JPH02197569A - 被覆超硬合金及びその製造方法 - Google Patents
被覆超硬合金及びその製造方法Info
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- JPH02197569A JPH02197569A JP1090638A JP9063889A JPH02197569A JP H02197569 A JPH02197569 A JP H02197569A JP 1090638 A JP1090638 A JP 1090638A JP 9063889 A JP9063889 A JP 9063889A JP H02197569 A JPH02197569 A JP H02197569A
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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］
本発明は切削工具等に使用される、極めて強靭な被覆超
硬合金及びその製造方法に関するものである。
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］
超硬合金母材の表面に炭化チタンなどの薄膜を気相より
蒸着被覆した被覆超硬合金は、母材の強靭性と表面の耐
摩耗性をあわせ持つため、従来の被覆しない超硬合金に
比べ、より高能率な切削工具として被覆超硬合金工具が
供される。
蒸着被覆した被覆超硬合金は、母材の強靭性と表面の耐
摩耗性をあわせ持つため、従来の被覆しない超硬合金に
比べ、より高能率な切削工具として被覆超硬合金工具が
供される。
近年、切削加工分野へのＮ／Ｃ機械等の導入によるＦＡ
化（Ｆａｃｔｏｒｙ ａｕｔｏｍａｔｉｏｎ）が著しい
。かかる場合、切削工具への信頼性が極めて重要で従来
以上に高靭性ある工具の必要性が高（なっている。この
問題を解決するために、超硬合金表面にのみＷＣ−Ｃｏ
層からなる合金（特開昭５２−１５９２９９号公報）や
、合金表面にＣｏを富化せしめる方法（特開昭６２−１
０５６２８．特開昭６０−１８７６７８．特開昭５７−
１９４２３９各号公報、あるいはコーティング層直下に
生じる脱炭層生成防止のため、遊離炭素を合金内部に存
在せしめる方法が提案されている（特開昭５２−１５５
１９０号公報）。
化（Ｆａｃｔｏｒｙ ａｕｔｏｍａｔｉｏｎ）が著しい
。かかる場合、切削工具への信頼性が極めて重要で従来
以上に高靭性ある工具の必要性が高（なっている。この
問題を解決するために、超硬合金表面にのみＷＣ−Ｃｏ
層からなる合金（特開昭５２−１５９２９９号公報）や
、合金表面にＣｏを富化せしめる方法（特開昭６２−１
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１９４２３９各号公報、あるいはコーティング層直下に
生じる脱炭層生成防止のため、遊離炭素を合金内部に存
在せしめる方法が提案されている（特開昭５２−１５５
１９０号公報）。
［発明が解決しようとする課題］
しかし、被覆超硬合金の母材超硬合金として単に表面の
みにＷＣ−Ｃｏ層を有する合金を用いた場合や、合金表
面にＣｏを富化せしめたものは、靭性は向上させるも耐
摩耗性に問題があった。特に切削速度の高い条件では、
合金表面にＣｏを富化せしめたものはすくい面摩耗速度
が早く、実用上使用に耐えない場合がある。遊離炭素（
ＦＣ）を含む合金は、その使用炭素量とともに靭性向上
