JPH01147075A - 被覆超硬合金 - Google Patents
被覆超硬合金Info
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- JPH01147075A JPH01147075A JP30413387A JP30413387A JPH01147075A JP H01147075 A JPH01147075 A JP H01147075A JP 30413387 A JP30413387 A JP 30413387A JP 30413387 A JP30413387 A JP 30413387A JP H01147075 A JPH01147075 A JP H01147075A
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Links
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Landscapes
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- Chemical Vapour Deposition (AREA)
- Other Surface Treatments For Metallic Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は切削工具に使用される被覆超硬合金に関し、よ
り詳細には切削工具として優れた耐摩耗性を有し、且つ
耐欠損性を劣化させることなく耐熱塑性変形性の優れた
被覆超硬合金に関するものである。
り詳細には切削工具として優れた耐摩耗性を有し、且つ
耐欠損性を劣化させることなく耐熱塑性変形性の優れた
被覆超硬合金に関するものである。
近年、切削工具として従来から用いられて来た超硬合金
に加えて、この超硬合金を母材として表面に周期律表第
４ａ族、第５ａ族及び第６ａ族金属の炭化物、窒化物、
炭窒化物、酸炭窒化物あるいはＡＩの酸化物、酸窒化物
から選ばれた１種または２種以上を単層あるいは複層で
被覆することにより耐摩耗性を向上させた被覆超硬合金
が既に実用化されている。
に加えて、この超硬合金を母材として表面に周期律表第
４ａ族、第５ａ族及び第６ａ族金属の炭化物、窒化物、
炭窒化物、酸炭窒化物あるいはＡＩの酸化物、酸窒化物
から選ばれた１種または２種以上を単層あるいは複層で
被覆することにより耐摩耗性を向上させた被覆超硬合金
が既に実用化されている。
〔先行技術及び発明が解決しようとする問題点〕通常、
前述のような被覆超硬合金は耐摩耗性（耐フランク摩耗
）には優れるものの耐欠損性（高速りによる刃先欠損の
耐熱性）においては不十分である。このため従来より耐
欠損性を向上させる目的で超硬合金母材の表層に結合相
である鉄族金属の量を増加させる等の手段により高靭性
及び軟質な層を形成したり、結晶を粗粒化することによ
り粒界層である金属層の厚みを厚くし靭性の向上、を図
り耐欠損性を改善していた。しかし乍ら前述のいずれの
方法においても耐欠損性は向上するものの軟質層の存在
によって逆に耐熱塑性変形性が劣化してしまい、切削時
に刃先先端の塑性変形が大きいという欠点を有していた
。
前述のような被覆超硬合金は耐摩耗性（耐フランク摩耗
）には優れるものの耐欠損性（高速りによる刃先欠損の
耐熱性）においては不十分である。このため従来より耐
欠損性を向上させる目的で超硬合金母材の表層に結合相
である鉄族金属の量を増加させる等の手段により高靭性
及び軟質な層を形成したり、結晶を粗粒化することによ
り粒界層である金属層の厚みを厚くし靭性の向上、を図
り耐欠損性を改善していた。しかし乍ら前述のいずれの
方法においても耐欠損性は向上するものの軟質層の存在
によって逆に耐熱塑性変形性が劣化してしまい、切削時
に刃先先端の塑性変形が大きいという欠点を有していた
。
本発明においては、耐摩耗性に優れ、耐欠損性を劣化さ
