JP2000234136A - 超硬合金および被覆超硬合金とその製造方法 - Google Patents
超硬合金および被覆超硬合金とその製造方法Info
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- JP2000234136A JP2000234136A JP11031282A JP3128299A JP2000234136A JP 2000234136 A JP2000234136 A JP 2000234136A JP 11031282 A JP11031282 A JP 11031282A JP 3128299 A JP3128299 A JP 3128299A JP 2000234136 A JP2000234136 A JP 2000234136A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 靱性と剛性・硬度とを両立し、耐熱亀裂性お
よび衝撃強度に優れる超硬合金および被覆超硬合金とそ
の製造方法とを提供する。 【解決手段】 周期律表IVa，Va，VIa族元素の炭化物
（ＷＣを除く）、窒化物および炭窒化物から選択された
少なくとも1種およびＷＣを主体とする硬質相がＣｏを
含む鉄族金属の結合相中に分散された超硬合金におい
て、Ｃｏの結晶構造が次式を満たす。 ０≦Ｉ(Co・hcp)／Ｉ(Co・fcc)≦０．１ ここで、Ｉ(Co・hcp)はhcp 構造のＣｏの(101) 面におけ
るＸ線回折強度で、Ｉ(Co・fcc)はfcc 構造のＣｏの(11
1) 面におけるＸ線回折強度である。この超硬合金は所
定の原料を焼結して一旦冷却した後、焼結体を液相出現
直下の温度まで加熱し、液体中に浸漬して急冷すること
により得られる。
よび衝撃強度に優れる超硬合金および被覆超硬合金とそ
の製造方法とを提供する。 【解決手段】 周期律表IVa，Va，VIa族元素の炭化物
（ＷＣを除く）、窒化物および炭窒化物から選択された
少なくとも1種およびＷＣを主体とする硬質相がＣｏを
含む鉄族金属の結合相中に分散された超硬合金におい
て、Ｃｏの結晶構造が次式を満たす。 ０≦Ｉ(Co・hcp)／Ｉ(Co・fcc)≦０．１ ここで、Ｉ(Co・hcp)はhcp 構造のＣｏの(101) 面におけ
るＸ線回折強度で、Ｉ(Co・fcc)はfcc 構造のＣｏの(11
1) 面におけるＸ線回折強度である。この超硬合金は所
定の原料を焼結して一旦冷却した後、焼結体を液相出現
直下の温度まで加熱し、液体中に浸漬して急冷すること
により得られる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は特に耐熱亀裂性や衝
撃強度を向上できる超硬合金および被覆超硬合金とその
製造方法に関するものである。
撃強度を向上できる超硬合金および被覆超硬合金とその
製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】超硬合金の衝撃強度や靱性と剛性・硬度
とは相反関係にあり、両者を両立させることは難しい。
この点を改善する技術として、特公平5-20492 号公
報，特開昭58-39764号公報，特公昭61-4899 号公報
記載のものが知られている。これらは主に焼結温度から
の冷却速度を特定することにより靱性と強度の両立を図
っている。
とは相反関係にあり、両者を両立させることは難しい。
この点を改善する技術として、特公平5-20492 号公
報，特開昭58-39764号公報，特公昭61-4899 号公報