するも、０．２％以上も含有させると塊状化して合金強
度そのものの低下がみられる。
みにＷＣ−Ｃｏ層を有する合金を用いた場合や、合金表
面にＣｏを富化せしめたものは、靭性は向上させるも耐
摩耗性に問題があった。特に切削速度の高い条件では、
合金表面にＣｏを富化せしめたものはすくい面摩耗速度
が早く、実用上使用に耐えない場合がある。遊離炭素（
ＦＣ）を含む合金は、その使用炭素量とともに靭性向上
するも、０．２％以上も含有させると塊状化して合金強
度そのものの低下がみられる。
本発明は従来技術のこのような問題を解決した、新規な
被覆超硬合金を提供することを目的とするものである。
被覆超硬合金を提供することを目的とするものである。
本発明の他の目的は靭性と共に耐摩耗性の向上した新規
な被覆超硬合金を提供することにある。
な被覆超硬合金を提供することにある。
本発明のさらなる目的は、高効率な切削工具材料として
用いるのに最適なＴｉＣ等の高硬度の薄層を被覆した超
硬合金を提供することにある。
用いるのに最適なＴｉＣ等の高硬度の薄層を被覆した超
硬合金を提供することにある。
そしてまた、本発明の目的は以上のような本発明の被覆
超硬合金の製造方法を提供することにある。
超硬合金の製造方法を提供することにある。
［課題を解決するための手段］
上記問題点は、以下の構造の被覆超硬合金によって解決
できることを見出した。
できることを見出した。
すなわち、本発明は周期律表ＩＶａ、Ｖａ、Ｖｌａ族の
金属の炭化物、窒化物及び炭窒化物の１種もしくはそれ
以上を硬質相とし、鉄属金属の１種もしくはそれ以上を
結合相とした超硬合金の表面に、周期律表ｉＶａ、Ｖａ
、ＶＴａ族の炭化物、窒化物。
金属の炭化物、窒化物及び炭窒化物の１種もしくはそれ
以上を硬質相とし、鉄属金属の１種もしくはそれ以上を
結合相とした超硬合金の表面に、周期律表ｉＶａ、Ｖａ
、ＶＴａ族の炭化物、窒化物。
酸化物、硼化物及びこれらの固溶体の１種もしくはそれ
以上並びに酸化アルミニウムからなる単層もしくは多重
層を被覆してなる被覆超硬合金において、被覆層界面直
下２〜５μｍの超硬合金母材の硬度が５００ｇ荷重のグ
イッカース硬度で７００〜１３００ｋｇ／ ａｓ”であ
り、かつ超硬合金母材内部にむかって単調に増加し、被
覆層界面下約５０〜ｉｏ。
以上並びに酸化アルミニウムからなる単層もしくは多重
層を被覆してなる被覆超硬合金において、被覆層界面直
下２〜５μｍの超硬合金母材の硬度が５００ｇ荷重のグ
イッカース硬度で７００〜１３００ｋｇ／ ａｓ”であ
り、かつ超硬合金母材内部にむかって単調に増加し、被
覆層界面下約５０〜ｉｏ。
μｍにて一定となることを特徴とする被覆超硬合金であ
る。
る。
本発明の特に好ましい実施態様としては、■ 上記被覆
層界面直下２〜５μｍの超硬合金母材の硬度が５００
ｇ荷重のヴィッカース硬度で９５０〜１２５０ｋｇ／
ａｍ″であること、■ 上記被覆層界面下約５０〜１０
０μｍの超硬合金母材の硬度が５００ ｇ荷重のグイッ
カース硬度で１５００〜１７００ｋｇ／ａｍ″であるこ
と、■ 上記被覆層界面直下２〜２０μｍの超硬合金母
材の結合層たるＣｏの含有量が被覆層界面下約５０〜１
００μｍの超硬合金の１．５〜７倍（重量比）であるこ
と、 ■ 上記超硬合金母材の遊離炭素量［ＦＣ］と窒素量［
Ｎ］に、 ０．０６≦［Ｆ Ｃ］ ±（１２／１４） ｘ ［Ｎ］
≦０．１７（但し［ＦＣ］、［Ｎ］はいずれも重量％）
なる関係のあること、 ■ ［ＦＣ］がＣｏ含有量に対し１重量％以上２．４重