せることなく耐熱塑性変形性の改善を図る事を目的とす
る。
せることなく耐熱塑性変形性の改善を図る事を目的とす
る。
そこで、本発明者等は研究の結果、母材と被覆層との界
面から超硬合金母材内部に向かって１０〜３０μｍまで
の深さに亘り、硬度が母材内部の硬度より小さく５０％
以上の範囲にある軟質層と、更にこの軟質層から内部に
向かい２０〜４０μｍの深さに亘り、硬度が母材内部の
硬さより大きく１２０％以下の範囲にある硬質層を存在
させる事により耐欠損性の向上が図られると共に耐熱塑
性変形性の向上をも図れるという知見を得た。
面から超硬合金母材内部に向かって１０〜３０μｍまで
の深さに亘り、硬度が母材内部の硬度より小さく５０％
以上の範囲にある軟質層と、更にこの軟質層から内部に
向かい２０〜４０μｍの深さに亘り、硬度が母材内部の
硬さより大きく１２０％以下の範囲にある硬質層を存在
させる事により耐欠損性の向上が図られると共に耐熱塑
性変形性の向上をも図れるという知見を得た。
本発明によれば、周期律表の第４ａ族、第５ａ族及び第
６ａ族の炭化物、窒化物、炭窒化物のうちの１種または
２種以上と、鉄族金属のうち１種または２種以上と不可
避不純物とからなる超硬合金母材表面に周期律表の第４
ａ族、第５ａ族及び第６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭
窒化物、酸炭窒化物、あるいはＡｌの酸化物、酸窒化物
から選ばれる１種または２種以上を単層あるいは複層で
被覆してなる被覆超硬合金に於いて、前記超硬合金母材
の前記被覆層との界面から１０〜３０μｍの深さに亘り
、母材の前記界面から５００μｍの位置の硬度（ｘ）よ
り小さく５０％以下の硬度を有する軟質層と、該軟質層
からさらに２０〜４０μｍの深さに亘り、硬度（ｘ）よ
り大きく１２０％以下の硬度を有する硬質層が存在する
ことを特徴とする被覆超硬合金が提供される。
６ａ族の炭化物、窒化物、炭窒化物のうちの１種または
２種以上と、鉄族金属のうち１種または２種以上と不可
避不純物とからなる超硬合金母材表面に周期律表の第４
ａ族、第５ａ族及び第６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭
窒化物、酸炭窒化物、あるいはＡｌの酸化物、酸窒化物
から選ばれる１種または２種以上を単層あるいは複層で
被覆してなる被覆超硬合金に於いて、前記超硬合金母材
の前記被覆層との界面から１０〜３０μｍの深さに亘り
、母材の前記界面から５００μｍの位置の硬度（ｘ）よ
り小さく５０％以下の硬度を有する軟質層と、該軟質層
からさらに２０〜４０μｍの深さに亘り、硬度（ｘ）よ
り大きく１２０％以下の硬度を有する硬質層が存在する
ことを特徴とする被覆超硬合金が提供される。
即ち、第１図は本発明の被覆超硬合金の拡大断面図であ
る。第１図において、超硬合金母材１は、周期律表の第
４ａ族、第５ａ族及び第６ａ族金属の炭化物、窒化物、
炭窒化物のうちの１種または２種以上と、鉄族金属のう
ち１種または２種以上と不可避不純物とからなり、この
超硬合金母材１の表面には、周期律表の第４ａ族、第５
ａ族及び第６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物、酸
炭窒化物、あるいはＡｌの酸化物、酸窒化物から選ばれ
る１種または２種以上の単層あるいは複層２が被覆され
ている。本発明における特徴は前記超硬合金母材の前記
被覆Ｎ２側に被覆層との界面から超硬合金母材１の内部
に向かって１０〜３０μｍまでの範囲で硬度が母材内部
ＩＣ（界面から５００μｍの位置）の硬度（ｘ）より小
さく５０％以下の軟質層ＩＡと、更に軟質層ＩＡから内
部に向かい２０〜４０μｍまでの範囲で硬度が母材内部
１ｅの硬度（ｘ）より大きく１２０％以下の範囲にある
硬質層ＩＢとから成る界面層Ｘが形成される点にある。
る。第１図において、超硬合金母材１は、周期律表の第
