JP2623508B2 - 表面粗さを調整した被覆超硬合金 - Google Patents
表面粗さを調整した被覆超硬合金Info
- Publication number
- JP2623508B2 JP2623508B2 JP1282688A JP28268889A JP2623508B2 JP 2623508 B2 JP2623508 B2 JP 2623508B2 JP 1282688 A JP1282688 A JP 1282688A JP 28268889 A JP28268889 A JP 28268889A JP 2623508 B2 JP2623508 B2 JP 2623508B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- coating
- cemented carbide
- surface roughness
- coated cemented
- carbide
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
Landscapes
- Chemical Vapour Deposition (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、切削工具及び耐摩耗工具などの工具部材、
特に切削工具の中でもフライス，エンドミルなどに代表
される回転工具用部材として適する表面粗さを調整した
被覆超硬合金及びその製造方法に関するものである。
特に切削工具の中でもフライス，エンドミルなどに代表
される回転工具用部材として適する表面粗さを調整した
被覆超硬合金及びその製造方法に関するものである。
（従来の技術） 超硬合金の表面に硬質なセラミックスの被膜を形成し
てなる被覆超硬合金は、超硬合金に比べて耐摩耗性が大
きく向上することから、各種の工具部材として広く実用
されている。この被覆超硬合金は、大別すると、化学蒸
着法（CVD法）により被膜を形成してなるものと、物理
蒸着法（PVD法）により被膜を形成してなるものとがあ
る。この内、前者の被覆超硬合金は、後者に比べて高温
で処理されることから被膜の耐剥離性がすぐれているけ
れども、被覆超硬合金の強度が低いために耐衝撃性を必
要とする、例えばフライス切削工具用部材には後者の合
金に比べて前者の合金が劣るという傾向にある。
てなる被覆超硬合金は、超硬合金に比べて耐摩耗性が大
きく向上することから、各種の工具部材として広く実用
されている。この被覆超硬合金は、大別すると、化学蒸
着法（CVD法）により被膜を形成してなるものと、物理
蒸着法（PVD法）により被膜を形成してなるものとがあ
る。この内、前者の被覆超硬合金は、後者に比べて高温
で処理されることから被膜の耐剥離性がすぐれているけ
れども、被覆超硬合金の強度が低いために耐衝撃性を必
要とする、例えばフライス切削工具用部材には後者の合
金に比べて前者の合金が劣るという傾向にある。
しかしながら、最近鋳鉄をフライス加工する用途が増
加し、この鋳鉄、中でもダクタイル鋳鉄のフライス加工
の場合、断続切削に相当するために工具の切刃が微小チ
ッピングを起しやすく、又被膜に切粉が圧着分離しやす
くなることからPVD法による被覆超硬合金でも短寿命と
なり、CVD法による被覆超硬合金への期待が高まってい
る。
加し、この鋳鉄、中でもダクタイル鋳鉄のフライス加工
の場合、断続切削に相当するために工具の切刃が微小チ
ッピングを起しやすく、又被膜に切粉が圧着分離しやす
くなることからPVD法による被覆超硬合金でも短寿命と
なり、CVD法による被覆超硬合金への期待が高まってい
る。
（発明が解決しようとする問題点） 従来のCVD法による被覆超硬合金は、被膜の表面精度
を高めたとしても、Rmax0.4μｍ以上の表面粗さからな
っており、この結果フライスの切削加工用として用いる
と切刃に微小チッピングが生じやすく、この微小チッピ
ングから刃先欠損が誘発されること、及び切粉の圧着分
離損傷により、安定な性能が得られなく、しかも短寿命
であるという問題がある。
を高めたとしても、Rmax0.4μｍ以上の表面粗さからな
っており、この結果フライスの切削加工用として用いる
と切刃に微小チッピングが生じやすく、この微小チッピ
ングから刃先欠損が誘発されること、及び切粉の圧着分
離損傷により、安定な性能が得られなく、しかも短寿命
であるという問題がある。
本発明は、上述のような問題点を解決したもので、具