記載のものが知られている。これらは主に焼結温度から
の冷却速度を特定することにより靱性と強度の両立を図
っている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかし、上記のいずれ
の技術でも衝撃強度や靱性と剛性・硬度との両立は十分
とはいえず、衝撃強度不足による破損や靱性不足による
亀裂の発生、剛性・硬度不足による塑性変形に対応でき
る材料が要望されていた。また、１４００℃程度の焼結
温度からの急冷では熱衝撃が大き過ぎ、超硬合金に割れ
が発生する可能性が強い。さらに、焼結温度から急冷し
た場合、その急冷効果を維持するには、後にＨＩＰ処理
を行うことができないという問題があった。
の技術でも衝撃強度や靱性と剛性・硬度との両立は十分
とはいえず、衝撃強度不足による破損や靱性不足による
亀裂の発生、剛性・硬度不足による塑性変形に対応でき
る材料が要望されていた。また、１４００℃程度の焼結
温度からの急冷では熱衝撃が大き過ぎ、超硬合金に割れ
が発生する可能性が強い。さらに、焼結温度から急冷し
た場合、その急冷効果を維持するには、後にＨＩＰ処理
を行うことができないという問題があった。
【０００４】さらに、超硬合金を鋼切削に用いるため、
IVa，Va，VIa族元素の炭化物（ＷＣを除く）、炭窒化
物、窒化物を添加することは良く知られた技術である。
これにより、超硬合金の耐摩耗性は向上したが、この合
金をフライス切削に用いたときには、加熱冷却の繰り返
しにより生じた熱亀裂が発生し易くなり、耐熱亀裂性の
低下が問題となっていた。
IVa，Va，VIa族元素の炭化物（ＷＣを除く）、炭窒化
物、窒化物を添加することは良く知られた技術である。
これにより、超硬合金の耐摩耗性は向上したが、この合
金をフライス切削に用いたときには、加熱冷却の繰り返
しにより生じた熱亀裂が発生し易くなり、耐熱亀裂性の
低下が問題となっていた。
【０００５】従って、本発明の主目的は、靱性と強度、
特に耐熱亀裂性および衝撃強度とを両立できる超硬合金
および被覆超硬合金とその製造方法を提供することにあ
る。
特に耐熱亀裂性および衝撃強度とを両立できる超硬合金
および被覆超硬合金とその製造方法を提供することにあ
る。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は超硬合金中のＣ
ｏの結晶構造および固溶量を制御することにより上記の
目的を達成する。すなわち、本発明超硬合金は、周期律
表IVa，Va，VIa族元素の炭化物（ＷＣを除く）、窒化物
および炭窒化物から選択された少なくとも1種およびＷ
Ｃを主体とする硬質相と、Ｃｏを含む鉄族金属の結合相
とからなる超硬合金において、前記Ｃｏの結晶構造が次
式を満たすことを特徴とする。 ０≦Ｉ(Co・hcp)／Ｉ(Co・fcc)≦０．１ ただし、Ｉ(Co・hcp)はhcp 構造のＣｏの(101) 面におけ
るＸ線回折強度で、Ｉ(Co・fcc)はfcc 構造のＣｏの(11
1) 面におけるＸ線回折強度である。
ｏの結晶構造および固溶量を制御することにより上記の
目的を達成する。すなわち、本発明超硬合金は、周期律
表IVa，Va，VIa族元素の炭化物（ＷＣを除く）、窒化物
および炭窒化物から選択された少なくとも1種およびＷ
Ｃを主体とする硬質相と、Ｃｏを含む鉄族金属の結合相
とからなる超硬合金において、前記Ｃｏの結晶構造が次
式を満たすことを特徴とする。 ０≦Ｉ(Co・hcp)／Ｉ(Co・fcc)≦０．１ ただし、Ｉ(Co・hcp)はhcp 構造のＣｏの(101) 面におけ