４ａ族、第５ａ族及び第６ａ族金属の炭化物、窒化物、
炭窒化物のうちの１種または２種以上と、鉄族金属のう
ち１種または２種以上と不可避不純物とからなり、この
超硬合金母材１の表面には、周期律表の第４ａ族、第５
ａ族及び第６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物、酸
炭窒化物、あるいはＡｌの酸化物、酸窒化物から選ばれ
る１種または２種以上の単層あるいは複層２が被覆され
ている。本発明における特徴は前記超硬合金母材の前記
被覆Ｎ２側に被覆層との界面から超硬合金母材１の内部
に向かって１０〜３０μｍまでの範囲で硬度が母材内部
ＩＣ（界面から５００μｍの位置）の硬度（ｘ）より小
さく５０％以下の軟質層ＩＡと、更に軟質層ＩＡから内
部に向かい２０〜４０μｍまでの範囲で硬度が母材内部
１ｅの硬度（ｘ）より大きく１２０％以下の範囲にある
硬質層ＩＢとから成る界面層Ｘが形成される点にある。
以下にこの様な被覆超硬合金の母材の界面層の軟質層Ｉ
Ａ及び硬質層ＩＢの硬度分布を上述の様に限定した理由
を説明する。
Ａ及び硬質層ＩＢの硬度分布を上述の様に限定した理由
を説明する。
界面層の軟質層は耐欠損性を向上させる事を目的として
形成される。ゆえに硬度が母材内部の硬度を越えてしま
うと靭性が劣化し表層でのクラックの発生、伝搬が阻止
出来なくなり耐欠損性が著しく劣化する。しかし硬度が
母材内部の硬度の５０％より低くなると耐熱塑性変形性
が母材内部のそれに比べ著しく劣化し、切削時の耐塑性
変形性に耐えられなくなるため軟質層の硬度は母材硬度
（ｘ）の５０〜１００％の範囲であることが望まれ、好
ましくは７０−１００％である。また厚みについては層
厚が１０８ｍ未満では所望の耐欠損性を付与することが
出来ない。しかし３０μｍを越えると次に述べる硬質層
との効果が無くなり母材表面層の軟化が顕著となり耐熱
塑性変形性および耐摩耗性の劣化が著しくなるため膜厚
は１０〜３０μｍまでの範囲でなければならない。好ま
しくは５〜２５μｍである。硬さ勾配は表層より内部に
向かい連続的に増加する事が望ましい。これは層と層と
の境界部に硬さの急変部が存在するとその部分に於いて
各層での熱膨張、弾性率が異なる為に応力集中が生じ易
くなり靭性が低下するため耐欠損性が劣化する傾向にあ
るためである。
形成される。ゆえに硬度が母材内部の硬度を越えてしま
うと靭性が劣化し表層でのクラックの発生、伝搬が阻止
出来なくなり耐欠損性が著しく劣化する。しかし硬度が
母材内部の硬度の５０％より低くなると耐熱塑性変形性
が母材内部のそれに比べ著しく劣化し、切削時の耐塑性
変形性に耐えられなくなるため軟質層の硬度は母材硬度
（ｘ）の５０〜１００％の範囲であることが望まれ、好
ましくは７０−１００％である。また厚みについては層
厚が１０８ｍ未満では所望の耐欠損性を付与することが
出来ない。しかし３０μｍを越えると次に述べる硬質層
との効果が無くなり母材表面層の軟化が顕著となり耐熱
塑性変形性および耐摩耗性の劣化が著しくなるため膜厚
は１０〜３０μｍまでの範囲でなければならない。好ま
しくは５〜２５μｍである。硬さ勾配は表層より内部に
向かい連続的に増加する事が望ましい。これは層と層と
の境界部に硬さの急変部が存在するとその部分に於いて
各層での熱膨張、弾性率が異なる為に応力集中が生じ易
くなり靭性が低下するため耐欠損性が劣化する傾向にあ
るためである。
界面層Ｘの硬質層は軟質層で耐欠損性を向上させたため
に低下した耐熱塑性変形性を付与する事を目的として形
成される。ゆえに硬度は母材内部のそれより高くなけれ
ばならず、また１２０％を越えてしまうと硬￥を層の靭
性の劣化が著しく軟質層での靭性向上効果が無くなって
しまうため硬質層の硬度は母材硬度（ｘ）の１００〜１
２０％の範囲でなければならない。好ましくは１００〜
１１０％である。また、層厚が２０μｍ未満では所望の
耐熱塑性変形性を付与することが出来ず、４０μｍを越