体的には、CVD法で処理後の被膜の表面精度を高めて、
耐衝撃性，耐欠損性，耐摩耗性，耐剥離性，耐溶着性及
び安定性にすぐれるようにした被覆超硬合金及びその製
造方法の提供を目的とするものである。
体的には、CVD法で処理後の被膜の表面精度を高めて、
耐衝撃性，耐欠損性，耐摩耗性，耐剥離性，耐溶着性及
び安定性にすぐれるようにした被覆超硬合金及びその製
造方法の提供を目的とするものである。
（問題点を解決するための手段） 本発明者らは、超硬合金の表面にCVD法でもって被膜
を形成してなる被覆超硬合金を用いて、鋳鉄のフライス
切削を行い、フライス切削工具用として最適な被覆超硬
合金の検討を行っていた所、 第１に、CVD法による被覆超硬合金の被膜の表面は、P
VD法による被覆超硬合金の被膜の表面に比べて、表面精
度が劣ること、前者の被膜の表面精度の悪さは、超硬合
金の表面上に存在する硬質相上の被膜の厚さと結合相上
の被膜の厚さの相違から生じていること、特に超硬合金
の表面にTiCの被膜を形成すると結合相上の方が被膜の
成長が速くて、その結果超硬合金の表面の微小部分での
被膜厚さによる段差が生じ、被膜の表面精度を低下させ
ているという知見を得た。
を形成してなる被覆超硬合金を用いて、鋳鉄のフライス
切削を行い、フライス切削工具用として最適な被覆超硬
合金の検討を行っていた所、 第１に、CVD法による被覆超硬合金の被膜の表面は、P
VD法による被覆超硬合金の被膜の表面に比べて、表面精
度が劣ること、前者の被膜の表面精度の悪さは、超硬合
金の表面上に存在する硬質相上の被膜の厚さと結合相上
の被膜の厚さの相違から生じていること、特に超硬合金
の表面にTiCの被膜を形成すると結合相上の方が被膜の
成長が速くて、その結果超硬合金の表面の微小部分での
被膜厚さによる段差が生じ、被膜の表面精度を低下させ
ているという知見を得た。
第２に、CVD法による被覆超硬合金でもって鋳鉄のフ
ライス切削加工を行い、そのときの工具切刃の損傷状態
を調べた所、鋳鉄の中でも特にダクタイル鋳鉄の場合、
切粉が溶着物として切刃に凝着し、この溶着物が切刃か
ら分離するときに微小チッピング又は欠損となる、所
謂、溶着物分離損傷が起っているという知見を得た。
ライス切削加工を行い、そのときの工具切刃の損傷状態
を調べた所、鋳鉄の中でも特にダクタイル鋳鉄の場合、
切粉が溶着物として切刃に凝着し、この溶着物が切刃か
ら分離するときに微小チッピング又は欠損となる、所
謂、溶着物分離損傷が起っているという知見を得た。
第３に、被膜の表面精度の異なったCVD法による被覆
超硬合金を用いて、鋳鉄のフライス切削加工を行った
所、被膜の表面精度と工具切刃の溶着物分離損傷とに相
関関係が見られ、被膜の表面精度を高めるほど溶着物分
離損傷が生じ難く、寿命も向上すること、又製造条件を
制御することにより被膜の表面精度を調整することがで
きるという知見を得た。
超硬合金を用いて、鋳鉄のフライス切削加工を行った
所、被膜の表面精度と工具切刃の溶着物分離損傷とに相
関関係が見られ、被膜の表面精度を高めるほど溶着物分
離損傷が生じ難く、寿命も向上すること、又製造条件を
制御することにより被膜の表面精度を調整することがで
きるという知見を得た。
これら第1,第２及び第３の知見に基づいて本発明を完
成するに至ったものである。
成するに至ったものである。
すなわち、本発明の表面粗さを調整した被覆超硬合金
は、炭化タングステン、又は炭化タングステンと周期律
表4a,5a,6a族金属の炭化物，炭窒化物及びこれらの相互
固溶体の中の少なくとも１種の立方晶系化合物とからな
る硬質相85〜97重量％と、残りCoを主成分とする結合相
と不可避不純物とからなる超硬合金の基材の表面に化学
蒸着法でもってセラミックスの被膜を単層又は多層に形
成してなる被覆超硬合金であって、該化学蒸着法で処理
後の該被膜の表面粗さがRmax0.3μｍ以下（但し、被膜
表面を研摩して得られる表面は除く）であることを特徴
とするものである。
は、炭化タングステン、又は炭化タングステンと周期律
表4a,5a,6a族金属の炭化物，炭窒化物及びこれらの相互
固溶体の中の少なくとも１種の立方晶系化合物とからな
る硬質相85〜97重量％と、残りCoを主成分とする結合相
と不可避不純物とからなる超硬合金の基材の表面に化学
蒸着法でもってセラミックスの被膜を単層又は多層に形
成してなる被覆超硬合金であって、該化学蒸着法で処理