るＸ線回折強度で、Ｉ(Co・fcc)はfcc 構造のＣｏの(11
1) 面におけるＸ線回折強度である。
【０００７】ここで、Ｉ(Co・hcp)／Ｉ(Co・fcc)のより好
ましい範囲は０．０１〜０．１０であり、特に好ましい
範囲は０．０５〜０．１０である。さらにＣｏの格子定
数が３．５７０Å以上であることが好ましい。なお、結
合相量は５〜２０ｗｔ％程度が好適である。
ましい範囲は０．０１〜０．１０であり、特に好ましい
範囲は０．０５〜０．１０である。さらにＣｏの格子定
数が３．５７０Å以上であることが好ましい。なお、結
合相量は５〜２０ｗｔ％程度が好適である。
【０００８】「Ｉ(Co・hcp)／Ｉ(Co・fcc)」が０．１を越
えると、脆弱なhcp 構造のＣｏが増えて靱性が不足す
る。そのため、このような超硬合金をフライス切削用工
具に用いた場合、亀裂が発生しやすく、工具寿命が短く
なってしまう。また、本発明超硬合金はIVa，Va，VIa族
元素の炭化物（ＷＣを除く）、窒化物および炭窒化物か
ら選択された少なくとも1種を含むため、「Ｉ(Co・hcp)
／Ｉ(Co・fcc)」の値を０．０１よりも小さい値になるま
で急冷すると冷却時に割れが生じやすく、より好ましい
値は０．００５〜０．１０である。さらに、格子定数が
３．５７０Å未満であるとＣｏ中へのＷの固溶量が少な
いことを意味し、やはり靱性不足となりやすい。
えると、脆弱なhcp 構造のＣｏが増えて靱性が不足す
る。そのため、このような超硬合金をフライス切削用工
具に用いた場合、亀裂が発生しやすく、工具寿命が短く
なってしまう。また、本発明超硬合金はIVa，Va，VIa族
元素の炭化物（ＷＣを除く）、窒化物および炭窒化物か
ら選択された少なくとも1種を含むため、「Ｉ(Co・hcp)
／Ｉ(Co・fcc)」の値を０．０１よりも小さい値になるま
で急冷すると冷却時に割れが生じやすく、より好ましい
値は０．００５〜０．１０である。さらに、格子定数が
３．５７０Å未満であるとＣｏ中へのＷの固溶量が少な
いことを意味し、やはり靱性不足となりやすい。
【０００９】また、超硬合金の表面部の少なくとも一部
に脱β層を有すると耐初期亀裂性が向上するため好まし
い。ここで、脱β層とはＣｏを含む結合相とＷＣとから
なる層で、本発明の超硬合金を脱窒雰囲気で焼結するこ
とにより得られ、超硬合金内部よりもＣｏ含有率が多い
層である。脱β層中のＣｏ含有率は超硬合金内部よりも
多くなるため、急冷処理による前述の効果が得られ易く
なり好ましい。
に脱β層を有すると耐初期亀裂性が向上するため好まし
い。ここで、脱β層とはＣｏを含む結合相とＷＣとから
なる層で、本発明の超硬合金を脱窒雰囲気で焼結するこ
とにより得られ、超硬合金内部よりもＣｏ含有率が多い
層である。脱β層中のＣｏ含有率は超硬合金内部よりも
多くなるため、急冷処理による前述の効果が得られ易く
なり好ましい。
【００１０】さらに、超硬合金の表面に膜厚0.1〜30μm
の被覆膜をコーティングすることは、耐摩耗性を向上さ
せるために好ましい。コーティング層としてはIVa，V
a，VIa族元素、Ａｌから選ばれた少なくとも一種類の炭
化物、窒化物、酸化物、硼化物、これらの固溶体あるい
はダイヤモンド、ダイヤモンドライクカーボン、立方晶
窒化硼素の少なくとも一層以上からなる被覆膜が好まし
い。
の被覆膜をコーティングすることは、耐摩耗性を向上さ
せるために好ましい。コーティング層としてはIVa，V
a，VIa族元素、Ａｌから選ばれた少なくとも一種類の炭