えると前述した軟質層との相乗効果が無くなり硬質層で
の靭性劣化の方が顕著となり全体として耐欠損性が劣化
するために硬質層の膜厚は２０〜４０μｍの範囲でなけ
ればならない。好ましくは２５〜３５μｍである。硬さ
勾配は軟質層同様急変部が存在しないように軟質層から
母材内部にかけて連続的に変化することが望ましい。
に低下した耐熱塑性変形性を付与する事を目的として形
成される。ゆえに硬度は母材内部のそれより高くなけれ
ばならず、また１２０％を越えてしまうと硬￥を層の靭
性の劣化が著しく軟質層での靭性向上効果が無くなって
しまうため硬質層の硬度は母材硬度（ｘ）の１００〜１
２０％の範囲でなければならない。好ましくは１００〜
１１０％である。また、層厚が２０μｍ未満では所望の
耐熱塑性変形性を付与することが出来ず、４０μｍを越
えると前述した軟質層との相乗効果が無くなり硬質層で
の靭性劣化の方が顕著となり全体として耐欠損性が劣化
するために硬質層の膜厚は２０〜４０μｍの範囲でなけ
ればならない。好ましくは２５〜３５μｍである。硬さ
勾配は軟質層同様急変部が存在しないように軟質層から
母材内部にかけて連続的に変化することが望ましい。
このようにして得られた超硬合金母材に対し、公知の薄
膜形成手段、例えば化学気相成長法によって被覆層を単
層もしくは複層で設ける。被覆層の材質は周期律表第４
ａ族、第５ａ族及び第６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭
窒化物、酸炭窒化物あるいはＡｌの酸化物、酸窒化物か
ら選ばれる１種または２種以上である被覆層を設ける。
膜形成手段、例えば化学気相成長法によって被覆層を単
層もしくは複層で設ける。被覆層の材質は周期律表第４
ａ族、第５ａ族及び第６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭
窒化物、酸炭窒化物あるいはＡｌの酸化物、酸窒化物か
ら選ばれる１種または２種以上である被覆層を設ける。
これら被覆層は５乃至２０μｍの範囲で設けるのが望ま
しい。好ましくはＩＯ乃至１５μｍである。
しい。好ましくはＩＯ乃至１５μｍである。
超硬合金母材として周期律表第４ａ族、第５ａ族及び第
６ａ族金属の炭化物、窒化物及び炭窒化物を第１表に示
される組成比となるように調合した原料粉末を湿式振動
ミルで７２時間混合粉砕し、超硬合金の原料粉末を作成
した。この原料粉末をＣＮＭＧ４３２形状のチップに成
形（成形圧力１゜５ｔｏｎ／ｃｍ２） した。ついで
上記と同様の方法を用いて第１表の界面層として硬質層
欄に示す組成比となる粉砕混合粉末をスラリーとし、こ
のスラリーを前記成形体に表面に一様に噴霧し乾燥させ
界面層として硬質層ＩＢを第１表に示す厚み（焼結体と
して）に形成させた。次に同様の方法で第１表の界面層
として軟質層欄に示す組成比となる粉砕混合粉末をスラ
リーとし、このスラリーを前記表面に硬質層を形成した
成形体表面に一様に噴霧し乾燥させ界面層として軟質層
ＩＡを第１表に示す厚み（焼結体として）に形成させた
。ついで上記界面層を形成した成型体を１３００〜ｌ
５ ’Ｏ０℃で１時間真空中で焼結させ、形状を整えた
後化学気相成長法により第１表のコーティング層欄に示
すものを順次被覆し本発明の被覆超硬合金を作成した。
６ａ族金属の炭化物、窒化物及び炭窒化物を第１表に示
される組成比となるように調合した原料粉末を湿式振動
ミルで７２時間混合粉砕し、超硬合金の原料粉末を作成
した。この原料粉末をＣＮＭＧ４３２形状のチップに成
形（成形圧力１゜５ｔｏｎ／ｃｍ２） した。ついで
上記と同様の方法を用いて第１表の界面層として硬質層
欄に示す組成比となる粉砕混合粉末をスラリーとし、こ
のスラリーを前記成形体に表面に一様に噴霧し乾燥させ
界面層として硬質層ＩＢを第１表に示す厚み（焼結体と
して）に形成させた。次に同様の方法で第１表の界面層
として軟質層欄に示す組成比となる粉砕混合粉末をスラ