後の該被膜の表面粗さがRmax0.3μｍ以下（但し、被膜
表面を研摩して得られる表面は除く）であることを特徴
とするものである。
本発明の表面粗さを調整した被覆超硬合金における基
材は、硬質相と結合相と不可避不純物とからなり、この
内硬質相が炭化タングステンのみからなる場合、又は炭
化タングステンと立方晶型（NaCl型）の結晶構造を有す
る立方晶系化合物とからなる場合があり、この立方晶系
化合物としては、具体的には、例えばTiC,ZrC,HfC,NbC,
TaC,（Ti,Ta）C,（Ti,Nb）C,（Ti,W）C,（Ti,Ta,W）C,
（Ti,Ta,Nb,W）C,Ti（C,N），（Ti,Ta）（C,N）などを
代表例として挙げることができる。これらの硬質相の
内、硬質相が立方晶系化合物20wt％以下と残り炭化タン
グステンとからなる場合で、かつ立方晶系化合物と炭化
タングステンの両方が共に平均粒径１μｍ以下でなる場
合は、被膜の表面精度を高めるのが容易になること、及
び基材自体の耐摩耗性，耐欠損性，耐熱性がバランスよ
くすぐれることから、特に好ましいことである。この硬
質相の他に、基材を構成しているもう一つの結合相は、
Coのみからなる場合、又は少なくとも50wt％のCoと残
り、例えばNi,Fe,Cr,W,Mo,Ta,Nb,V,Ti,Zr,Hf,Mn,Cuなど
の金属元素の含有してなる場合である。
材は、硬質相と結合相と不可避不純物とからなり、この
内硬質相が炭化タングステンのみからなる場合、又は炭
化タングステンと立方晶型（NaCl型）の結晶構造を有す
る立方晶系化合物とからなる場合があり、この立方晶系
化合物としては、具体的には、例えばTiC,ZrC,HfC,NbC,
TaC,（Ti,Ta）C,（Ti,Nb）C,（Ti,W）C,（Ti,Ta,W）C,
（Ti,Ta,Nb,W）C,Ti（C,N），（Ti,Ta）（C,N）などを
代表例として挙げることができる。これらの硬質相の
内、硬質相が立方晶系化合物20wt％以下と残り炭化タン
グステンとからなる場合で、かつ立方晶系化合物と炭化
タングステンの両方が共に平均粒径１μｍ以下でなる場
合は、被膜の表面精度を高めるのが容易になること、及
び基材自体の耐摩耗性，耐欠損性，耐熱性がバランスよ
くすぐれることから、特に好ましいことである。この硬
質相の他に、基材を構成しているもう一つの結合相は、
Coのみからなる場合、又は少なくとも50wt％のCoと残
り、例えばNi,Fe,Cr,W,Mo,Ta,Nb,V,Ti,Zr,Hf,Mn,Cuなど
の金属元素の含有してなる場合である。
この基材中の硬質相が85wt％未満になると、相対的に
結合相が15wt％を超えて多くなり、結合相が15wt％を超
えて多くなると、結合相の巾（ミーンフリーパス）が広
くなり、その結果被膜の表面精度が低下し、耐チッピン
グ性及び耐欠損性を劣下させる。逆に、硬質相が97wt％
を超えて多くなると、相対的に結合相が3wt％未満とな
り、結合相が3wt％未満になると、基材自体の強度の低
下が著しくなる。このために基材中の硬質相は、85〜97
wt％と定めたものである。
結合相が15wt％を超えて多くなり、結合相が15wt％を超
えて多くなると、結合相の巾（ミーンフリーパス）が広
くなり、その結果被膜の表面精度が低下し、耐チッピン
グ性及び耐欠損性を劣下させる。逆に、硬質相が97wt％
を超えて多くなると、相対的に結合相が3wt％未満とな
り、結合相が3wt％未満になると、基材自体の強度の低
下が著しくなる。このために基材中の硬質相は、85〜97
wt％と定めたものである。
本発明の表面粗さを調整した被覆超硬合金における被
膜の材質は、具体的には、例えば周期律表4a,5a,6a族金
属の炭化物，窒化物，炭酸化物，窒酸化物，ホウ化物,A
lの酸化物，窒化物,Siの炭化物，窒化物及びこれらの相
互固溶体を挙げることができる。これらの被膜の材質の
内、炭化チタン，窒化チタン，炭窒化チタン，炭酸化チ
タン，窒酸化チタン，炭窒酸化チタンの中の少なくとも
１種の単層又は多層と、酸化アルミニウムの単層とを組
合わせてなる場合が好ましく、特に、基材の表面に接合
する側の下層を炭化チタン，炭窒化チタンの単層又は二
層とし、中間層を酸化アルミニウムとし、上層を窒化チ
タンにすると、被膜と基材との耐剥離性，被膜の耐摩耗
性及び被膜の変色むらもなく、鋳鉄、中でもダクタイル
鋳鉄のフライス加工用工具として著しくすぐれた被覆超
硬合金となる。この被膜の厚さは、用途又は形状により
