入大量的W，因此TiCN在金属陶瓷内的 整个区域膨胀，且不形成铁族金属含量分布。
[0077] 然而，例如在上述制造工序中，对出现液相的1280°C至1380°C为止的温度区域如 以往以5°C /min进行升温，并以预定的烧结温度保持1小时后进行炉冷时，从（1)到（5)的 时间较长，因此TiCN的粒子虽然生长但未进行致密化，从而无法阻止液相的渗出。因此W 在整个金属陶瓷侧扩散，且不形成这种界面。
[0078] 因此，通过调整金属陶瓷中的W量及从液相出现至金属陶瓷致密化为止的时间 (即该温度区域中的升温速度)，从而能够制作在TiCN基金属陶瓷与硬质合金的界面，具备 所期望的铁族金属含量分布形态的包覆工具。
[0079] 根据本发明的包覆工具，作为工具基体使用TiCN基金属陶瓷和WC基硬质合金的 复合烧结体，优化该复合烧结体中的铁族金属含量分布，并且对于压缩残余应力也形成预 定的分布形态，由此能够减少钨的使用量(每件能够减少80%左右)，并且在冲击性/断续性 的高负荷作用于切削刃的球墨铸铁等的断续切削加工中，不发生崩刀、缺损及剥离等异常 损伤而能够在长期使用中发挥优异的耐磨损性。

【专利附图】

【附图说明】
[0080] 图1表示将TiCN基金属陶瓷和WC基硬质合金的复合烧结体作为工具基体的本发 明包覆工具的纵截面概要示意图。
[0081] 图2是概要图示出本发明包覆工具的沿纵截面方向的诸多特性的变化的图，（a) 表示TiCN基金属陶瓷和WC基硬质合金(也包括铁族金属富集层)中的铁族金属的含量变化 的概况，（b)表示TiCN基金属陶瓷、WC基硬质合金(也包括铁族金属富集层）及作为硬质包 覆层，包覆TiCN层和A1 203层时的热膨胀系数的变化的概况，（c)表示TiCN基金属陶瓷、WC 基硬质合金(也包括铁族金属富集层）及作为硬质包覆层，包覆TiCN层和A1203层时的残余 应力的值的变化的概况。

【具体实施方式】
[0082] 以下，根据实施例对本发明进行具体的说明。
[0083] 实施例
[0084] (a)准备表1所示的配合组成的平均粒径0. 5?3 μ m的TiCN基金属陶瓷原料粉 末。
[0085] 并且，准备表2所示的配合组成的平均粒径0. 5?3 μ m的WC基硬质合金原料粉 末。
[0086] 将上述TiCN基金属陶瓷原料粉末及WC基硬质合金原料粉末，以表3所示的组合 以ISO刀片形状CNGA120408的原材料用模具进行压合，并制作复合冲压体。另外，形成WC 基硬质合金原料粉末、TiCN基金属陶瓷原料粉末及WC基硬质合金原料粉末这三层的层压 层。例如表3中的类别1中投入了烧结后变成0. 4_的量的WC基硬质合金原料粉末A、烧 结后变成3. 2mm的量的TiCN基金属陶瓷原料粉末A及烧结后变成0. 4mm的量的WC基硬质 合金原料粉末A。
[0087] 接着，将该复合冲压体同样地以表3所示的条件进行烧结而制作复合烧结体。更 具体而言，将复合冲压体升温至烧结温度为止时，从室温至1280°C以5°C /min的升温速度 进行升温，且出现液相的1280°C至1380°C为止的温度区域均以30°C /min以上的升温速度 进行快速升温，从1380°C至预定烧结温度为止以5°C /min的升温速度进行升温，且在10Pa 的真空中以预定的烧结温度保持1小时后进行冷却。
[0088] 接着，对于所获得的复合烧结体，以WC基硬质合金成为刀尖材料的前刀面的方式 对固定面、外周及刃口修磨部进行磨削加工，并制作由CNGA120408形状的复合烧结体构成 的工具基体。
[0089] 并且，在由上述复合烧结体构成的工具基体的表面，以表6所示的条件通过化学 蒸镀法蒸镀形成表5所示的预定的硬质包覆层，由此制作具备预定的铁族金属含量分布形 态及预定的压缩残余应力分布形态的本发明的包覆工具1?16 (以下称为本发明工具1? 16)。
[0090] 接着，关于上述本发明工具1?16,测定自硬质包覆层与WC基硬质合金的界面，向 WC基硬质合金侧5 μ m的位置(这是铁族金属富集层的区域)的层厚方向纵截面的铁族金属 含量Xi (原子％)、及自同一界面向WC基硬质合金侧100 μ m的位置的层厚方向纵截面的铁 族金属含量X2 (原子％)，并求出X/X2的值。