リーとし、このスラリーを前記表面に硬質層を形成した
成形体表面に一様に噴霧し乾燥させ界面層として軟質層
ＩＡを第１表に示す厚み（焼結体として）に形成させた
。ついで上記界面層を形成した成型体を１３００〜ｌ
５ ’Ｏ０℃で１時間真空中で焼結させ、形状を整えた
後化学気相成長法により第１表のコーティング層欄に示
すものを順次被覆し本発明の被覆超硬合金を作成した。
界面層としての軟質層の形成方法としては上記の他に、
硬質層を形成し焼結した後、冷却を浸炭雰囲気または１
５℃／ ｍ ｉ ｎ以下のゆっくりした速度で行うこと
により硬質層の表層に結合相であるＣＯが富化され軟￥
ｔｉが形成できる。
硬質層を形成し焼結した後、冷却を浸炭雰囲気または１
５℃／ ｍ ｉ ｎ以下のゆっくりした速度で行うこと
により硬質層の表層に結合相であるＣＯが富化され軟￥
ｔｉが形成できる。
この結果、得られた被覆超硬合金の硬度（マイクロビッ
カース硬度）を測定し、母材内部の（硬度被覆層との界
面から５００μｍの深さの位置の硬度）に対する軟質層
及び硬質層の硬度、並びに軟質層及び硬質層をそれぞれ
調べた。さらに、耐摩耗性評価としてフランク摩耗量及
び耐熱塑性変形性として刃先先端の塑性変形量、耐欠損
性評価として直送りによる刃先欠損時の送り量の測定を
それぞれ下記条件にて行った。これらの結果を第２表に
示す。
カース硬度）を測定し、母材内部の（硬度被覆層との界
面から５００μｍの深さの位置の硬度）に対する軟質層
及び硬質層の硬度、並びに軟質層及び硬質層をそれぞれ
調べた。さらに、耐摩耗性評価としてフランク摩耗量及
び耐熱塑性変形性として刃先先端の塑性変形量、耐欠損
性評価として直送りによる刃先欠損時の送り量の測定を
それぞれ下記条件にて行った。これらの結果を第２表に
示す。
尚、第２表では、各試料の硬度分布図から判断して評価
を行った。
を行った。
（耐熱望性変形評価試験）
被削材・・・３０Ｍ４３５
切削速度・・・１８０ｍ／ｍｉｎ
チップ形状・・・ＣＭＮＧ４３２ （ホーニングｆｆ
１０．０５ｍｍ）送り量・・・０．３ｍｌ１ｌ／ｒｅｖ 切込み・・・２ｍｍ 切削時間・・・１４分３０秒 乾式切削 の条件で切削を行い、フランク摩耗量、刃先先端変形量
を測定した。
１０．０５ｍｍ）送り量・・・０．３ｍｌ１ｌ／ｒｅｖ 切込み・・・２ｍｍ 切削時間・・・１４分３０秒 乾式切削 の条件で切削を行い、フランク摩耗量、刃先先端変形量
を測定した。
（耐欠損性評価試験）
被削材・・−５０Ｍ４３５ （１０ｍｍ幅の４本溝入り
）切削速度・・・８０ｎ／ｍｉｎ チップ形状・・・ＣＭＮＧ４３２ （ホーニング量０
．５ｍｍ）送り量・ ・・０．１〜０．７１１ＩＩ１１
／ｒｅｖ切込み・・・３ｍｍ 切削時間・・・各送り量毎に２０秒 乾式切削 の条件で切削を行い刃先が欠損した時の送り量および大
きさを測定した。
）切削速度・・・８０ｎ／ｍｉｎ チップ形状・・・ＣＭＮＧ４３２ （ホーニング量０
．５ｍｍ）送り量・ ・・０．１〜０．７１１ＩＩ１１
／ｒｅｖ切込み・・・３ｍｍ 切削時間・・・各送り量毎に２０秒 乾式切削 の条件で切削を行い刃先が欠損した時の送り量および大
きさを測定した。
尚、切削評価はフランク摩耗１０．ｂａｍ以下、刃先先
端塑性変形１ｔｏ、０４ｍｍ以下、欠損時の送り量０゜
６ｍｍ／ｒｅｖ以上の試料を良品とする。
端塑性変形１ｔｏ、０４ｍｍ以下、欠損時の送り量０゜
６ｍｍ／ｒｅｖ以上の試料を良品とする。
さらに、前記第１表及び第２表の試料番号３．４．８及
び９について被覆層界面Ｓから超硬合金母材内部に向か
って２μｍづつ位置をかえながら順次硬度（マイクロビ
ッカース硬度）を測定し、これらを第２図〜第５図にプ
ロットすることにより比較した。
び９について被覆層界面Ｓから超硬合金母材内部に向か
って２μｍづつ位置をかえながら順次硬度（マイクロビ
ッカース硬度）を測定し、これらを第２図〜第５図にプ
ロットすることにより比較した。