異なるが、大体１〜20μｍからなり、特に耐衝撃性を重
要視する用途、例えばフライス加工のような回転切削工
具には、被膜の総厚が２〜５μｍであることが好ましい
ことである。
膜の材質は、具体的には、例えば周期律表4a,5a,6a族金
属の炭化物，窒化物，炭酸化物，窒酸化物，ホウ化物,A
lの酸化物，窒化物,Siの炭化物，窒化物及びこれらの相
互固溶体を挙げることができる。これらの被膜の材質の
内、炭化チタン，窒化チタン，炭窒化チタン，炭酸化チ
タン，窒酸化チタン，炭窒酸化チタンの中の少なくとも
１種の単層又は多層と、酸化アルミニウムの単層とを組
合わせてなる場合が好ましく、特に、基材の表面に接合
する側の下層を炭化チタン，炭窒化チタンの単層又は二
層とし、中間層を酸化アルミニウムとし、上層を窒化チ
タンにすると、被膜と基材との耐剥離性，被膜の耐摩耗
性及び被膜の変色むらもなく、鋳鉄、中でもダクタイル
鋳鉄のフライス加工用工具として著しくすぐれた被覆超
硬合金となる。この被膜の厚さは、用途又は形状により
異なるが、大体１〜20μｍからなり、特に耐衝撃性を重
要視する用途、例えばフライス加工のような回転切削工
具には、被膜の総厚が２〜５μｍであることが好ましい
ことである。
これらの被膜の表面粗さがRmaxで0.3μｍを超えて粗
くなると、被覆超硬合金自体の耐摩耗性が顕著に低下す
ることから、本願発明の表面粗さを調整した被覆超硬合
金は、被膜の表面粗さをRmax0.3μｍ以下と定めたもの
である。（但し、被膜の表面粗さRmax0.3μｍ以下とい
うのは、研摩されて得られる被膜の表面粗さの場合は除
く）ここで記載しているRmaxは、基本的にはJIS BO601
に基づいて測定した値に相当する。具体的には、基材の
表面を研削してない場合には被膜の表面上をランダムな
方向で測定した値であり、基材の表面を研削している場
合には、基材表面の研削方向に対して平行になるように
被膜の表面上を測定し、基材の表面の研削による凹凸を
除いた値、例えば基材の表面の研削方向に対して平行に
なるように被膜の表面上を数回測定し、そのとき求めた
Rmaxの最小値をもって基材の表面の研削による凹凸を除
いた値とするものである。
くなると、被覆超硬合金自体の耐摩耗性が顕著に低下す
ることから、本願発明の表面粗さを調整した被覆超硬合
金は、被膜の表面粗さをRmax0.3μｍ以下と定めたもの
である。（但し、被膜の表面粗さRmax0.3μｍ以下とい
うのは、研摩されて得られる被膜の表面粗さの場合は除
く）ここで記載しているRmaxは、基本的にはJIS BO601
に基づいて測定した値に相当する。具体的には、基材の
表面を研削してない場合には被膜の表面上をランダムな
方向で測定した値であり、基材の表面を研削している場
合には、基材表面の研削方向に対して平行になるように
被膜の表面上を測定し、基材の表面の研削による凹凸を
除いた値、例えば基材の表面の研削方向に対して平行に
なるように被膜の表面上を数回測定し、そのとき求めた
Rmaxの最小値をもって基材の表面の研削による凹凸を除
いた値とするものである。
本発明の表面粗さを調整した被覆超硬合金を作製する
場合、硬質相の粒径をできるだけ微細にし、かつ結合相
の含有量をできるだけ少なくした基材を用いて、この基
材の表面に被膜を形成する方法でも可能であるが、次の
方法で行うとバラツキが少なく、安定した被膜の表面精
度のものが得られるので好ましいことである。
場合、硬質相の粒径をできるだけ微細にし、かつ結合相
の含有量をできるだけ少なくした基材を用いて、この基
材の表面に被膜を形成する方法でも可能であるが、次の
方法で行うとバラツキが少なく、安定した被膜の表面精
度のものが得られるので好ましいことである。
被覆超硬合金は、以下の製造方法により製作すること
ができる。すなわち、その製造方法は、炭化タングステ
ン、又は炭化タングステンと周期律表4a,5a,6a族金属の
炭化物，単窒化物及びこれらの相互固溶体の中の少なく
とも１種の立方晶系化合物とからなる硬質相85〜97重量
％と、残りCoを主成分とする結合相と不可避不純物とか
らなる超硬合金の基材を反応容器内に設置し、化学蒸着
法でもって該基材の表面にセラミックスの被膜を単層又
は多層に形成させる被覆処理であって、該反応容器内を
真空又は減圧還元性雰囲気にし、該基材を例えば900〜1
100℃に昇温した後、少なくとも30分間保持による拡散
層の形成処理、次いで該基材の表面に表面粗さがRmax0.
