JPH0122344B2 - - Google Patents
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- JPH0122344B2 JPH0122344B2 JP20204581A JP20204581A JPH0122344B2 JP H0122344 B2 JPH0122344 B2 JP H0122344B2 JP 20204581 A JP20204581 A JP 20204581A JP 20204581 A JP20204581 A JP 20204581A JP H0122344 B2 JPH0122344 B2 JP H0122344B2
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- Japan
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- cemented carbide
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- solid solution
- coating
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Links
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
- C23C30/005—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process on hard metal substrates
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
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- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Chemical Vapour Deposition (AREA)
Description
本発明は被覆超硬合金部品に関するものであ
る。超硬合金に硬質皮膜を被覆した被覆超硬合金
は耐摩耗性、耐溶着性、耐化学反応性にすぐれ広
く実用に供されている。しかし基体と皮膜の接着
強度はまだ十分とはいえず仕上げ用に用いられな
いとか、カツター用には供せられないなど実用面
からは制限も多い。この接着強度は基体―皮膜物
質の物理的、化学的な接合のみならず、切削時に
は熱膨張の相違も影響を及ぼす。また特に表面被
覆法として化学蒸着法を用いた場合は皮膜直下の
基体にイータ相と称する脱炭相が生じ、界面強度
を低下させることになる。このため今日まで種々
の界強度改善案が研究されている。たとえば基体
は従来の超硬合金とはやや組成の異なつたもの、
すなわちCo金属の含有量を低減して化学的な接
着強度を増加したり、あるいはNbC含有量を増
加させて基体と皮膜の熱膨張率を近づけるなどの
試みがなされている。またイータ相の発生に関し
ては例えば浸炭処理と称し被覆処理の前にCH4＋
H2の混合ガス等により基体表面Ｃを拡散させイ
ータ相の発生を防止する方法が用いられる。 しかし、これらの方法は十分な効果を得ていな
いのが実情である。その理由は基体中の結合金属
は靭性上の観点からある量以下に低減できないこ
と、あるいは侵炭処理の場合処理時間が２〜４時
間と長いことに加え基体の含有Ｃ量によりＣの侵
炭量を調整する必要があるが、実際上はむずかし
い等のためである。 本発明は上記従来技術の欠点を改良し、超硬母
材と皮膜の接着強度を改善し、熱衝撃性、機械的
靭性にすぐれる新規な被覆超硬合金を提供するこ
とを目的とする。 本発明の特徴は超硬基体表面に結合金属がほと
んど存在せずかつＢ―１固溶炭化物相が富化され
た基体を用いその表面に硬質物質を被覆する点に
ある。Ｂ―１固溶体は周期律表の4a、5aおよび
6a族の金属の炭化物、窒化物および炭窒化物の
うちの１種または２種以上からなるNaCl型結晶
構造化合物である。このような基体を得る方法は
すでに特開昭55−104475で公知のごとく焼結雰囲
気中のN2分圧を調整することによつて可能であ
る。すなわち該超硬部材のＢ―１型固溶体の平衡
N2分圧よりも焼結雰囲気のN2分圧を大きくする
ことによりＢ―１型固溶体と結合相とのぬれ性の
関係から表面上にはほとんどCoは存在しなくな
りかつＢ―１固溶体とWCの独立相がほぼ完全に
表面をおおつてしまう。 本発明の重要な点はこのＢ―１型固溶体が表面
に富化されかつ一部WC独立相が残存した基体に
硬質物質を被覆する点でこれがＢ―１型固溶体だ
けを富化した基体に硬質物質を被覆することを特
徴とした先述の特開昭55−104475と区別されるべ