量％以下であること、 ■ 被覆層界面下３μｍ以内の超硬合金母材のＣｏａ有
ｍが被覆層界面３μｍより下のそれよりも少ないこと、 ■ 超硬合金母材がＷＣが１０重１％以上９６重量％以
下、Ｔｉ、Ｗ、Ｔ３及び／又はＮｂの複炭窒化物が１重
量％以上７０重量％以下、ＣＯが３重量％以上２０重量
％以下からなるものであること、 を挙げることができる。
層界面直下２〜５μｍの超硬合金母材の硬度が５００
ｇ荷重のヴィッカース硬度で９５０〜１２５０ｋｇ／
ａｍ″であること、■ 上記被覆層界面下約５０〜１０
０μｍの超硬合金母材の硬度が５００ ｇ荷重のグイッ
カース硬度で１５００〜１７００ｋｇ／ａｍ″であるこ
と、■ 上記被覆層界面直下２〜２０μｍの超硬合金母
材の結合層たるＣｏの含有量が被覆層界面下約５０〜１
００μｍの超硬合金の１．５〜７倍（重量比）であるこ
と、 ■ 上記超硬合金母材の遊離炭素量［ＦＣ］と窒素量［
Ｎ］に、 ０．０６≦［Ｆ Ｃ］ ±（１２／１４） ｘ ［Ｎ］
≦０．１７（但し［ＦＣ］、［Ｎ］はいずれも重量％）
なる関係のあること、 ■ ［ＦＣ］がＣｏ含有量に対し１重量％以上２．４重
量％以下であること、 ■ 被覆層界面下３μｍ以内の超硬合金母材のＣｏａ有
ｍが被覆層界面３μｍより下のそれよりも少ないこと、 ■ 超硬合金母材がＷＣが１０重１％以上９６重量％以
下、Ｔｉ、Ｗ、Ｔ３及び／又はＮｂの複炭窒化物が１重
量％以上７０重量％以下、ＣＯが３重量％以上２０重量
％以下からなるものであること、 を挙げることができる。
さらに上記構造の被覆超硬合金を達成するには、次の手
段を取ればよいことを、本発明者等は見出した。
段を取ればよいことを、本発明者等は見出した。
すなわち、本発明の周期律表ＩＶａ、Ｖａ、Ｖｌａ族の
金属の１種もしくはそれ以上の炭化物、窒化物及び炭窒
化物の１種もしくはそれ以上を硬質相とし、鉄属金属の
１種もしくはそれ以上を結合相とした超硬合金において
、該超硬合金母材を焼結する際に０．１℃／ａｋｉｎか
ら１０℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却する工程を含み、被
覆層界面直下２〜５μｍの超硬合金母材の硬度が５００
ｇ荷重のヴィッカース硬度で７００〜１３００ｋｇ／
ａｍ”であり、かつ超硬合金母材内部にむかって単調
に増加し、被覆層界面下約５０−１００μｍにて一定と
なる超硬合金の表面に、周期律表Ｎ−ａ、Ｖａ、Ｖｌａ
族の炭化物、窒化物、酸化物、硼化物及びこれらの固溶
体の１種もしくはそれ以上並びに酸化アルミニウムから
なる単層もしくは多重層を被覆することを特徴とする被
覆超硬合金の製造方法である。
金属の１種もしくはそれ以上の炭化物、窒化物及び炭窒
化物の１種もしくはそれ以上を硬質相とし、鉄属金属の
１種もしくはそれ以上を結合相とした超硬合金において
、該超硬合金母材を焼結する際に０．１℃／ａｋｉｎか
ら１０℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却する工程を含み、被
覆層界面直下２〜５μｍの超硬合金母材の硬度が５００
ｇ荷重のヴィッカース硬度で７００〜１３００ｋｇ／
ａｍ”であり、かつ超硬合金母材内部にむかって単調
に増加し、被覆層界面下約５０−１００μｍにて一定と
なる超硬合金の表面に、周期律表Ｎ−ａ、Ｖａ、Ｖｌａ
族の炭化物、窒化物、酸化物、硼化物及びこれらの固溶
体の１種もしくはそれ以上並びに酸化アルミニウムから
なる単層もしくは多重層を被覆することを特徴とする被
覆超硬合金の製造方法である。
