具有改善的韧性的烧结碳化物

摘要

本发明涉及一种切削工具用烧结碳化物，其允许在烧结碳化物中形成的无立方相层(CFL)内均匀形成Co组织，而不形成不均匀的粗组织，使得当在其上部形成高硬度膜时，可以获得耐磨性和优异的抗冲击性，因此可以适用于高速传输和高速加工。本发明的切削工具包含烧结碳化物，所述烧结碳化物包括：主要由碳化钨(WC)组成的颗粒；主要由钴(Co)组成的粘结相；和包含选自由4a族、5a族和6a族元素组成的组中至少一种的碳化物或碳氮化物的颗粒或其固溶体，其中从烧结碳化物的表面朝向内部至多5μm～50μm形成其上不形成有碳化物或碳氮化物的CFL，并且其中，当CFL的中心部分至表面被称为CFL的上部，CFL的中心部分到基材下部的边界部分被称为CFL的下部，并且，在CFL上形成的长轴长度与短轴长度比为5以下的Co组织的长轴长度被称为Co组织的尺寸时，CFL的下部中Co组织的最大尺寸为上部中Co组织的最大尺寸的至多2倍。

权利要求

1.一种烧结碳化物，其包括：

包含碳化钨(WC)作为主要成分的颗粒；

包含钴(Co)作为主要成分的粘结相；和

包含选自由钽(Ta)、铌(Nb)和钛(Ti)组成的组中至少一种的碳化物或碳氮化物的颗粒或其固溶体，其中所述烧结碳化物包含1.5重量％～20重量％的包含钽(Ta)、铌(Nb)和钛(Ti)中至少一种的碳化物或碳氮化物，4重量％～10重量％的Co，和WC，以及作为余量的不可避免的杂质，并且其中，从所述烧结碳化物的表面至5μm～50μm的深度形成其中不形成所述碳化物或碳氮化物的无立方相层(CFL)，当从所述CFL的中心至所述CFL的表面的部分被称为所述CFL的上部，从所述CFL的中心至基材的底部边界的部分被称为所述CFL的下部，并且，在所述CFL中所形成的Co结构体的长轴长度与其短轴长度的比为5以下的Co结构体中，所述Co结构体的长轴长度被称为所述Co结构体的尺寸时，所述CFL的下部中最大Co结构体的尺寸为所述CFL的上部中最大Co结构体的尺寸的2倍以下。

2.如权利要求1所述的烧结碳化物，其中，所述CFL的厚度为10μm～30μm。

说明书

具有改善的韧性的烧结碳化物

技术领域

[0001] 本发明涉及一种切削工具用烧结碳化物，更具体地，涉及一种适用于高速进料和高速加工的切削刀具用烧结碳化物，其中，即使在烧结碳化物基材上形成高硬度膜，也可以通过尽可能地抑制在烧结碳化物中形成的无立方相层(CFL)中形成不规则的粗钴(Co)结构体而获得良好的抗冲击性以及优异的耐磨性。

背景技术

[0002] 作为WC硬质相和钴(Co)粘结金属相的复合材料的切削工具用烧结碳化物是代表性的分散合金，其中，其机械性质取决于WC硬质相的粒径和Co粘结金属相的量，特别是硬度和韧性是彼此成反比关系的，切削工具用烧结碳化物所需的性质根据加工方法而变化，因此已经进行了各种尝试以控制烧结碳化物的机械性质。

[0003] 近来，在加工市场中，越来越需要用更短的周期时间通过降低成本来提高竞争力。为了减少周期时间，由于加工条件逐渐变为高速高进料条件，日益需要使相应切削工具的物理性质具有耐磨性和韧性同时均良好的特点，使得即使在高速高进料条件下也可以进行良好加工。

[0004] 因此，对于在切削工具上形成的硬涂层，优选在高温下具有优异稳定性的包含α-相氧化铝层的涂层，并且对于形成为氧化铝层的下层的MT-TiCN层，由于高硬度的趋势，优选精细且均匀的柱状结构。

[0005] 在切削工具的基材中发生不均匀塑性变形的情况下，由于在基材上形成的高硬度膜中容易出现碎屑，所以要求垂直于膜的方向上的基材特性的稳定性以能够充分表现出高硬度膜的物理性质。

[0006] 在其上形成有硬质膜的基材的表面部分中，从表面至约10μm～约40μm的深度形成其中不存在构成基材的立方碳化物的韧性加强层(无立方相层，以下称为“CFL”)，以吸收在如专利文献(韩国专利申请公开号2005-0110822)中公开的加工过程中产生的冲击，其中，对于上述高硬度膜，需要CFL的均匀性(按位置的微结构的均匀性，按位置的组成的均匀性)。