第１表、第２表及び第１図乃至第５図から明らかなよう
に、界面層として軟質層ＩＡが被覆層２界面Ｓから１０
〜３０ｐＩ１１の範囲までにおいて超硬合金母材内部Ｉ
Ｃの硬度（ｘ）の５０％に満たない試料番号１のものは
フランク摩耗量、刃先先端の望外変形が大きいため耐摩
耗性及び耐熱塑性変形性が劣る。試料番号２のものは硬
質ＮＩＢが軟質層ＩＡから２０〜４０μｍの範囲におい
て超硬母材内部ＩＣの硬度の１２０％を越えているため
欠損時の送り量が０．３ｍｍ／ｒｅｖと少ない。硬質層
の厚みが２０μｍに満たない試料番号８はフランク摩耗
量及び刃先先端塑性変形が大きく耐摩耗性及び耐熱塑性
変形性が劣る。軟質層の厚みが界面Ｓから１０ｐｍに満
たない試料番号９は欠損時の送り量が０．４ｍｍ／ｒｅ
ｖと少ない。更に、軟質層及び硬質層の厚みが３０μｍ
及び４０μｍを越える試料番号１０のものはフランク摩
耗量及び刃先先端塑性変形が大きく耐摩耗性及び耐塑性
変形性が劣っている。
に、界面層として軟質層ＩＡが被覆層２界面Ｓから１０
〜３０ｐＩ１１の範囲までにおいて超硬合金母材内部Ｉ
Ｃの硬度（ｘ）の５０％に満たない試料番号１のものは
フランク摩耗量、刃先先端の望外変形が大きいため耐摩
耗性及び耐熱塑性変形性が劣る。試料番号２のものは硬
質ＮＩＢが軟質層ＩＡから２０〜４０μｍの範囲におい
て超硬母材内部ＩＣの硬度の１２０％を越えているため
欠損時の送り量が０．３ｍｍ／ｒｅｖと少ない。硬質層
の厚みが２０μｍに満たない試料番号８はフランク摩耗
量及び刃先先端塑性変形が大きく耐摩耗性及び耐熱塑性
変形性が劣る。軟質層の厚みが界面Ｓから１０ｐｍに満
たない試料番号９は欠損時の送り量が０．４ｍｍ／ｒｅ
ｖと少ない。更に、軟質層及び硬質層の厚みが３０μｍ
及び４０μｍを越える試料番号１０のものはフランク摩
耗量及び刃先先端塑性変形が大きく耐摩耗性及び耐塑性
変形性が劣っている。
これに対し、本発明の範囲内である試料番号４乃至７の
ものは、フランク摩耗量が０．１ｍｍ以下、刃先先端塑
性変形が０ 、０４ｍｍ以下、欠損時の送り量が０．６
ｍｍ／ｒｅｖ以上と切削工具として優れた特性を有する
ことが理解される。
ものは、フランク摩耗量が０．１ｍｍ以下、刃先先端塑
性変形が０ 、０４ｍｍ以下、欠損時の送り量が０．６
ｍｍ／ｒｅｖ以上と切削工具として優れた特性を有する
ことが理解される。
尚、前記第１表及び第２表の試料番号３．４．８及び９
の試料について、被覆層側から超硬合金母材内に向かっ
て順次硬度（マイクロビッカース硬度）をプロットし、
被覆層から超硬合金母材内部に向かっての硬度分布を第
２図乃至第５図に夫々の比較のために示した。第２図に
示す如く、試料番号４の硬度分布曲線ａは母材内部の硬
度の延長線１を基準とすると、被覆層側から約１２μｍ
のところまで母村内部硬度約１３８０Ｋｇ／ｍｍ２より
低く５０％以上の硬度を有する軟質層を形成しており、
そこから約５２μｍ （軟質層から２０〜４０μｍの範
囲内）までの範囲に於いて母材内部硬度の約１１０％で
ある約１４５０ Ｋｇ／ｍｍ２まで硬度の変化が示され
、この曲線ａが本発明の範囲内のものであることが理解
される。第３図に示す如き試料番号３の硬度直線すは軟
質層及び硬質層が形成されていないので硬度変化が見ら
れない。第４図に示す如く、試料番号８の硬度分布曲線
Ｃは母材内部の硬度の延長線ｍを基準とすると、被覆層
側から約２μｍのところまで母材内部硬度約１４５９
Ｋｇ／ｍｍ２より低い軟質層を形成しており、そこから
約２７μｍ （軟質層から２０〜４０μｍの範囲内）ま
での範囲において母材内部硬度の約１０４％である約１
５００Ｋｇ／ｍｍ２まで硬度の変化が示され、従って軟
質層の厚みが薄いので、この曲線Ｃが本発明の範囲外の
ものであることが理解される。さらに、第５図に示す如
く、試料番号９の硬度分布曲線ｄは母材内部の強度の延
長線ｎを基準とすると、被覆層側から約３０μｍのとこ
ろまで母村内部硬度約１４５０ Ｋｇ／ｍｍ”より低い