本発明方法の特に好ましい実施態様としては、■ 該超
硬合金母材を焼結する際に１３１０’ｃより１２２５°
Ｃの温度域を０．１°Ｃ／ｍｉｎから１０’Ｃ／ｗｉｎ
の冷却速度で冷却する工程を含むこと、を挙げることが
できる。
硬合金母材を焼結する際に１３１０’ｃより１２２５°
Ｃの温度域を０．１°Ｃ／ｍｉｎから１０’Ｃ／ｗｉｎ
の冷却速度で冷却する工程を含むこと、を挙げることが
できる。
また、本発明者等は研究を重ね、上記構造の被覆超硬合
金は該超硬合金母材を焼結する際に、１０００℃より１
２２５℃までの温度領域にｌｏ分間以上１５時間以下滞
まる冷却工程を含む方法によっても実現できることを見
出した。
金は該超硬合金母材を焼結する際に、１０００℃より１
２２５℃までの温度領域にｌｏ分間以上１５時間以下滞
まる冷却工程を含む方法によっても実現できることを見
出した。
そして、上記のいずれの製造方法による場合も、■ 該
超硬合金母材を焼結した後化学的処理。
超硬合金母材を焼結した後化学的処理。
機械的処理又は電気化学的処理により超硬合金母材表面
部のＣｏ又はＣｏ及びＣの除去工程を含む方法、を採用
することができる。
部のＣｏ又はＣｏ及びＣの除去工程を含む方法、を採用
することができる。
なお、本発明における被覆層は、周期律表ＩＶａ。
Ｖａ、Ｖｉａ族の炭化物、窒化物、酸化物、硼化物及び
これらの固溶体の１種もしくはそれ以上並びに酸化アル
ミニウムからなる単層もしくは多重層を、通常１〜２０
μｍの厚さにＣＶＤ法により形成できる。
これらの固溶体の１種もしくはそれ以上並びに酸化アル
ミニウムからなる単層もしくは多重層を、通常１〜２０
μｍの厚さにＣＶＤ法により形成できる。
［作用］
被覆超硬合金が最も優れた性能、即ち耐摩耗性及び靭性
を保持しうる構造は、発明者等が種々検討した結果、次
のようであればよいことがわかった。
を保持しうる構造は、発明者等が種々検討した結果、次
のようであればよいことがわかった。
（１）超硬合金母材は全体として、周期律表Ｗａ。
Ｖａ、Ｖｉａ族の金属の１種もしくはそれ以上の炭化物
、窒化物及び炭窒化物の１種もしくはそれ以上を硬質相
とし、鉄属金属の１種もしくはそれ以上を結合相とする
ものであり、好ましくはｗｃとＣｏ及びＷとＴｉとＮｂ
及び又はＴａの複炭化物、複炭窒化物からなり、特に好
ましくはｗｃが１Ｏｆｆｉｆｆｉ％以上９６重１％以下
、Ｔｉ、Ｗ、Ｔａ及び／又はＷｂの複炭窒化物が１重量
％以上７０重量％以下、Ｃｏが３重量％以上２０重量％
以下からなる超硬合金であること。
、窒化物及び炭窒化物の１種もしくはそれ以上を硬質相
とし、鉄属金属の１種もしくはそれ以上を結合相とする
ものであり、好ましくはｗｃとＣｏ及びＷとＴｉとＮｂ
及び又はＴａの複炭化物、複炭窒化物からなり、特に好
ましくはｗｃが１Ｏｆｆｉｆｆｉ％以上９６重１％以下
、Ｔｉ、Ｗ、Ｔａ及び／又はＷｂの複炭窒化物が１重量
％以上７０重量％以下、Ｃｏが３重量％以上２０重量％
以下からなる超硬合金であること。
（１） 該超硬合金表面近傍は主としてＷＣとＣｏか
らなる層から成り、ＷＣ−Ｃｏ層の厚さは５〜１０μｍ
以下であり、被覆層界面直下２〜２０μｍ以下、好まし
くは２〜５μｍ以下５０〜１００μｍ以内の合金層の結
合相中の結合相量がその平均相量に対して１．５〜７倍
（重量比）であることが好ましく、特に被覆層界面直下
２〜２０μｍ１好ましくは２〜１０μｍの超硬合金母材
の結合相たるＣｏの含有量が被覆層界面下約５０〜１０
０μｍの超硬合金母材のそれの１６５〜７倍（重量比）
であり、被覆層界面下５μｍ以内の結合相が合金内部に