化物、窒化物、酸化物、硼化物、これらの固溶体あるい
はダイヤモンド、ダイヤモンドライクカーボン、立方晶
窒化硼素の少なくとも一層以上からなる被覆膜が好まし
い。
【００１１】これらの被覆膜をコーティングする方法と
しては、公知の化学蒸着法や、物理蒸着法を用いること
ができる。その中でも、被覆温度を９００℃以下に低く
できるコーティング方法が好ましい。コーティングを行
う超硬合金母材としては、コーティング膜がはがれた後
の耐摩耗性が必用な用途では、硬質相にIVa，Va，VIa族
元素の炭化物、炭窒化物、窒化物が含まれていることが
好ましい。ただし、超硬合金母材の耐熱亀裂性、耐衝撃
性が特に要求される用途では、硬質相がＷＣのみで構成
されている超硬合金母材が好ましい。
しては、公知の化学蒸着法や、物理蒸着法を用いること
ができる。その中でも、被覆温度を９００℃以下に低く
できるコーティング方法が好ましい。コーティングを行
う超硬合金母材としては、コーティング膜がはがれた後
の耐摩耗性が必用な用途では、硬質相にIVa，Va，VIa族
元素の炭化物、炭窒化物、窒化物が含まれていることが
好ましい。ただし、超硬合金母材の耐熱亀裂性、耐衝撃
性が特に要求される用途では、硬質相がＷＣのみで構成
されている超硬合金母材が好ましい。
【００１２】本発明超硬合金の製造方法は、周期律表IV
a，Va，VIa族元素の炭化物（ＷＣを除く）、窒化物およ
び炭窒化物から選択された少なくとも1種およびＷＣを
主体とする硬質相とＣｏを含む鉄族金属の結合相とを焼
結して冷却する工程と、この冷却後に焼結体を液相出現
直下の温度まで加熱し、液体中に浸漬して急冷する工程
とを含むことを特徴とする。
a，Va，VIa族元素の炭化物（ＷＣを除く）、窒化物およ
び炭窒化物から選択された少なくとも1種およびＷＣを
主体とする硬質相とＣｏを含む鉄族金属の結合相とを焼
結して冷却する工程と、この冷却後に焼結体を液相出現
直下の温度まで加熱し、液体中に浸漬して急冷する工程
とを含むことを特徴とする。
【００１３】液相出現直下の温度としては１２００〜１
３００℃程度が好適である。また、急冷速度は１０００
℃／ｍｉｎ以上とすることが望ましい。急冷する際に焼
結体を浸漬する液体は特に限定されない。例えば、水や
油が挙げられる。なお、硬質相と結合相とを焼結した後
に必要に応じてＨＩＰ処理を行ってもよい。
３００℃程度が好適である。また、急冷速度は１０００
℃／ｍｉｎ以上とすることが望ましい。急冷する際に焼
結体を浸漬する液体は特に限定されない。例えば、水や
油が挙げられる。なお、硬質相と結合相とを焼結した後
に必要に応じてＨＩＰ処理を行ってもよい。
【００１４】一般に、超硬合金製品は次の工程により製
造される。 原料粉末の混合→プレス→（中間焼結）→（成形）→焼
結→（ＨＩＰ）→検査 すなわち、混合した原料をプレスし、１４００℃程度で
焼結を行うか、混合した原料をブロック状にプレスし、
７００℃程度で中間焼結後、中間焼結体を所定の工具形
状に成形して１４００℃程度で焼結を行う。さらに焼結
体中の空隙を減少させるため、焼結の後にＨＩＰ（例え
ば１３４０℃程度）を行うこともある。
造される。 原料粉末の混合→プレス→（中間焼結）→（成形）→焼
結→（ＨＩＰ）→検査 すなわち、混合した原料をプレスし、１４００℃程度で
焼結を行うか、混合した原料をブロック状にプレスし、
７００℃程度で中間焼結後、中間焼結体を所定の工具形
状に成形して１４００℃程度で焼結を行う。さらに焼結