[0007] 然而，对于当前市售的烧结碳化物的CFL，存在朝向表面的Co结构体小且随着其移动到CFL的内部而形成不规则的粗Co结构体的趋势，并且，由于不规则地形成的粗Co结构体扰乱了CFL的均匀性，故这可能是使切削工具的整体物理性质劣化的原因。

[0008] 为此，作为当前的技术趋势，正在进行致力于在使用高硬度膜的同时减小CFL的厚度以改善切削工具的耐磨性和抗塑性变形性的开发。然而，当用作吸收外部冲击的韧性加强层的CFL的厚度过度降低时，CFL作为冲击吸收层的功能可能迅速降低，从而降低切削工具的韧性。

发明内容

[0009] 技术问题

[0010] 本发明的目的是提供一种即使在烧结碳化物基材上形成高硬度膜时也具有优异的耐磨性和抗冲击性的烧结碳化物。

[0011] 技术方案

[0012] 根据本发明的实施方式，提供了一种烧结碳化物，其包括包含碳化钨(WC)作为主要成分的颗粒、包含钴(Co)作为主要成分的粘结相以及包含选自由4a族、5a族和6a族元素组成的组中的至少一种的碳化物或碳氮化物的颗粒或其固溶体，其中，从烧结碳化物的表面至5μm～50μm的深度形成其中不形成碳化物或碳氮化物的无立方相层(CFL)，并且，当从CFL的中心至CFL的表面的部分被称为CFL的上部，从CFL的中心到基材的底部边界的部分被称为CFL的下部，并且，在CFL中所形成的Co结构体的长轴长度与其短轴长度的比为5以下的Co结构体中，Co结构体的长轴长度被称为Co结构体的尺寸时，CFL的下部中最大Co结构体的尺寸为CFL的上部中最大Co结构体的尺寸的2倍以下。

[0013] 根据以上构造，通过使设置在基于CFL中心的下部的Co结构体最大尺寸为设置在基于CFL中心的上部的Co结构体最大尺寸的2倍以下，根据CFL厚度的Co结构体的不均匀性显著降低(即，CFL厚度方向上的Co结构体的均匀性增加)。因此，由于基材的不均匀性即使在CFL上形成高硬度膜时也会降低，故可以良好地保持切削工具的抗冲击性以及耐磨性。

[0014] 有益效果

[0015] 由于本发明实施方式的烧结碳化物可以包括在无立方相层(CFL)中的均匀的钴(Co)结构体，在烧结碳化物上形成高硬度膜的同时可保持较厚的CFL的厚度。因此，可以提供适合于高速进料和高速加工的优异的耐磨性和抗冲击性。

附图说明

[0016] 图1是本发明实施例2的烧结碳化物的显微照片；和

[0017] 图2是本发明比较例2的烧结碳化物的显微照片。

具体实施方式

[0018] 下面，将参照附图详细描述本发明的实施方式。然而，本发明可以以许多不同的形式实施，并且不应被解释为限于本文所阐述的实施方式。相反，提供这些实施方式使得此描述将是彻底和完整的，并且将向本领域技术人员充分地传达本发明的范围。

[0019] 在本发明中，“无立方相层(CFL)”的表达表示粘结相丰富且从由烧结碳化物烧结体组成的基材表面至预定深度不存在立方碳化物相的表面区域。

[0020] 此外，“Co结构体的尺寸”的表达表示除了下述Co结构体以外的Co结构体的长轴长度：其中在CFL中观察的Co结构体中，最长长轴长度与最短短轴长度的比大于5。本文中排除其中长轴长度与短轴长度的比大于5的细长Co结构体的原因是为了将该Co结构体与对CFL的物理性质有很大影响的不规则的粗Co结构体区分。

[0021] 本发明实施方式的切削工具包含烧结碳化物，所述烧结碳化物包括包含碳化钨(WC)作为主要成分的颗粒、包含钴(Co)作为主要成分的粘结相以及包含选自由4a族、5a族和6a族元素组成的组中的至少一种的碳化物或碳氮化物的颗粒或其固溶体，其中，从烧结碳化物的表面至5μm～50μm的深度形成其中不形成碳化物或碳氮化物的无立方相层(CFL)，并且，当从CFL的中心至CFL的表面的部分被称为CFL的上部，从CFL的中心到基材的底部边界的部分被称为CFL的下部，并且CFL中所形成的Co结构体的长轴长度被称为Co结构体的尺寸时，CFL的下部中最大Co结构体的尺寸为CFL的上部中最大Co结构体的尺寸的2倍以下。

[0022] 在CFL的厚度小于5μm的情况下，CFL几乎不用作韧性加强层，并且，在CFL的厚度大于50μm的情况下，耐磨性迅速降低。因此，CFL的厚度可以为5μm～50μm，例如，10μm～30μm。