軟質層を形成しており、そこから、約４６μｍまでの範
囲において母材内部硬度の約１０３％である約１４９０
Ｋｇ／ｍｍ”までの硬度変化が示され、この曲線ｄは
硬質層の厚みが２０μｍに達していないので、本発明の
範囲外であることが理解される。上記それぞれの硬度曲
線を有する試料番号の各特性は前記第２表の説明に記載
した通りである。
の試料について、被覆層側から超硬合金母材内に向かっ
て順次硬度（マイクロビッカース硬度）をプロットし、
被覆層から超硬合金母材内部に向かっての硬度分布を第
２図乃至第５図に夫々の比較のために示した。第２図に
示す如く、試料番号４の硬度分布曲線ａは母材内部の硬
度の延長線１を基準とすると、被覆層側から約１２μｍ
のところまで母村内部硬度約１３８０Ｋｇ／ｍｍ２より
低く５０％以上の硬度を有する軟質層を形成しており、
そこから約５２μｍ （軟質層から２０〜４０μｍの範
囲内）までの範囲に於いて母材内部硬度の約１１０％で
ある約１４５０ Ｋｇ／ｍｍ２まで硬度の変化が示され
、この曲線ａが本発明の範囲内のものであることが理解
される。第３図に示す如き試料番号３の硬度直線すは軟
質層及び硬質層が形成されていないので硬度変化が見ら
れない。第４図に示す如く、試料番号８の硬度分布曲線
Ｃは母材内部の硬度の延長線ｍを基準とすると、被覆層
側から約２μｍのところまで母材内部硬度約１４５９
Ｋｇ／ｍｍ２より低い軟質層を形成しており、そこから
約２７μｍ （軟質層から２０〜４０μｍの範囲内）ま
での範囲において母材内部硬度の約１０４％である約１
５００Ｋｇ／ｍｍ２まで硬度の変化が示され、従って軟
質層の厚みが薄いので、この曲線Ｃが本発明の範囲外の
ものであることが理解される。さらに、第５図に示す如
く、試料番号９の硬度分布曲線ｄは母材内部の強度の延
長線ｎを基準とすると、被覆層側から約３０μｍのとこ
ろまで母村内部硬度約１４５０ Ｋｇ／ｍｍ”より低い
軟質層を形成しており、そこから、約４６μｍまでの範
囲において母材内部硬度の約１０３％である約１４９０
Ｋｇ／ｍｍ”までの硬度変化が示され、この曲線ｄは
硬質層の厚みが２０μｍに達していないので、本発明の
範囲外であることが理解される。上記それぞれの硬度曲
線を有する試料番号の各特性は前記第２表の説明に記載
した通りである。
以上詳述した通り、本発明の被覆超硬合金によれば母材
の被覆層との界面側に２層の界面層を設け、このうち外
層を母材内部より硬度を低い軟質層にすることにより靭
性の向上を図ると共に、軟質層で劣化した耐熱塑性変形
性を向上させる為に母材内部より硬度の高い硬質層を設
けることにより耐摩耗性、特に耐熱望性変形性を損なわ
ずに塑性の靭性の向上を図ることができ工具の長寿命化
を達成することができる。
の被覆層との界面側に２層の界面層を設け、このうち外
層を母材内部より硬度を低い軟質層にすることにより靭
性の向上を図ると共に、軟質層で劣化した耐熱塑性変形
性を向上させる為に母材内部より硬度の高い硬質層を設
けることにより耐摩耗性、特に耐熱望性変形性を損なわ
ずに塑性の靭性の向上を図ることができ工具の長寿命化
を達成することができる。
第１図は本発明の超硬合金の構造を示す拡大断面図、第
２図は第１表及び第２表の試料番号４（本発明の実施例
）の硬度分布線図、第３図乃至第５図はそれぞれ第１表
及び第２表の試料番号３．８及び９（本発明の範囲外の
比較例）の硬度分布線図である。 ■・・・超硬合金母材 ２・・・被覆層 ＩＡ・・・軟質層 １Ｂ・・・硬質層 ＩＣ・・・母材内部
２図は第１表及び第２表の試料番号４（本発明の実施例
）の硬度分布線図、第３図乃至第５図はそれぞれ第１表
及び第２表の試料番号３．８及び９（本発明の範囲外の
比較例）の硬度分布線図である。 ■・・・超硬合金母材 ２・・・被覆層 ＩＡ・・・軟質層 １Ｂ・・・硬質層 ＩＣ・・・母材内部
Claims (1)
- 周期律表第４ａ族、第５ａ族及び第６ａ族金属の炭化物
、窒化物、炭窒化物のうちの１種または２種以上と、鉄