体中の空隙を減少させるため、焼結の後にＨＩＰ（例え
ば１３４０℃程度）を行うこともある。
【００１５】前述した従来の技術〜では主に焼結温
度から冷却する際の速度に着目している。本発明では焼
結温度からの冷却は特に規定せず、一旦冷却された後に
再度加熱してから急冷することを特徴とする。
度から冷却する際の速度に着目している。本発明では焼
結温度からの冷却は特に規定せず、一旦冷却された後に
再度加熱してから急冷することを特徴とする。
【００１６】このような急冷はＣｏの結晶構造の変態温
度域（４１３℃前後）をごく短時間で通過することによ
り、(1) 高温で安定相であるfcc 構造からhcp 構造へ相
変態させることなく固化する、(2) 急冷直前にＣｏへ固
溶しているIVa，Va，VIa族金属を冷却中に析出させるこ
となく固化する、ことに有効である。
度域（４１３℃前後）をごく短時間で通過することによ
り、(1) 高温で安定相であるfcc 構造からhcp 構造へ相
変態させることなく固化する、(2) 急冷直前にＣｏへ固
溶しているIVa，Va，VIa族金属を冷却中に析出させるこ
となく固化する、ことに有効である。
【００１７】液相出現温度直下の温度より急冷を開始す
るのは、Ｃｏ中にIVa，Va，VIa族元素を多量に固溶で
き、かつfcc →hcp の変態温度に最も近い温度条件だか
らである。１４００℃程度の焼結温度近辺の温度からの
急冷では熱衝撃が大きく、割れが発生する場合がある。
具体的な再加熱温度は１２００〜１３００℃程度、特に
１２２０〜１２８０℃程度が好適である。
るのは、Ｃｏ中にIVa，Va，VIa族元素を多量に固溶で
き、かつfcc →hcp の変態温度に最も近い温度条件だか
らである。１４００℃程度の焼結温度近辺の温度からの
急冷では熱衝撃が大きく、割れが発生する場合がある。
具体的な再加熱温度は１２００〜１３００℃程度、特に
１２２０〜１２８０℃程度が好適である。
【００１８】また、従来の技術〜では焼結温度から
の冷却を急冷としており、冷却後にＨＩＰを行なうと急
冷効果が失われるため、焼結に引き続いてＨＩＰを行う
ことが難しい。しかし、本発明では後に再加熱してから
急冷するため、焼結と再加熱との間にＨＩＰを行ってよ
り緻密な超硬合金を得ることもできる。
の冷却を急冷としており、冷却後にＨＩＰを行なうと急
冷効果が失われるため、焼結に引き続いてＨＩＰを行う
ことが難しい。しかし、本発明では後に再加熱してから
急冷するため、焼結と再加熱との間にＨＩＰを行ってよ
り緻密な超硬合金を得ることもできる。
【００１９】
【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態を説明
する。市販のＷＣ粉末（平均粒径６．５μｍと３μｍ）
とＴｉＣ粉末（平均粒径１μm）、ＴａＣ粉末（平均粒
径２μm）、ＴｉＣＮ粉末（平均粒径１μm）、ＮｂＣ粉
末（平均粒径１μm）、Ｃｒ３Ｃ２（平均粒径２μm）と
Ｃｏ粉末（平均粒径１．２μｍ）を表１に示す組成（Ａ
〜Ｅ）に配合し、アトライターで湿式混合した後、乾燥
した粉末を作製した。
する。市販のＷＣ粉末（平均粒径６．５μｍと３μｍ）
とＴｉＣ粉末（平均粒径１μm）、ＴａＣ粉末（平均粒
径２μm）、ＴｉＣＮ粉末（平均粒径１μm）、ＮｂＣ粉
末（平均粒径１μm）、Ｃｒ３Ｃ２（平均粒径２μm）と
Ｃｏ粉末（平均粒径１．２μｍ）を表１に示す組成（Ａ
〜Ｅ）に配合し、アトライターで湿式混合した後、乾燥
した粉末を作製した。
【００２０】
【表１】
【００２１】この粉末を１ｔ／cm2の圧力でプレスし、