[0091] 另外，测定自WC基硬质合金与TiCN基金属陶瓷的界面向TiCN基金属陶瓷侧5 μ m 的位置的层厚方向纵截面的铁族金属含量Yi (原子％)，及自同一界面向WC基硬质合金 100 μ m的位置的层厚方向纵截面的铁族金属含量Y2 (原子％)，并求出Yi/%的值。
[0092] 表7中示出它们的值。
[0093] 另外，具体测定方法如以下。通过从前刀面的刀尖R前端附近朝向刀片前刀面的 中央1mm的位置，且以包含与前刀面垂直的直线(直线A)的平面切割刀片的刀尖R前端部， 且以#5000号的磨刀石完成镜面加工。沿直线A从硬质合金与刀片的界面±200 μ m的范 围进行根据波长分散型的电子射线显微分析仪成分分析装置的线性扫描。另外，线的宽度 设为50 μ m，光斑尺寸设为2X2 μ m，对于使用三条不同的线的测定的平均值。
[0094] 接着，与上述同样地对WC基硬质合金中含有的Ti、Zr、Nb及Ta的合计含量进行测 定的结果，确认到Ti、Zr、Nb及Ta的合计含量为2?15原子％。
[0095] 接着，测定Ti碳氮化物层的压缩残余应力的值〇 p A1203层的压缩残余应力的值 〇 a及WC基硬质合金的铁族金属富集层的压缩残余应力的值〇 2，另外，测定从硬质包覆层 与WC基硬质合金的界面向WC基硬质合金侧100 μ m的位置的压缩残余应力的值σ 3，并求 出σ ρ σ 2、σ 3的大小关系。
[0096] 表7中示出它们的值。
[0097] 压缩残余应力的具体测定法如以下。
[0098] 最初，该分析与进行Χρ Χ2、Υρ Υ2的组成分析的刀尖圆弧使用了不同的刀尖圆弧。 测定中使用具有Cu管球的XRD装置，且对于〇1和 〇2以残留硬质包覆层的状态进行测定。 另外，通过将X射线的照射区域设为自前刀面的刀尖的前端部1mm以内的区域，能够求出该 区域中的平均应力值。
[0099] 首先，使用TiCN(422)的峰值，通过同倾法测定压缩残余应力的值〇 i。另外，本测 定中，存在多个碳和氮的含有比率接近的Ti碳氮化物层时，有时各Ti碳氮化物层的应力完 全分离而无法测定。然而在TiCN层产生的残余应力由基体（TiCN基金属陶瓷和WC基硬质 合金的复合烧结体)和TiCN层的热膨胀系数的差来决定，因此可以认为即使存在多个TiCN 层时若热膨胀系数接近则残余应力的大小之差较小。因此将本测定的测定值作为Ti碳氮 化物层的压缩残余应力的值也不成问题。
[0100] 另外，使用A1203的（13-410)的峰值测定A1 203层的压缩残余应力σ a。
[0101] 接着，使用WC (103)的峰值并通过同倾法测定WC基硬质合金的铁族金属富集层 的压缩残余应力的值σ2。（另外，硬质包覆层的厚度过大时，有时检测不出WC的峰值，但此 时使用#1500号以上的磨刀石，并研磨至总厚度成为12-15 μ m之后通过#5000号进行研磨 并进行测定即可。）
[0102] 该测定之后，从硬质包覆层与WC基硬质合金的界面到WC基硬质合金侧通过#1500 号磨刀石研磨至100 μ m的位置，通过#5000号进行镜面研磨之后，使用WC (103)的峰值通 过同倾法测定WC基硬质合金的残余应力σ 3。
[0103] 另外，对于构成刀尖材料的WC基硬质合金，测定刀尖材料的厚度和铁族金属富集 层的平均厚度。
[0104] 表7中示出它们的值。
[0105] 通过光学显微镜对进行铁族金属含量Χρ Χ2、Υρ Υ2的组成分析的工具基体的研磨 面进行观察而测定它们的厚度。另外，在不同的五点测定厚度，并取平均而设为平均厚度。
[0106] 为了比较，将表1所示的配合组成的TiCN基金属陶瓷原料粉末及表2所示的配合 组成的WC基硬质合金原料粉末以表4所示的组合进行压合，并制作复合冲压体之后，将该 复合冲压体同样地以表4所示的条件进行烧结来制作复合烧结体。另外，对于表4的类别 12、13,除在从1280°C至1380°C为止的温度区域的升温速度以外，与表3的类别2、3相同。 接着，在由上述复合烧结体构成的工具基体的表面，通过蒸镀形成表5所示的预定的硬质 包覆层来制作比较例的包覆工具1?23 (以下称为比较例工具1?23)。其中，对于烧结 后发现破坏的工具基体未进行硬质被膜的形成，也未实施之后的分析。