[0023] 烧结碳化物例如可以包括1.5重量％～20重量％的包含钽(Ta)、铌(Nb)和钛(Ti)中的至少一种的碳化物或碳氮化物，4重量％～10重量％的Co，和WC，以及作为余量的不可避免的杂质。在碳化物或碳氮化物的量小于1.5重量％的情况下，耐磨性迅速降低，并且，在碳化物或碳氮化物的量大于20重量％的情况下，耐焊接性和耐崩裂性迅速降低。因此，碳化物或碳氮化物的量可以为1.5重量％～20重量％。此外，在Co的量小于4重量％的情况下，因为粘结相不足，WC颗粒之间的结合力弱，从而使耐崩裂性降低，并且，在Co的量大于10重量％的情况下，因为粘结相过多，耐磨性迅速降低。因此，Co的量可以为4重量％～10重量％。

[0024] [实施例1]

[0025] 作为本发明实施例1的切削工具的基材，称量并混合83重量％的WC粉末、8重量％的Co粉末、3重量％的Ti碳氮化物粉末和6重量％的铌(Nb)碳化物粉末，然后通过烧结工序制造烧结碳化物。

[0026] 以下述方式进行烧结工序：通过在250℃的低温热处理2小时进行脱蜡工序，在1,200℃进行1小时的预烧结，在1500℃进行1小时的主烧结，在6mbar的真空压力下以13.3℃/分钟的冷却速率从1,500℃冷却至1,100℃，然后进行自然冷却至室温。

[0027] 通常，在从1500℃至1100℃的冷却期间，由于发生反硝化，其它碳化物移动到基材中以形成CFL。在1,100℃以上的温度下从表面进行固化，根据碳化物移动的程度产生CFL厚度和Co结构体尺寸的差异。

[0028] 在本发明的实施例1中，控制冷却至1,100℃(其作为主烧结之后的固化完成点)的速率为较快并且同时控制真空压力，从而提高在CFL中形成的Co结构体的均匀性。

[0029] 通过化学气相沉积(CVD)法，在使用由此制造的烧结碳化物作为基材而制备的刀片表面上依次层叠2.5μm厚的TiN层，7μm厚的MT-TiCN层，6μm厚的α-Al2O3层和1.5μm厚的TiN层，从而形成具有多层结构的硬质膜。

[0030] [实施例2]

[0031] 作为本发明实施例2的切削工具的基材，称量并混合87.5重量％的WC粉末、6.5重量％的Co粉末、1.8重量％的Ti碳氮化物粉末和4.2重量％的Nb碳化物粉末，然后在与实施例1中相同的烧结条件下制造烧结碳化物。

[0032] 在使用由此制造的烧结碳化物作为基材而制备的刀片的表面上形成与本发明实施例1相同的硬质膜。

[0033] [实施例3]

[0034] 作为本发明实施例3的切削工具的基材，称量并混合78.8重量％的WC粉末、5重量％的Co粉末、1.2重量％的Ti碳氮化物粉末、6.8重量％的钽(Ta)碳化物粉末和8.2重量％的Nb碳化物粉末，然后在与实施例1中相同的烧结条件下制造烧结碳化物。

[0035] 在使用由此制造的烧结碳化物作为基材而制备的刀片的表面上形成与本发明实施例1相同的硬质膜。

[0036] [比较例1]

[0037] 作为比较例1的切削工具的基材，以与实施例1中相同的方式称量并混合83重量％的WC粉末、8重量％的Co粉末、3重量％的Ti碳氮化物粉末和6重量％的Nb碳化物粉末，然后通过烧结工序制造烧结碳化物。

[0038] 以下述方式进行烧结工序：通过在250℃的低温热处理2小时进行脱蜡工序，在1,200℃进行1小时的预烧结，在1500℃进行1小时的主烧结，在4mbar的真空压力下以3.3℃/分钟的冷却速率从1,500℃冷却至1,100℃，然后进行自然冷却至室温。

[0039] 即，当与实施例1比较时，比较例1是在从1,500℃至1,100℃的不同冷却条件下制造的烧结碳化物。

[0040] 在使用由此制造的烧结碳化物作为基材而制备的刀片的表面上形成与本发明实施例1相同的硬质膜。

[0041] [比较例2]

[0042] 作为比较例2的切削工具的基材，称量并混合87.5重量％的WC粉末、6.5重量％的Co粉末、1.8重量％的Ti碳氮化物粉末和4.2重量％的Nb碳化物粉末，然后在与比较例1中相同的烧结条件下制造烧结碳化物。

[0043] 在使用由此制造的烧结碳化物作为基材而制备的刀片的表面上形成与本发明实施例1相同的硬质膜。

[0044] [比较例3]