１３８０℃〜１４００℃にて６０分間焼結してから除冷
した超硬合金試験片を作製した。これらの試験片のう
ち、いくつかはさらにＨＩＰ処理（１３４０℃，１ｔ／
cm2，Ａｒガス雰囲気）を施した。焼結またはＨＩＰ処
理を施して冷却された試験片は、予め１２５０℃に加熱
した電気炉内に１０分間保持した後、炉から取り出して
直ちに（３０秒以内）に水中に浸漬して、１０００℃／
ｍｉｎ以上の急冷速度で急冷処理が施された。なお、上
記急冷処理を行わなかったものと、従来のガス冷却を施
したものとを比較例とした。ガス冷却は窒素ガス導入に
より冷却を行うもので、冷却速度はせいぜい５００℃／
ｍｉｎである。
１３８０℃〜１４００℃にて６０分間焼結してから除冷
した超硬合金試験片を作製した。これらの試験片のう
ち、いくつかはさらにＨＩＰ処理（１３４０℃，１ｔ／
cm2，Ａｒガス雰囲気）を施した。焼結またはＨＩＰ処
理を施して冷却された試験片は、予め１２５０℃に加熱
した電気炉内に１０分間保持した後、炉から取り出して
直ちに（３０秒以内）に水中に浸漬して、１０００℃／
ｍｉｎ以上の急冷速度で急冷処理が施された。なお、上
記急冷処理を行わなかったものと、従来のガス冷却を施
したものとを比較例とした。ガス冷却は窒素ガス導入に
より冷却を行うもので、冷却速度はせいぜい５００℃／
ｍｉｎである。
【００２２】そして、得られた試験片について、Ｘ線回
折によりＣｏの結晶構造（Ｉ(Co・hcp)／Ｉ(Co・fcc)），
格子定数，衝撃強度，硬度，抗折力の分析・測定を行っ
た。その結果を表２に示す。
折によりＣｏの結晶構造（Ｉ(Co・hcp)／Ｉ(Co・fcc)），
格子定数，衝撃強度，硬度，抗折力の分析・測定を行っ
た。その結果を表２に示す。
【００２３】
【表２】
【００２４】表２に示すように、いずれの実施例も硬度
・抗折力に関しては比較例と同等であるが、衝撃強度は
著しく向上し、抗折力についても少し向上していること
がわかる。これは、結合相のＣｏの結晶構造が延性に富
むfcc 構造となり、Ｃｏ中に多量にＴｉ，Ｔａ，Ｎｂ，
ＣｒなどのIVa，Va，VIa族元素が固溶し、その結果格子
定数が大きくなり強化されたためであると思われる。中
でもＣｒ３Ｃ２を添加した組成（Ｃ）と（Ｅ）の合金で
の衝撃強度の向上効果が大きいことが判る。各実施例の
冷却速度は、１２５０℃からほぼ常温まで冷却するのに
せいぜい１０秒程度であったため、１２０℃／ｓｅｃ程
度と推定される。
・抗折力に関しては比較例と同等であるが、衝撃強度は
著しく向上し、抗折力についても少し向上していること
がわかる。これは、結合相のＣｏの結晶構造が延性に富
むfcc 構造となり、Ｃｏ中に多量にＴｉ，Ｔａ，Ｎｂ，
ＣｒなどのIVa，Va，VIa族元素が固溶し、その結果格子
定数が大きくなり強化されたためであると思われる。中
でもＣｒ３Ｃ２を添加した組成（Ｃ）と（Ｅ）の合金で
の衝撃強度の向上効果が大きいことが判る。各実施例の
冷却速度は、１２５０℃からほぼ常温まで冷却するのに
せいぜい１０秒程度であったため、１２０℃／ｓｅｃ程
度と推定される。
【００２５】これに対し、比較例はいずれも衝撃強度が
劣っている。すなわち、急冷処理を行わなかった比較例
１〜７は全て衝撃強度，格子定数共に低い。また、窒素
ガス導入によるガス冷却を行った比較例８，９は５００
℃／ｍｉｎ程度の冷却を行ったにもかかわらず、実施例
に匹敵する衝撃強度は得られなかった。
劣っている。すなわち、急冷処理を行わなかった比較例
１〜７は全て衝撃強度，格子定数共に低い。また、窒素