きすぐれた点である。 まず従来の炭化物被覆超硬合金とくらべて本発
明がすぐれる理由は、第１に化学的被覆処理を行
なつた場合に脆化相であるイータ相が生じないこ
とにある。被覆処理の初期段階では基体から被覆
表面へＣが拡散するため、従来の炭化物被覆超硬
合金ではイータ相の発生はさけられない。ところ
が本発明では基体表面にＢ―１固溶体が富化され
ており、Ｂ―１固溶体はＣの結合比率の巾が大き
いため、Ｂ―１相中のＣが皮膜へ拡散しても脱炭
相であるイータ相は発生しない。第２にＢ―１固
溶体と炭化物皮膜の熱膨張率の差は基体と炭化物
皮膜の熱膨張率よりも小さいため切削中の皮膜の
はく離が少ない。第３に基体―皮膜界面に結合金
属が存在しないために界面強度が上昇すると共に
基体から皮膜への結合金属の拡散がないために皮
膜の耐摩耗性が著しく向上する。 次に表面にＢ―１型固溶体だけを富化した基体
に硬質物質を被覆する場合と比較するとＢ―１型
固溶体は本質的にWCとくらべて脆い性質がある
ため、硬質皮膜に生じたクラツクは基体表面で進
展が阻止されず、基体内部まで進行し結局工具の
欠損に至る。 一方、基体表面をＢ―１型固溶体で富化し、一
部WC独立相を残存させた場合は、本質的にWC
が靭性に富むため基体の表層部でクラツクの進展
が阻止できる。この点で先に引用した特開昭55−
104475と区別されるべきである。 ここで基体表面近傍のＢ―１固溶体の量が少く
とも40容量％80容量％未満とした理由は40％未満
では化学的被覆処理を行うとイータ相が発生する
おそれがあり、かつ基体と皮膜の熱膨張差が十分
に縮まらず、切削時のはく離強度が向上しない。
また80容量％未満とした理由はそれ以上では基体
表層部のクラツクの進行を阻止できないためであ
る。また基体表面近傍の結合金属量を十分内部に
おける結合金属含有量の40％以下とした理由は40
％を越えると皮膜との接着強度が劣化し、かつ皮
膜の耐摩耗性が減ずる。次に表面近傍を「少くと
も1μ」と規定した理由はそれ以下ではイータ相、
切削時のはく離等が生じるためである。 実施例 １ 72WC―10TiC―10TaC―8C0なる組成に粉末
を配合し真空中1400℃で１時間焼結を行ない、そ
の後N2ガスを5Torr導入しそのまま冷却し、超
硬合金基体(A)を作製した。同時に比較材として
N2ガスを導入しない基体(B)を作製した。基体表
面の名相の容量％は下表の通りであつた。
る。超硬合金に硬質皮膜を被覆した被覆超硬合金
は耐摩耗性、耐溶着性、耐化学反応性にすぐれ広
く実用に供されている。しかし基体と皮膜の接着
強度はまだ十分とはいえず仕上げ用に用いられな
いとか、カツター用には供せられないなど実用面
からは制限も多い。この接着強度は基体―皮膜物
質の物理的、化学的な接合のみならず、切削時に
は熱膨張の相違も影響を及ぼす。また特に表面被
覆法として化学蒸着法を用いた場合は皮膜直下の
基体にイータ相と称する脱炭相が生じ、界面強度
を低下させることになる。このため今日まで種々
の界強度改善案が研究されている。たとえば基体
は従来の超硬合金とはやや組成の異なつたもの、
すなわちCo金属の含有量を低減して化学的な接
着強度を増加したり、あるいはNbC含有量を増
加させて基体と皮膜の熱膨張率を近づけるなどの
試みがなされている。またイータ相の発生に関し
ては例えば浸炭処理と称し被覆処理の前にCH4＋
H2の混合ガス等により基体表面Ｃを拡散させイ
ータ相の発生を防止する方法が用いられる。 しかし、これらの方法は十分な効果を得ていな
いのが実情である。その理由は基体中の結合金属
は靭性上の観点からある量以下に低減できないこ
と、あるいは侵炭処理の場合処理時間が２〜４時
間と長いことに加え基体の含有Ｃ量によりＣの侵
炭量を調整する必要があるが、実際上はむずかし
い等のためである。 本発明は上記従来技術の欠点を改良し、超硬母
材と皮膜の接着強度を改善し、熱衝撃性、機械的
靭性にすぐれる新規な被覆超硬合金を提供するこ
とを目的とする。 本発明の特徴は超硬基体表面に結合金属がほと
んど存在せずかつＢ―１固溶炭化物相が富化され
た基体を用いその表面に硬質物質を被覆する点に
ある。Ｂ―１固溶体は周期律表の4a、5aおよび
6a族の金属の炭化物、窒化物および炭窒化物の
うちの１種または２種以上からなるNaCl型結晶
構造化合物である。このような基体を得る方法は
すでに特開昭55−104475で公知のごとく焼結雰囲
気中のN2分圧を調整することによつて可能であ
る。すなわち該超硬部材のＢ―１型固溶体の平衡
N2分圧よりも焼結雰囲気のN2分圧を大きくする
ことによりＢ―１型固溶体と結合相とのぬれ性の
関係から表面上にはほとんどCoは存在しなくな
りかつＢ―１固溶体とWCの独立相がほぼ完全に
表面をおおつてしまう。 本発明の重要な点はこのＢ―１型固溶体が表面