族金属のうち１種または２種以上と不可避不純物とから
なる超硬合金母材表面に、周期律表の第４ａ族、第５ａ
族及び第６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物、酸炭
窒化物、あるいはＡｌの酸化物、酸窒化物から選ばれる
１種または２種以上の単層あるいは複層を被覆してなる
被覆超硬合金に於いて、前記超硬合金母材の前記被覆層
との界面から１０〜３０μｍの深さに亘り、母材の前記
界面から５００μｍの位置の硬度（ｘ）より小さく５０
％以上の硬度を有する軟質層と、該軟質層からさらに２
０〜４０μｍの深さに亘り、硬度（ｘ）より大きく１２
０％以下の硬度を有する硬質層が存在することを特徴と
する被覆超硬合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30413387A JPH01147075A (ja) | 1987-11-30 | 1987-11-30 | 被覆超硬合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30413387A JPH01147075A (ja) | 1987-11-30 | 1987-11-30 | 被覆超硬合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01147075A true JPH01147075A (ja) | 1989-06-08 |
Family
ID=17929437
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP30413387A Pending JPH01147075A (ja) | 1987-11-30 | 1987-11-30 | 被覆超硬合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH01147075A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100729405B1 (ko) * | 2005-02-28 | 2007-06-15 | 넥스콘 테크놀러지 주식회사 | 휴대용 단말기의 전원 접속용 단자 및 그 제조 방법 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61166974A (ja) * | 1985-01-17 | 1986-07-28 | Hitachi Choko Kk | 被覆超硬合金 |
| JPS61194131A (ja) * | 1985-02-22 | 1986-08-28 | Toshiba Tungaloy Co Ltd | 高靭性被覆焼結合金の製造方法 |
-
1987
- 1987-11-30 JP JP30413387A patent/JPH01147075A/ja active Pending
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61166974A (ja) * | 1985-01-17 | 1986-07-28 | Hitachi Choko Kk | 被覆超硬合金 |
| JPS61194131A (ja) * | 1985-02-22 | 1986-08-28 | Toshiba Tungaloy Co Ltd | 高靭性被覆焼結合金の製造方法 |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100729405B1 (ko) * | 2005-02-28 | 2007-06-15 | 넥스콘 테크놀러지 주식회사 | 휴대용 단말기의 전원 접속용 단자 및 그 제조 방법 |
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