比し減少又は削減しており、特に好ましくは被覆層界面
下３μｍ以内の超硬合金母材のＣｏ含有量が被覆層界面
３μｍより下のそれよりも少ないこと。
らなる層から成り、ＷＣ−Ｃｏ層の厚さは５〜１０μｍ
以下であり、被覆層界面直下２〜２０μｍ以下、好まし
くは２〜５μｍ以下５０〜１００μｍ以内の合金層の結
合相中の結合相量がその平均相量に対して１．５〜７倍
（重量比）であることが好ましく、特に被覆層界面直下
２〜２０μｍ１好ましくは２〜１０μｍの超硬合金母材
の結合相たるＣｏの含有量が被覆層界面下約５０〜１０
０μｍの超硬合金母材のそれの１６５〜７倍（重量比）
であり、被覆層界面下５μｍ以内の結合相が合金内部に
比し減少又は削減しており、特に好ましくは被覆層界面
下３μｍ以内の超硬合金母材のＣｏ含有量が被覆層界面
３μｍより下のそれよりも少ないこと。
（１） 表面近傍の主としてＷＣとＣｏからなる層特
に被覆層界面直下２〜５μｍの超硬合金母材の硬度は５
００ ｇ荷重のグイッカース硬度で７００−１３００ｋ
ｇ／＋＋＋ｍ”、好ましくは８００〜１３００ｋｇ／
■” より好ましくは９５０〜１２５０ｋｇ／ ａｕ
＋’ 、特に好ましくは１０００〜１２００ｋｇ／ ｆ
ｆ１１ｍ”であって、合金内部にむかって単調に増加し
、被覆層界面下約５０〜１００１１ｍで一定となり、こ
のときの硬度が５００ ｇ荷重のヴィッカース硬度で１
５００〜１７００ｋｇ／ ＋ｉｗ”であることが特に好
ましい。
に被覆層界面直下２〜５μｍの超硬合金母材の硬度は５
００ ｇ荷重のグイッカース硬度で７００−１３００ｋ
ｇ／＋＋＋ｍ”、好ましくは８００〜１３００ｋｇ／
■” より好ましくは９５０〜１２５０ｋｇ／ ａｕ
＋’ 、特に好ましくは１０００〜１２００ｋｇ／ ｆ
ｆ１１ｍ”であって、合金内部にむかって単調に増加し
、被覆層界面下約５０〜１００１１ｍで一定となり、こ
のときの硬度が５００ ｇ荷重のヴィッカース硬度で１
５００〜１７００ｋｇ／ ＋ｉｗ”であることが特に好
ましい。
（ｆｆ） 結合相がＣｏの場合には、超硬合金中の遊
離炭素ｆｆｉ ［ＦＣ］は重量比で該Ｃｏ量の１〜２．
４％であり、結合相がＮｉの場合には［ＦＣ］は重１比
で該旧債の０．５〜２．２％であること。
離炭素ｆｆｉ ［ＦＣ］は重量比で該Ｃｏ量の１〜２．
４％であり、結合相がＮｉの場合には［ＦＣ］は重１比
で該旧債の０．５〜２．２％であること。
（Ｖ） 該超硬合金母材の遊離炭素量［ＦＣ］と窒素
量［Ｎ］に、 ０．０６≦ ［ＦＣコ ＋ （１２／１４） Ｘ
［Ｎ コ ≦０．１７（但し［ＦＣ］ 、［Ｎ］はいず
れも重量％）なる関係があること。
量［Ｎ］に、 ０．０６≦ ［ＦＣコ ＋ （１２／１４） Ｘ
［Ｎ コ ≦０．１７（但し［ＦＣ］ 、［Ｎ］はいず
れも重量％）なる関係があること。
そして上記のような構造の本発明被覆超硬合金は、前記
（１）の組成の出発原料を焼結し、該焼結工程に０．１
’Ｃ／ｗｉｎから１０’Ｃ／ｓｉｎの冷却速度で冷却す
る工程を含むこと、好ましくはｌ ３１０ ’Ｃより１
２２５℃の温度域を０．１°Ｃ／ｗｉｎがらｌｏ”ｃ／
ｍｉｎの冷却速度で冷却する工程を含むこと、又は好ま
しくは焼結する際の冷却工程において１２２５℃より１
３１０℃までの温度領域に１０分分間上１５時間以下滞
まるごと、そして次に得られた超硬合金を周期律表■ａ
＋ Ｖａ＋ ＶＩａ族の炭化物、窒化物、酸化物、硼化
物及びこれらの固溶体の１種もしくはそれ以上並びに酸
化アルミニウムからなる単層もしくは多重層を被覆する