3μｍ以下の該被膜を形成させることを特徴とする方法
である。
ができる。すなわち、その製造方法は、炭化タングステ
ン、又は炭化タングステンと周期律表4a,5a,6a族金属の
炭化物，単窒化物及びこれらの相互固溶体の中の少なく
とも１種の立方晶系化合物とからなる硬質相85〜97重量
％と、残りCoを主成分とする結合相と不可避不純物とか
らなる超硬合金の基材を反応容器内に設置し、化学蒸着
法でもって該基材の表面にセラミックスの被膜を単層又
は多層に形成させる被覆処理であって、該反応容器内を
真空又は減圧還元性雰囲気にし、該基材を例えば900〜1
100℃に昇温した後、少なくとも30分間保持による拡散
層の形成処理、次いで該基材の表面に表面粗さがRmax0.
3μｍ以下の該被膜を形成させることを特徴とする方法
である。
この製造方法における真空又は減圧還元性雰囲気と
は、例えば５×10-2Torr以下の真空、または水素ガスも
しくは水素と炭化水素の混合ガス雰囲気で減圧下にする
ことであり、特にH2−（６〜８）vol％CH4混合ガス雰囲
気で、圧力150〜200Torrにすることが好ましいことであ
る。次に、反応容器内に設置した基材における拡散層の
形成処理は、CVD法による被膜の形成処理温度、例えば9
00〜1100℃に昇温すればよく、この温度で少なくとも30
分間保持、好ましくは１時間保持することにより、基材
中の結合相が基材の表面全体に極微少の拡散層として形
成される。この拡散層の形成処理温度が1050℃を超える
と、後工程における被膜の形成速度が著しく大となり、
被膜の表面精度が劣化し、逆に1000℃未満となると、被
膜の形成速度が遅くなり工業上実用的でない。従って、
基材は1000〜1050℃に昇温した後、少なくとも30分保持
することが好ましいことである。この結合相の拡散層
は、被膜の形成時に再度主として被膜へ拡散してしまう
場合、または拡散層の厚さによっては、被膜の形成後も
極薄膜、例えば１μｍ以下の厚さで残存している場合が
ある。この拡散層の形成処理後に、引続いて従来のCVD
法による処理を行うことにより本発明の表面粗さを調整
した被覆超硬合金を得ることができる。
は、例えば５×10-2Torr以下の真空、または水素ガスも
しくは水素と炭化水素の混合ガス雰囲気で減圧下にする
ことであり、特にH2−（６〜８）vol％CH4混合ガス雰囲
気で、圧力150〜200Torrにすることが好ましいことであ
る。次に、反応容器内に設置した基材における拡散層の
形成処理は、CVD法による被膜の形成処理温度、例えば9
00〜1100℃に昇温すればよく、この温度で少なくとも30
分間保持、好ましくは１時間保持することにより、基材
中の結合相が基材の表面全体に極微少の拡散層として形
成される。この拡散層の形成処理温度が1050℃を超える
と、後工程における被膜の形成速度が著しく大となり、
被膜の表面精度が劣化し、逆に1000℃未満となると、被
膜の形成速度が遅くなり工業上実用的でない。従って、
基材は1000〜1050℃に昇温した後、少なくとも30分保持
することが好ましいことである。この結合相の拡散層
は、被膜の形成時に再度主として被膜へ拡散してしまう
場合、または拡散層の厚さによっては、被膜の形成後も
極薄膜、例えば１μｍ以下の厚さで残存している場合が
ある。この拡散層の形成処理後に、引続いて従来のCVD
法による処理を行うことにより本発明の表面粗さを調整
した被覆超硬合金を得ることができる。
（作用） 本発明の表面粗さを調整した被覆超硬合金は、基材を
構成している硬質相と結合相との組成成分が被覆超硬合
金としての耐摩耗性及び強度を最適にする作用をし、基
材の表面に形成された被膜の表面の平滑さが被膜の耐摩
耗性，耐チッピング性，耐欠損性及び耐溶着性を高める
作用をし、特に鋳鉄、中でもダクタイル鋳鉄のフライス
加工用工具としての寿命を高める作用をしているもので
ある。また、本発明の表面粗さを調整した被覆超硬合金
の製造方法は、基材の表面に結合相の拡散層が形成され
ることにより、被膜の形成速度を均一にさせる作用及び
表面精度を高める作用をしているものである。
構成している硬質相と結合相との組成成分が被覆超硬合
金としての耐摩耗性及び強度を最適にする作用をし、基
材の表面に形成された被膜の表面の平滑さが被膜の耐摩
耗性，耐チッピング性，耐欠損性及び耐溶着性を高める
作用をし、特に鋳鉄、中でもダクタイル鋳鉄のフライス
加工用工具としての寿命を高める作用をしているもので
ある。また、本発明の表面粗さを調整した被覆超硬合金
の製造方法は、基材の表面に結合相の拡散層が形成され
ることにより、被膜の形成速度を均一にさせる作用及び
表面精度を高める作用をしているものである。
（実施例） 実施例１ 平均粒径1.5〜2.5μｍのWC,平均粒径１μｍ以下の（T
i,Ta,W）C,TiC,TaC及び平均粒径1.5μｍのCoの各粉末を
用いて、所定量に配合し、超硬合金製ボールとアセトン
と共にステンレス製容器でもって湿式混合粉砕及び乾燥
後、1t/cm2の圧力で所定の成形体とし、次いで1380〜14
60℃で焼結して各種の基材を得た。これらの基材をCVD