[0045] 作为比较例3的切削工具的基材，称量并混合78.8重量％的WC粉末、5重量％的Co粉末、1.2重量％的Ti碳氮化物粉末、6.8重量％的Ta碳化物粉末和8.2重量％的Nb碳化物粉末，然后在与比较例1中相同的烧结条件下制造烧结碳化物。

[0046] 在使用由此制造的烧结碳化物作为基材而制备的刀片的表面上形成与本发明实施例1相同的硬质膜。

[0047] 微结构

[0048] 图1是本发明实施例2的烧结碳化物的显微照片。如图1所示，在烧结碳化物的预定深度处观察到浅灰色的其它碳化物颗粒，并且在其它碳化物颗粒上形成其中未观察到其它碳化物颗粒的CFL。

[0049] Co结构体是颜色接近于黑色的结构体，其在基于CFL的中心的表面侧上的“CFL的上部”和“CFL的下部”中形成，其中，对于本发明实施例2的烧结碳化物，在CFL的下部几乎未观察到不规则地形成的粗Co结构体。

[0050] 图2是本发明比较例2的烧结碳化物的显微照片。如图2所示，对于比较例2的烧结碳化物，部分观察到在CFL的下部中形成的Co结构体，其比在CFL的上部中形成的Co结构体粗糙。

[0051] 根据本发明实施例1～3和比较例1～3制造的各烧结碳化物中测量的CFL厚度以及使用图像分析器由每张显微照片测量下部Co结构体的最大尺寸与上部Co结构体的最大尺寸之比的结果在下表1中示出。

[0052] [表1]

[0053]样品 CFL厚度(μm) Co结构体的尺寸(下部/上部)
实施例1 32 1.2
实施例2 25 1.2
实施例3 14 1.3
比较例1 32 4
比较例2 25 3.4
比较例3 14 2.1

[0054] 如表1所示，其中Co量较大的实施例1和比较例1的CFL厚度形成为32微米的较大厚度。相比之下，其中Co量中等的实施例2和比较例2的CFL厚度为25μm，而其中Co量最小的实施例3和比较例3的CFL厚度为14μm。

[0055] 在本发明实施例1～3的各烧结碳化物中的CFL中形成的下部Co结构体的最大尺寸与上部Co结构体的最大尺寸之比较低，为1.2～1.3，但在本发明比较例1～3的各烧结碳化物中的CFL中形成的下部Co结构体的最大尺寸与上部Co结构体的最大尺寸之比为2.1～4，其比实施例1～3的各烧结碳化物中的上述比大2倍以上。

[0056] 这表明在比较例1～3的各CFL的下部中形成不规则地形成的粗Co结构体。

[0057] 加工性能评估结果

[0058] 为了研究Co结构体的上述差异对加工性能的影响，在以下两个条件下进行各切削工具的耐磨性和抗冲击性的加工性能测试。

[0059] (1)合金钢耐磨性加工条件

[0060] –加工方法：车削(外径的连续加工)

[0061] –工件：SCM440

[0062] –Vc(加工速度)：280mm/min

[0063] –fn(进料速率)：0.25mm/min

[0064] –ap(切削深度)：2mm

[0065] –干/湿：湿

[0066] (2)碳钢抗冲击性加工条件

[0067] –加工方法：车削(外径的中断加工)

[0068] –工件：SM45C-V槽

[0069] –Vc(加工速度)：300mm/min

[0070] –fn(进料速率)：0.3mm/min

[0071] –ap(切削深度)：2mm

[0072] –干/湿：湿

[0073] 在上述条件下进行的加工性能测试的结果示于下表2中。

[0074] [表2]

[0075]

[0076] 如表2所示，钢的耐磨性的加工性能测试的结果显示出随着烧结碳化物中Co量的降低耐磨性提高而抗冲击性降低的总体趋势。

[0077] 当针对耐磨性的评估结果比较具有相同CFL厚度的实施例1和比较例1时，实施例1为1,370mm，而比较例1较低，为1,150mm。针对抗冲击性的评估结果，实施例1为360mm，而比较例1为270mm。因此，与实施例1相比，比较例1显示出显著降低的特性。

[0078] 此外，当针对耐磨性的评估结果比较具有相同CFL厚度的实施例2和比较例2时，实施例2为1,650mm，而比较例2较低，为1,400mm。针对抗冲击性的评估结果，实施例2为260mm，而比较例2较低，为150mm。

[0079] 此外，当针对耐磨性的评估结果比较具有相同CFL厚度的实施例3和比较例3时，实施例3为1,980mm，而比较例3较低，为1,740mm。针对抗冲击性的评估结果，实施例3为180mm，而比较例3非常低，为100mm。

[0080] 以上结果证实，如果烧结碳化物具有相同的CFL厚度，与不具有本发明实施方式的Co结构体的烧结碳化物相比，具有本发明实施方式的Co结构体的烧结碳化物可以具有改善的耐磨性和抗冲击性。