ことで実現できる。
（１）の組成の出発原料を焼結し、該焼結工程に０．１
’Ｃ／ｗｉｎから１０’Ｃ／ｓｉｎの冷却速度で冷却す
る工程を含むこと、好ましくはｌ ３１０ ’Ｃより１
２２５℃の温度域を０．１°Ｃ／ｗｉｎがらｌｏ”ｃ／
ｍｉｎの冷却速度で冷却する工程を含むこと、又は好ま
しくは焼結する際の冷却工程において１２２５℃より１
３１０℃までの温度領域に１０分分間上１５時間以下滞
まるごと、そして次に得られた超硬合金を周期律表■ａ
＋ Ｖａ＋ ＶＩａ族の炭化物、窒化物、酸化物、硼化
物及びこれらの固溶体の１種もしくはそれ以上並びに酸
化アルミニウムからなる単層もしくは多重層を被覆する
ことで実現できる。
また好ましくは上記焼結工程で得られた超硬合金母材を
化学的処理１機械的処理又は電気化学的処理することに
より超硬合金母材表面部のＣｏ又は、Ｃｏ及びＣの除去
工程を含むことで本発明の目的をより良（達成できる。
化学的処理１機械的処理又は電気化学的処理することに
より超硬合金母材表面部のＣｏ又は、Ｃｏ及びＣの除去
工程を含むことで本発明の目的をより良（達成できる。
以下に、本発明の構造と工程の限定理由について説明す
る。
る。
本発明の母材とする超硬合金は周期律表ＩＶａ。
Ｖａ、Ｖｌａ族の金属の炭化物、窒化物及び／又は炭窒
化物の１種もしくはそれ以上を硬質相としており、この
窒素を含む硬質相が焼結過程の一部で脱窒・分解し、こ
れによって硬質相がＷＣで結合相がＣｏの場合を例にと
ると、合金表面に主としてＷＣとＣｏからなる層が形成
し得る。従って「主として」とは、窒素を含む硬質相が
完全分解して消滅しない場合、少量が残存して合金内部
よりも減少していることを指す。
化物の１種もしくはそれ以上を硬質相としており、この
窒素を含む硬質相が焼結過程の一部で脱窒・分解し、こ
れによって硬質相がＷＣで結合相がＣｏの場合を例にと
ると、合金表面に主としてＷＣとＣｏからなる層が形成
し得る。従って「主として」とは、窒素を含む硬質相が
完全分解して消滅しない場合、少量が残存して合金内部
よりも減少していることを指す。
かかる場合、合金中のＦ ＣとＮの関係が好ましくは
０．０６≦ＩＦｃ］ ＋（１２／＋４） Ｘ ［Ｎ］≦
０．１７（但し［ＦＣ］、［Ｎ］はいずれも重量％）に
あることが必要である。例えば、合金中のＦＣ分析量が
０，１％、窒素分析量が０．０３％であると、０、 ｉ
ｏ＋１２／ １４Ｘ ０．０３＝ ０．１２となる。な
おこの式において、［ＦＣ］は結合相中の遊離炭素量で
あり、［Ｎ］は合金中の窒素量を示す。
０．１７（但し［ＦＣ］、［Ｎ］はいずれも重量％）に
あることが必要である。例えば、合金中のＦＣ分析量が
０，１％、窒素分析量が０．０３％であると、０、 ｉ
ｏ＋１２／ １４Ｘ ０．０３＝ ０．１２となる。な
おこの式において、［ＦＣ］は結合相中の遊離炭素量で
あり、［Ｎ］は合金中の窒素量を示す。
超硬合金は焼結時にＣＯとＣは共晶反応にてＣｏ −Ｃ
融体を生じる。この共晶温度は約１３０９℃である。
融体を生じる。この共晶温度は約１３０９℃である。
現実の超硬合金はＣｏ中にＣの他、Ｗも固溶するので、
実際には、Ｃｏ −Ｗ −Ｃの共晶反応による融体が生
じる。かかる場合の共晶温度は、１２５５℃と推定され
る。本発明は、Ｃｏ−Ｗ−Ｃの融体を用いる点に特徴が
ある。この融体を有効に使えるのが上記範囲内（炭素当
量という）である。窒素は合金中にて、炭素と同様の挙
動を示すと考えられる。
実際には、Ｃｏ −Ｗ −Ｃの共晶反応による融体が生
じる。かかる場合の共晶温度は、１２５５℃と推定され