に富化されかつ一部WC独立相が残存した基体に
硬質物質を被覆する点でこれがＢ―１型固溶体だ
けを富化した基体に硬質物質を被覆することを特
徴とした先述の特開昭55−104475と区別されるべ
きすぐれた点である。 まず従来の炭化物被覆超硬合金とくらべて本発
明がすぐれる理由は、第１に化学的被覆処理を行
なつた場合に脆化相であるイータ相が生じないこ
とにある。被覆処理の初期段階では基体から被覆
表面へＣが拡散するため、従来の炭化物被覆超硬
合金ではイータ相の発生はさけられない。ところ
が本発明では基体表面にＢ―１固溶体が富化され
ており、Ｂ―１固溶体はＣの結合比率の巾が大き
いため、Ｂ―１相中のＣが皮膜へ拡散しても脱炭
相であるイータ相は発生しない。第２にＢ―１固
溶体と炭化物皮膜の熱膨張率の差は基体と炭化物
皮膜の熱膨張率よりも小さいため切削中の皮膜の
はく離が少ない。第３に基体―皮膜界面に結合金
属が存在しないために界面強度が上昇すると共に
基体から皮膜への結合金属の拡散がないために皮
膜の耐摩耗性が著しく向上する。 次に表面にＢ―１型固溶体だけを富化した基体
に硬質物質を被覆する場合と比較するとＢ―１型
固溶体は本質的にWCとくらべて脆い性質がある
ため、硬質皮膜に生じたクラツクは基体表面で進
展が阻止されず、基体内部まで進行し結局工具の
欠損に至る。 一方、基体表面をＢ―１型固溶体で富化し、一
部WC独立相を残存させた場合は、本質的にWC
が靭性に富むため基体の表層部でクラツクの進展
が阻止できる。この点で先に引用した特開昭55−
104475と区別されるべきである。 ここで基体表面近傍のＢ―１固溶体の量が少く
とも40容量％80容量％未満とした理由は40％未満
では化学的被覆処理を行うとイータ相が発生する
おそれがあり、かつ基体と皮膜の熱膨張差が十分
に縮まらず、切削時のはく離強度が向上しない。
また80容量％未満とした理由はそれ以上では基体
表層部のクラツクの進行を阻止できないためであ
る。また基体表面近傍の結合金属量を十分内部に
おける結合金属含有量の40％以下とした理由は40
％を越えると皮膜との接着強度が劣化し、かつ皮
膜の耐摩耗性が減ずる。次に表面近傍を「少くと
も1μ」と規定した理由はそれ以下ではイータ相、
切削時のはく離等が生じるためである。 実施例 １ 72WC―10TiC―10TaC―8C0なる組成に粉末
を配合し真空中1400℃で１時間焼結を行ない、そ
の後N2ガスを5Torr導入しそのまま冷却し、超
硬合金基体(A)を作製した。同時に比較材として
N2ガスを導入しない基体(B)を作製した。基体表
面の名相の容量％は下表の通りであつた。
【表】
次にこの基体上にHfI4、C4H10ガスを用いて化
学蒸着処理を行ないHfＣを6μｍの厚さに被覆し
た。 これら２種を以下の切削条件即ち 被 削 材 SCM3 切削速度 250m/min 送 り 0.44mm/rev 切り込み 1.5mm 水溶性切削油使用 にて切削テストを行なつた。 比較品のＢチツプは被覆膜がはく離して15分間
しか切削できなかつたのに対し、本発明のＡチツ
プは30分間の切削でもはく離は発生せず良好な摩
耗形態を示した。 実施例 ２ 79WC―3TiC―3TiN―4TaC―2NbC―9Coな
る組成に粉末を配合し真空中1400℃で１時間焼結
を行ない、ひき続きN2ガスを10Torr導入し炉中
冷却した超硬合金基体(C)を作製した。同時に比較
材としてN2ガスを導入しない基体(D)を作製した。
表面の各相の容量％は下表の通りであつた。
学蒸着処理を行ないHfＣを6μｍの厚さに被覆し
た。 これら２種を以下の切削条件即ち 被 削 材 SCM3 切削速度 250m/min 送 り 0.44mm/rev 切り込み 1.5mm 水溶性切削油使用 にて切削テストを行なつた。 比較品のＢチツプは被覆膜がはく離して15分間
しか切削できなかつたのに対し、本発明のＡチツ
プは30分間の切削でもはく離は発生せず良好な摩
耗形態を示した。 実施例 ２ 79WC―3TiC―3TiN―4TaC―2NbC―9Coな
る組成に粉末を配合し真空中1400℃で１時間焼結
を行ない、ひき続きN2ガスを10Torr導入し炉中
冷却した超硬合金基体(C)を作製した。同時に比較
材としてN2ガスを導入しない基体(D)を作製した。
表面の各相の容量％は下表の通りであつた。
【表】
次にこの基体上にHfI4、C4H10ガスを用いて化
学蒸着処理を行ないHfＣを6μｍの厚さに被覆し
た。次にこれら２種の断面を観察したところ(C)に
はまつたくイータ相が認められなかつたが(D)には
基体の表面直下に２〜3μｍの厚さにわたつてイ
ータ相が観察された。 またこれら２種を以下の断続切削条件即ち 切削速度 200m/min 送 り 0.4mm/rev 切り込み 1.5mm 被削材 SCM3 10mmの溝付き にて切削をおこなつた。 比較品の(D)チツプは15回の衝撃で欠損したが本