[0107] 接着，与本发明工具1?16的情况同样地，对于在比较例工具1?16中未发现破 坏的工具，测定自硬质包覆层与WC基硬质合金的界面向WC基硬质合金侧5 μ m的位置的 层厚方向纵截面的铁族金属含量Xi (原子％)、自同一界面向WC基硬质合金侧100 μ m的位 置的层厚方向纵截面的铁族金属含量X2 (原子％)，另外测定自WC基硬质合金与TiCN基金 属陶瓷的界面向TiCN基金属陶瓷侧5 μ m的位置的层厚方向纵截面的铁族金属含量t (原 子％)、自同一界面向TiCN基金属陶瓷侧100 μ m的位置的层厚方向纵截面的铁族金属含量 Y2 (原子％)，并求出Xi/%的值、Yi/%的值。
[0108] 并且，测定硬质包覆层的压缩残余应力的值〇1、A120 3层的压缩残余应力的值 σ a、及WC基硬质合金的铁族金属富集层的压缩残余应力的值〇2，另外，测定自硬质包覆层 与WC基硬质合金的界面向WC基硬质合金侧100 μ m的位置的压缩残余应力的值σ 3，并求 出σ ρ σ 2、σ 3的大小关系。
[0109] 另外，对于构成刀尖材料的WC基硬质合金，测定刀尖材料的厚度和铁族金属富集 层的厚度。
[0110] 表8中示出它们的值。
[0111] [表 1]
[0112]

【权利要求】
1. 一种表面包覆切削工具，其在由TiCN基金属陶瓷和WC基硬质合金的复合烧结体构 成的工具基体上包覆形成有硬质包覆层，所述表面包覆切削工具的特征在于， a、 上述复合烧结体，由作为成分元素至少含有6?25原子％的铁族金属成分的TiCN 基金属陶瓷；及含有6?20原子％的铁族金属成分、2?15原子％的选自Ti、Zr、Nb及Ta 中的至少一种以上成分，且剩余部分由以WC为主成分的WC基硬质合金构成， b、 在上述TiCN基金属陶瓷的表面，通过由上述WC基硬质合金构成的刀尖材料以 0. 3?1. 0mm的平均厚度形成前刀面，并且，在由该WC基硬质合金构成的刀尖材料的表面遍 及厚度8?30 μ m的范围形成铁族金属的含量富集的铁族金属富集层，在该铁族金属富集 层的表面包覆形成至少一层以上的硬质包覆层， c、 在自前刀面的刀尖前端部1mm的位置且在前刀面的WC基硬质合金和硬质包覆层的 界面部分，自该界面向WC基硬质合金侧5 μ m的位置的铁族金属成分含量为自该界面向WC 基硬质合金侧100 μ m的位置的铁族金属成分含量的1. 2?3. 0倍， d、 在上述TiCN基金属陶瓷和WC基硬质合金的界面部分，形成铁族金属的含量自TiCN 基金属陶瓷侧向界面递减的浓度梯度，并且，自上述界面到TiCN基金属陶瓷侧5 μ m的位置 的铁族金属成分含量为自上述界面到TiCN基金属陶瓷侧100 μ m的位置的铁族金属成分含 量的0. 1?0. 7倍。
2. 根据权利要求1所述的表面包覆切削工具，其特征在于， 权利要求1所述的硬质包覆层均为化学蒸镀的包覆层，具备与WC基硬质合金连接并具 有3?20 μ m的合计平均层厚的Ti化合物层，该Ti化合物层由Ti的碳化物层、氮化物层、 碳氮化物层、碳氧化物层及碳氮氧化物层中的一层或两层以上构成，并且，包含一层以上的 具有至少3 μ m以上的合计平均层厚的碳氮化物层，在该Ti化合物层的表面具有0. 8? 10. 0 μ m的平均层厚的A1203层，在一层以上的Ti碳氮化物层上产生压缩残余应力，并且在 A1203层上产生有压缩残余应力。
3. 根据权利要求2所述的表面包覆切削工具，其特征在于， 在自前刀面的刀尖前端部1mm以内的区域中的上述铁族金属富集层的WC的平均压 缩残余应力值为〇. 10?2. OOGPa，并且，该值比Ti碳氮化物层的平均压缩残余应力值大 0. 05GPa以上，另外，比自上述铁族金属富集层与硬质包覆层的界面到WC基硬质合金侧 100 μ m的位置上的WC的平均压缩残余应力值小0. 05GPa以上。
【文档编号】C23C14/24GK104044308SQ201410057960
【公开日】2014年9月17日 申请日期:2014年2月20日 优先权日:2013年3月12日
【发明者】村上晃浩, 高冈秀充, 长田晃 申请人:三菱综合材料株式会社