処理用の反応容器内に設置し、第１表に示した本発明品
１〜６の基材の場合はH2−7vol％CH4混合ガス雰囲気
中、1020℃に昇温、60分保持により、結合相の拡散層形
成処理を施し、次いで従来の熱CVD法でもって基材温度1
000℃,TiCl4−CH4−H2,TiCl4−CH4−N2−H2,AlCl3−CO2
−H2,TiCl4−N2−H2と混合ガス雰囲気を切換えて処理
し、基材表面にTiCの第１層とTi（C,N）の第２層とAl2O
3の第３層とTiNの第４層を形成させて、第１表の本発明
品１〜６を得た。
i,Ta,W）C,TiC,TaC及び平均粒径1.5μｍのCoの各粉末を
用いて、所定量に配合し、超硬合金製ボールとアセトン
と共にステンレス製容器でもって湿式混合粉砕及び乾燥
後、1t/cm2の圧力で所定の成形体とし、次いで1380〜14
60℃で焼結して各種の基材を得た。これらの基材をCVD
処理用の反応容器内に設置し、第１表に示した本発明品
１〜６の基材の場合はH2−7vol％CH4混合ガス雰囲気
中、1020℃に昇温、60分保持により、結合相の拡散層形
成処理を施し、次いで従来の熱CVD法でもって基材温度1
000℃,TiCl4−CH4−H2,TiCl4−CH4−N2−H2,AlCl3−CO2
−H2,TiCl4−N2−H2と混合ガス雰囲気を切換えて処理
し、基材表面にTiCの第１層とTi（C,N）の第２層とAl2O
3の第３層とTiNの第４層を形成させて、第１表の本発明
品１〜６を得た。
第１表に示した比較品１〜７の基材の場合は、結合相
の拡散層形成処理を除いて、そのまま上述と同様の熱CV
D法でもって基材の表面に被膜を形成させて、第１表の
比較品１〜７を得た。
の拡散層形成処理を除いて、そのまま上述と同様の熱CV
D法でもって基材の表面に被膜を形成させて、第１表の
比較品１〜７を得た。
こうして得た本発明品１〜６及び比較品１〜７を金属
顕微鏡，走査型電子顕微鏡及び表面粗さ測定器でもって
調べて、その結果を第１表に併記した。尚、このときの
被膜の厚さは、第１層：第２層：第３層：第４層：≒4:
2:1:1からなるものである。
顕微鏡，走査型電子顕微鏡及び表面粗さ測定器でもって
調べて、その結果を第１表に併記した。尚、このときの
被膜の厚さは、第１層：第２層：第３層：第４層：≒4:
2:1:1からなるものである。
次に、本発明品１〜６及び比較品１〜７を用いて、下
記の（Ａ）条件でもって切削試験を行い、その結果を第
１表に併記した。
記の（Ａ）条件でもって切削試験を行い、その結果を第
１表に併記した。
（Ａ）フライスによる切削試験（乾式） 被削材:FCD 60（46×200mm 角材） 工具形状:SNGN 120408 ホーニング0.1mm×（−20゜） 切削速度:150mm/min 切込み:2.0mm 送り:0.247mm/刃 切削時間:46×200mm 面積15pass 評価：平均逃げ面摩耗量（VB）mm 実施例２ 実施例１で用いた出発物質及び同様の製造方法でもっ
て、90wt％WC−10wt％Co超硬合金の基材を得た。この基
材をCVD処理用の反応容器内に設置し、実施例１と同様
にして結合相の拡散層形成処理を施し、次いで従来の熱
CVD法でもって基材温度1000℃,TiCl4−CH4−H2混合ガス
雰囲気中で処理して、基材表面に被膜厚さ３μｍのTiC
の被膜を形成させた。このときの結合相の拡散層形成処
理時における保持時間とTiCの被膜の表面粗さRmaxとの
関係を調べた結果が第１図である。この第１図から明ら
かなように、拡散層形成のための保持時間が30分未満に
なるとCVD法により形成した被膜の表面粗さが粗くなる
傾向にある。
て、90wt％WC−10wt％Co超硬合金の基材を得た。この基
材をCVD処理用の反応容器内に設置し、実施例１と同様
にして結合相の拡散層形成処理を施し、次いで従来の熱
CVD法でもって基材温度1000℃,TiCl4−CH4−H2混合ガス
雰囲気中で処理して、基材表面に被膜厚さ３μｍのTiC
の被膜を形成させた。このときの結合相の拡散層形成処
理時における保持時間とTiCの被膜の表面粗さRmaxとの
関係を調べた結果が第１図である。この第１図から明ら
かなように、拡散層形成のための保持時間が30分未満に
なるとCVD法により形成した被膜の表面粗さが粗くなる
傾向にある。
（発明の効果） 本発明の表面粗さを調整した被覆超硬合金は、従来の
CVD法による被覆超硬合金に相当する比較品に比べて、
鋳鉄、特にダクタイル鋳鉄のフライス切削加工におい
て、耐摩耗性で約２倍〜8.5倍も向上するという効果が
あり、被膜の耐剥離性にすぐれ、それに伴って耐欠損性
もすぐれているという効果がある。
CVD法による被覆超硬合金に相当する比較品に比べて、
鋳鉄、特にダクタイル鋳鉄のフライス切削加工におい
て、耐摩耗性で約２倍〜8.5倍も向上するという効果が
あり、被膜の耐剥離性にすぐれ、それに伴って耐欠損性
もすぐれているという効果がある。
第１図は、実施例２で求めた結合相の拡散層形成処理時
における保持時間と被膜の表面粗さとの関係図である。 第１図中、縦軸は被膜の表面粗さを表わし、横軸は保持
時間を表わし、曲線（ａ）は基材の硬質相の平均粒径が