ガス導入によるガス冷却を行った比較例８，９は５００
℃／ｍｉｎ程度の冷却を行ったにもかかわらず、実施例
に匹敵する衝撃強度は得られなかった。
【００２６】また、急冷する際の冷却媒体を水ではなく
油とした場合でも同様の結果が得られた。
油とした場合でも同様の結果が得られた。
【００２７】（試験例）表１の組成Ｃ，Ｅの粉末を用い
てスローアウェイチップを成形し、その後、１３８０℃
〜１４００℃にて６０分間焼結して焼結体を作製した。
得られた焼結体を実施例１と同様に急冷処理を行った。
急冷処理を行ったチップと同様、比較として急冷処理を
行わないチップも作製し、超硬チップ表面に膜厚４μm
の被覆膜をコーティングした。コーティングはそれぞれ
ＣＶＤ法、ＰＶＤ法によって施した。
てスローアウェイチップを成形し、その後、１３８０℃
〜１４００℃にて６０分間焼結して焼結体を作製した。
得られた焼結体を実施例１と同様に急冷処理を行った。
急冷処理を行ったチップと同様、比較として急冷処理を
行わないチップも作製し、超硬チップ表面に膜厚４μm
の被覆膜をコーティングした。コーティングはそれぞれ
ＣＶＤ法、ＰＶＤ法によって施した。
【００２８】これらのスローアウェイチップを用いて切
削を行い、刃先の耐熱亀裂性を比較した。その切削条件
を表３に示す。なお、切削においては母材の熱亀裂によ
る損傷を加速するため高速での湿式フライス切削とし
た。切削材を６００ｍｍ切削した結果を表４に示す。
削を行い、刃先の耐熱亀裂性を比較した。その切削条件
を表３に示す。なお、切削においては母材の熱亀裂によ
る損傷を加速するため高速での湿式フライス切削とし
た。切削材を６００ｍｍ切削した結果を表４に示す。
【００２９】
【表３】
【００３０】
【表４】
【００３１】チップをすくい面側からラッピングを施
し、その熱亀裂の深さを測定した。熱亀裂の深さ、逃げ
面側の亀裂長さ、熱亀裂本数を見ると、本発明超硬チッ
プが優れた耐熱亀裂性を有していることが判る。さら
に、脱β層(約１０μm)を有している試料（Ｅ）の耐熱
亀裂性が優れていることが判る。また、コーティングは
被膜温度が５００℃と比較的低温であるＰＶＤ法を用い
て被覆した方が急冷処理の効果がより残留するため、切
削における耐熱亀裂性により有効であると考えられる。
し、その熱亀裂の深さを測定した。熱亀裂の深さ、逃げ
面側の亀裂長さ、熱亀裂本数を見ると、本発明超硬チッ
プが優れた耐熱亀裂性を有していることが判る。さら
に、脱β層(約１０μm)を有している試料（Ｅ）の耐熱
亀裂性が優れていることが判る。また、コーティングは
被膜温度が５００℃と比較的低温であるＰＶＤ法を用い
て被覆した方が急冷処理の効果がより残留するため、切
削における耐熱亀裂性により有効であると考えられる。
【００３２】急冷処理を施した本発明超硬合金チップ
は、熱亀裂は見られるものの熱亀裂からの膜剥離は見ら
れなかった。これに対して、急冷を行わなかった超硬合
金をコーティング母材としたチップは熱亀裂から膜剥離
が見られ、さらには母材の欠損が見られた。
は、熱亀裂は見られるものの熱亀裂からの膜剥離は見ら
れなかった。これに対して、急冷を行わなかった超硬合
金をコーティング母材としたチップは熱亀裂から膜剥離
が見られ、さらには母材の欠損が見られた。
【００３３】
【発明の効果】以上説明したように、本発明超硬合金は
衝撃強度と抗折力において優れた特性を示す。従って、
熱亀裂が主要な寿命決定要因と考えられる切削分野で耐
熱亀裂性が大幅に改善され、工具寿命を延長することが