る。本発明は、Ｃｏ−Ｗ−Ｃの融体を用いる点に特徴が
ある。この融体を有効に使えるのが上記範囲内（炭素当
量という）である。窒素は合金中にて、炭素と同様の挙
動を示すと考えられる。
上記組成の合金を１３１０℃より１２２５℃、好ましく
は１３１０℃より１２５５℃の範囲内を、ｆ）、１”Ｃ
／ｓｉｎからＩＯ℃／ｆｆ１ｉｎ好ましくは１〜ｂ で冷却する。または、１３１０℃より１２２５℃の範囲
内に１０分間以上１５時間以下滞まるように冷却する。
は１３１０℃より１２５５℃の範囲内を、ｆ）、１”Ｃ
／ｓｉｎからＩＯ℃／ｆｆ１ｉｎ好ましくは１〜ｂ で冷却する。または、１３１０℃より１２２５℃の範囲
内に１０分間以上１５時間以下滞まるように冷却する。
１２２５℃はＣｏとＣとη相（η相とはＣｏとＷとＣの
化合物をいう）とで生じる共晶温度であり、合金表面が
著しく低炭素となった場合に生じるものと考えられる。
化合物をいう）とで生じる共晶温度であり、合金表面が
著しく低炭素となった場合に生じるものと考えられる。
なお、合金中の［ＦＣ］ ｆｆｉは、Ｃｏ又はＮｉを結
合相とする場合、Ｃｏ−Ｃの共晶組成又はＸｉ −Ｃの
共晶組成の液相が出現する範囲内であれば、本発明の目
的が達成される。即ち、Ｃｏ結合相の場合、Ｃ。
合相とする場合、Ｃｏ−Ｃの共晶組成又はＸｉ −Ｃの
共晶組成の液相が出現する範囲内であれば、本発明の目
的が達成される。即ち、Ｃｏ結合相の場合、Ｃ。
ｌに対し［ＦＣ］量が１〜２．４重量％、Ｎｉ結合相の
場合０．５〜２．２重量％である。この値を越えると、
Ｃｏ又はＮｉとＣの化合物が初品として析出して（るた
め好ましくない。この値以下では共晶組成の液相が出現
できず、本発明の目的が達成できない。
場合０．５〜２．２重量％である。この値を越えると、
Ｃｏ又はＮｉとＣの化合物が初品として析出して（るた
め好ましくない。この値以下では共晶組成の液相が出現
できず、本発明の目的が達成できない。
（１）の窒化物を含む硬質相は脱窒反応によって、合金
表面の炭素当量が減少し、これによって合金内部のＣｏ
−Ｗ−Ｃの融体が、合金表面へ移動する。
表面の炭素当量が減少し、これによって合金内部のＣｏ
−Ｗ−Ｃの融体が、合金表面へ移動する。
即ち、Ｃｏ−Ｗ−Ｃの拡散によって合金表面にＣｏ −
Ｗ−Ｃの融体の濃度勾配を生じ、焼結後これが合金硬度
の単調増加の変化になって現れる。合金表面は、特に主
としてＷ Ｃ−Ｃｏからなるため、通常はＷＣ−（４，
５〜６０重量％）Ｃｏからなるため、特に硬度の低下が
著しく、５００ ｇ荷重のグイッカース硬度で７００〜
１０００ｋｇ／ １１１１１”となる。上記（ＴＶ）の
炭素当量幅未満（Ｏ，ＯＳ未満）であると、Ｃｏ−Ｗ−
Ｃの融体移動が少なく本発明の構造が達成しえない。ま
た（ＩＶ）の炭素当量幅（０，１７）を越えると、合金
表面部にＣｏとＣの化合物が柱状晶に析出して脆化する
ため好ましくない。上記温度域を越えた場合、Ｃｏ−Ｗ
−Ｃの移動速度が太き（、合金表面に流出してしまい硬
度変化が単調変化となって表れず、１２２５℃以下では
、Ｃｏ−Ｗ−Ｃの融体を生じず、上記硬度変化を与える
ことができない。
Ｗ−Ｃの融体の濃度勾配を生じ、焼結後これが合金硬度
の単調増加の変化になって現れる。合金表面は、特に主
としてＷ Ｃ−Ｃｏからなるため、通常はＷＣ−（４，
５〜６０重量％）Ｃｏからなるため、特に硬度の低下が
著しく、５００ ｇ荷重のグイッカース硬度で７００〜
１０００ｋｇ／ １１１１１”となる。上記（ＴＶ）の