1.3μｍである場合、曲線（ｂ）は基材の硬質相の平均
粒径が0.5μｍである場合における保持時間と被膜の表
面粗さとの関係図である。
における保持時間と被膜の表面粗さとの関係図である。 第１図中、縦軸は被膜の表面粗さを表わし、横軸は保持
時間を表わし、曲線（ａ）は基材の硬質相の平均粒径が
1.3μｍである場合、曲線（ｂ）は基材の硬質相の平均
粒径が0.5μｍである場合における保持時間と被膜の表
面粗さとの関係図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き 審査官 津野 孝 (56)参考文献 特開 昭60−33353（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−199870（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−96072（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−195268（ＪＰ，Ａ)
Claims (4)
- 【請求項１】炭化タングステン、又は炭化タングステン
と周期律表4a,5a,6a族金属の炭化物，炭窒化物及びこれ
らの相互固溶体の中の少なくとも１種の立方晶系化合物
とからなる硬質相85〜97重量％と、残りCoを主成分とす
る結合相と不可避不純物とからなる超硬合金の基材の表
面に化学蒸着法でもってセラミックスの被膜を単層又は
多層に形成してなる被覆超硬合金において、該化学蒸着
法で処理後の該被膜の表面粗さがRmax0.3μｍ以下（但
し、被膜表面を研磨して得られる表面は除く）であるこ
とを特徴とする表面粗さを調整した被覆超硬合金。 - 【請求項２】上記硬質相は、上記立方晶系化合物20重量
％以下と、残り炭化タングステンとからなり、かつ該硬
質相の平均粒径が１μｍ以下であることを特徴とする特
許請求の範囲第１項記載の表面粗さを調整した被覆超硬
合金。 - 【請求項３】上記被膜は、炭化チタン，窒化チタン，炭
窒化チタン，炭酸化チタン，窒酸化チタン，炭室酸化チ
タンの中の少なくとも１種の単層又は多層と、酸化アル
ミニウムの単層とを組合わせてなることを特徴とする特
許請求の範囲第１項又は第２項記載の表面粗さを調整し
た被覆超硬合金。 - 【請求項４】上記被膜は、該総厚が２〜５μｍであるこ
とを特徴とする特許請求の範囲第１項，第２項又は第３
項記載の表面粗さを調整した被覆超硬合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1282688A JP2623508B2 (ja) | 1989-10-30 | 1989-10-30 | 表面粗さを調整した被覆超硬合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1282688A JP2623508B2 (ja) | 1989-10-30 | 1989-10-30 | 表面粗さを調整した被覆超硬合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03146668A JPH03146668A (ja) | 1991-06-21 |
| JP2623508B2 true JP2623508B2 (ja) | 1997-06-25 |
Family
ID=17655767
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1282688A Expired - Lifetime JP2623508B2 (ja) | 1989-10-30 | 1989-10-30 | 表面粗さを調整した被覆超硬合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2623508B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH116025A (ja) * | 1997-04-25 | 1999-01-12 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 超硬合金と、この超硬合金を母材とする被覆合金および被覆硬質工具 |
| SE527348C2 (sv) * | 2003-10-23 | 2006-02-14 | Sandvik Intellectual Property | Sätt att tillverka en hårdmetall |
| SE529302C2 (sv) | 2005-04-20 | 2007-06-26 | Sandvik Intellectual Property | Sätt att tillverka en belagd submikron hårdmetall med bindefasanriktad ytzon |
Family Cites Families (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6033353A (ja) * | 1983-08-02 | 1985-02-20 | Mitsubishi Metal Corp | 切削工具用表面被覆サ−メツト部材 |