できる。また、脱β層を有する母材、さらにはコーティ
ング処理、特に被覆温度が低いＰＶＤ法を併用すること
により、熱亀裂が発生し易い切削において耐熱亀裂性な
どの切削性能をさらに向上することができる。そして、
本発明方法は本発明超硬合金を製造するのに最適な方法
である。
衝撃強度と抗折力において優れた特性を示す。従って、
熱亀裂が主要な寿命決定要因と考えられる切削分野で耐
熱亀裂性が大幅に改善され、工具寿命を延長することが
できる。また、脱β層を有する母材、さらにはコーティ
ング処理、特に被覆温度が低いＰＶＤ法を併用すること
により、熱亀裂が発生し易い切削において耐熱亀裂性な
どの切削性能をさらに向上することができる。そして、
本発明方法は本発明超硬合金を製造するのに最適な方法
である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｂ２３Ｐ 15/28 Ｃ２２Ｃ 1/05 Ｇ Ｃ２２Ｃ 1/05 Ｃ２３Ｃ 14/06 Ａ Ｃ２３Ｃ 14/06 16/30 16/30 Ｂ２２Ｆ 3/10 Ｈ Ａ (72)発明者 池ヶ谷 明彦 兵庫県伊丹市昆陽北一丁目１番１号 住友 電気工業株式会社伊丹製作所内 Ｆターム(参考） 3C046 FF03 FF09 FF10 FF19 FF22 FF25 FF32 FF39 FF43 FF46 FF52 FF53 4K018 AD06 DA13 DA29 DA30 DA31 FA27 KA15 4K029 AA02 AA04 BA60 BD05 EA01 4K030 BA18 BA38 BA41 BA43 BB12 CA03 HA01 JA01 LA22
Claims (8)
- 【請求項１】 周期律表IVa，Va，VIa族元素の炭化物
（ＷＣを除く）、窒化物および炭窒化物から選択された
少なくとも1種およびＷＣを主体とする硬質相と、Ｃｏ
を含む鉄族金属の結合相とからなる超硬合金において、 前記Ｃｏの結晶構造が次式を満たすことを特徴とする超
硬合金。 ０≦Ｉ(Co・hcp)／Ｉ(Co・fcc)≦０．１ ここで、Ｉ(Co・hcp)はhcp 構造のＣｏの(101) 面におけ
るＸ線回折強度で、Ｉ(Co・fcc)はfcc 構造のＣｏの(11
1) 面におけるＸ線回折強度である。 - 【請求項２】 Ｃｏの格子定数が３．５７０Å以上であ
ることを特徴とする請求項１記載の超硬合金。 - 【請求項３】 超硬合金表面部の少なくとも一部に、脱
β層を有することを特徴とする請求項1記載の超硬合
金。 - 【請求項４】 超硬合金表面にさらに膜厚0.1〜30μmの
被覆膜をコーティングしたことを特徴とする請求項1記
載の超硬合金。 - 【請求項５】 超硬合金中の硬質相をＷＣのみに置換し
たことを特徴とする請求項４記載の超硬合金。 - 【請求項６】 周期律表IVa，Va，VIa族元素の炭化物
（ＷＣを除く）、窒化物および炭窒化物から選択された
少なくとも1種およびＷＣを主体とする硬質相とＣｏを
含む鉄族金属の結合相とを焼結して冷却する工程と、 この冷却後に焼結体を液相出現直下の温度まで加熱し、
液体中に浸漬して急冷する工程とを含むことを特徴とす
る超硬合金の製造方法。 - 【請求項７】 液相出現直下の温度が１２００〜１３０
０℃であることを特徴とする請求項６記載の超硬合金の
製造方法。 - 【請求項８】 急冷速度が１０００℃／ｍｉｎ以上であ
ることを特徴とする請求項６記載の超硬合金の製造方
法。
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