発明の(C)は500回の衝撃でも欠損にいたらなかつ
た。 このように表面のCoを減少させ、かつ表面に
Ｂ―１固溶体およびWC独立相を富化した超硬合
金基体上に硬質物質を被覆することにより、イー
タ相の発生を防止し、熱衝撃、機械的衝撃に富む
被覆超硬合金を得ることができる。
学蒸着処理を行ないHfＣを6μｍの厚さに被覆し
た。次にこれら２種の断面を観察したところ(C)に
はまつたくイータ相が認められなかつたが(D)には
基体の表面直下に２〜3μｍの厚さにわたつてイ
ータ相が観察された。 またこれら２種を以下の断続切削条件即ち 切削速度 200m/min 送 り 0.4mm/rev 切り込み 1.5mm 被削材 SCM3 10mmの溝付き にて切削をおこなつた。 比較品の(D)チツプは15回の衝撃で欠損したが本
発明の(C)は500回の衝撃でも欠損にいたらなかつ
た。 このように表面のCoを減少させ、かつ表面に
Ｂ―１固溶体およびWC独立相を富化した超硬合
金基体上に硬質物質を被覆することにより、イー
タ相の発生を防止し、熱衝撃、機械的衝撃に富む
被覆超硬合金を得ることができる。
Claims (1)
- １ WCとＢ―１型固溶体とを硬質相とし、これ
を鉄族金属で結合した超硬合金に、周期律表の
4a、5aおよび6b族の金属の炭化物、窒化物、炭
窒化物および炭酸化物、並びに酸化アルミニウム
さらにこれらの２種以上の固溶体からなる群から
選んだ１種の単層または２種以上の多重層からな
る厚さ１〜20μｍの硬質層を被覆した被覆超硬合
金において被覆膜と接する超硬合金の表面から少
なくとも1μｍの深さの部分における結合金属含
有量が該超硬合金の十分内部における含有量の40
％以下であり、かつＢ―１型固溶体が40容量％以
上80容量％未満、WC炭化物が独立相として残部
を占め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 |
|---|---|---|---|
| JP20204581A JPS58104174A (ja) | 1981-12-15 | 1981-12-15 | 被覆超硬合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20204581A JPS58104174A (ja) | 1981-12-15 | 1981-12-15 | 被覆超硬合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58104174A JPS58104174A (ja) | 1983-06-21 |
| JPH0122344B2 true JPH0122344B2 (ja) | 1989-04-26 |
Family
ID=16451008
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP20204581A Granted JPS58104174A (ja) | 1981-12-15 | 1981-12-15 | 被覆超硬合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS58104174A (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63169356A (ja) * | 1987-01-05 | 1988-07-13 | Toshiba Tungaloy Co Ltd | 表面調質焼結合金及びその製造方法 |
| JP2012130948A (ja) | 2010-12-22 | 2012-07-12 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 回転ツール |
| US8833633B2 (en) | 2010-12-22 | 2014-09-16 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Rotary tool |
| JP2012130947A (ja) | 2010-12-22 | 2012-07-12 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 回転ツール |
-
1981
- 1981-12-15 JP JP20204581A patent/JPS58104174A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS58104174A (ja) | 1983-06-21 |
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