| JPS63199870A (ja) * | 1987-02-16 | 1988-08-18 | Showa Denko Kk | ダイヤモンド被覆超硬工具材 |
| JPH0773802B2 (ja) * | 1987-07-10 | 1995-08-09 | 住友電気工業株式会社 | 被覆超硬合金工具 |
| JPH01183310A (ja) * | 1988-01-11 | 1989-07-21 | Mitsubishi Metal Corp | フライス切削用表面被覆炭化タングステン基超硬合金製スローアウェイチップ |
| JPH02167604A (ja) * | 1988-12-20 | 1990-06-28 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 被覆超硬合金切削工具 |
-
1989
- 1989-10-30 JP JP1282688A patent/JP2623508B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH03146668A (ja) | 1991-06-21 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3402146B2 (ja) | 硬質被覆層がすぐれた密着性を有する表面被覆超硬合金製エンドミル | |
| KR102198744B1 (ko) | 표면 피복 절삭 공구 | |
| EP1253124B1 (en) | Highly adhesive surface-coated cemented carbide and method for producing the same | |
| JP2004100004A (ja) | 被覆超硬合金およびその製造方法 | |
| JP4142955B2 (ja) | 表面被覆切削工具 | |
| JP2017159409A (ja) | すぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP5861982B2 (ja) | 硬質被覆層が高速断続切削ですぐれた耐剥離性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP3236899B2 (ja) | 耐摩耗性および耐欠損性のすぐれた表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具の製造法 | |
| JP2623508B2 (ja) | 表面粗さを調整した被覆超硬合金 | |
| JP5170828B2 (ja) | 高速断続切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JPH0762542A (ja) | 表面被覆切削工具の製造法 | |
| JPH0569204A (ja) | 硬質層被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具 | |
| JPH0818163B2 (ja) | アルミナコ−テイング工具およびその製造方法 | |
| JP3360565B2 (ja) | 硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 | |
| JP2797612B2 (ja) | 高い付着強度を有する人工ダイヤモンド被覆硬質焼結工具部材 | |
| JP3519127B2 (ja) | 高熱伝導性被覆工具 | |
| JPH0765183B2 (ja) | 断続切削用被覆超硬合金 | |
| JP2001322003A (ja) | 物理蒸着硬質被覆層がすぐれた耐欠損性を有する表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具 | |
| JP3109272B2 (ja) | 耐欠損性および耐摩耗性にすぐれた表面被覆炭窒化チタン基サーメット製切削工具 | |
| JP3371796B2 (ja) | 耐欠損性のすぐれた表面被覆超硬合金製切削工具 | |
| JPH09241826A (ja) | 超硬合金構造体、その製造方法及びそれを用いた切削工具 | |
| JP3994591B2 (ja) | 切粉に対する表面潤滑性にすぐれた表面被覆超硬合金製切削工具 | |
| JP4210931B2 (ja) | 高速断続切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆スローアウエイチップ | |
| JP2611360B2 (ja) | 硬質被覆層がすぐれた耐衝撃性を有する表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具 | |
| JPH081408A (ja) | 硬質被覆層がすぐれた層間密着性を有する表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具 |