炭素当量幅未満（Ｏ，ＯＳ未満）であると、Ｃｏ−Ｗ−
Ｃの融体移動が少なく本発明の構造が達成しえない。ま
た（ＩＶ）の炭素当量幅（０，１７）を越えると、合金
表面部にＣｏとＣの化合物が柱状晶に析出して脆化する
ため好ましくない。上記温度域を越えた場合、Ｃｏ−Ｗ
−Ｃの移動速度が太き（、合金表面に流出してしまい硬
度変化が単調変化となって表れず、１２２５℃以下では
、Ｃｏ−Ｗ−Ｃの融体を生じず、上記硬度変化を与える
ことができない。
冷却速度は、１０℃／ｗｉｎを越えると、Ｃｏ −Ｗ
−Ｃの融体の移動が少なく硬度変化をもたらすことがで
きない。０．１℃／ｍｉｎ以下は、工業的見地より生産
性を低下させ望ましくない。好ましくは、１’Ｃ／ｉｉ
ｎから ５℃／ｍｉｎである。
−Ｃの融体の移動が少なく硬度変化をもたらすことがで
きない。０．１℃／ｍｉｎ以下は、工業的見地より生産
性を低下させ望ましくない。好ましくは、１’Ｃ／ｉｉ
ｎから ５℃／ｍｉｎである。
なお、合金の焼結過程において、１３１０″Ｃの温度域
に達するまでは、合金中の脱窒反応を抑制することが好
ましく、Ｎｆｆ１＋ ＣＨ４１ＨＩ Ａｒ等を導入する
ことが望ましい。また、１０００℃から１２２５℃間に
おいて、合金表面の炭素当量を低下させるため、高真空
度下、あるいは酸化、脱炭雰囲気例えばＨｔ ＋Ｈ２＋
Ｈｔｏ 、 ＣＯｔ＋ ＣＯｔ＋ ＣＯなどで焼結す
ることが望ましい。
に達するまでは、合金中の脱窒反応を抑制することが好
ましく、Ｎｆｆ１＋ ＣＨ４１ＨＩ Ａｒ等を導入する
ことが望ましい。また、１０００℃から１２２５℃間に
おいて、合金表面の炭素当量を低下させるため、高真空
度下、あるいは酸化、脱炭雰囲気例えばＨｔ ＋Ｈ２＋
Ｈｔｏ 、 ＣＯｔ＋ ＣＯｔ＋ ＣＯなどで焼結す
ることが望ましい。
また合金表面の主としてＷＣとＣｏからなる層は窒化物
を含む硬質相の分解で生じるが、Ｎ ａ、 Ｖ ａｔＶ
Ｉａ、族の金属を昇温過程で窒化せしめたる後、脱窒分
解させても、同様の効果が得られる。
を含む硬質相の分解で生じるが、Ｎ ａ、 Ｖ ａｔＶ
Ｉａ、族の金属を昇温過程で窒化せしめたる後、脱窒分
解させても、同様の効果が得られる。
合金表面の硬度は本発明によれば１．７００ｋｇ／ ａ
ｍ″も達成しうるが、７００ｋｇ／ ｍｍ”以下では靭
性は著しく向上するものの、耐摩耗性が大きく低下する
ので実用上問題を生じることがあり、好ましくない。
ｍ″も達成しうるが、７００ｋｇ／ ｍｍ”以下では靭
性は著しく向上するものの、耐摩耗性が大きく低下する
ので実用上問題を生じることがあり、好ましくない。
１０００ｋｇ／ｌ″以上では、大幅な靭性同上につなが
らない。なお、表面硬度は冷却速度２合金表面の脱２１
や脱炭量によって制御できる。大幅な耐摩耗性と靭性の
両者を保持するためには、即ち、汎用性の点で、被覆層
界面下２〜５μｍの表面硬度が７００〜１３００ｋｇ／
ｅｕ＋＋” 、好ましくは８００〜ｔａｏｏｋｇ／Ｉ
Ｉｍ” ％より好ましくは９５０〜１２５０ｋｇ／ ＋
ａｎ＋” 、特に好ましくは １０００〜１２００ｋｇ
／ｆｆ１ｌＩｌ！であって、合金表面下約５０〜１００
μｍ内部は１５００〜１７００ｋｇ／ｍ＋＋”が好まし
い。この範囲外であると汎用性に問題を生じることがあ
る。なお、硬度は５００ ｇ荷重で測定したグイッカー
ス硬度であり、一般のセラミックスと同様、硬度は負荷
荷重によって左右されるのは勿論であり、５００ｇ以上
の荷重下では表面部の硬度はやや高目の数値を示す。
らない。なお、表面硬度は冷却速度２合金表面の脱２１
や脱炭量によって制御できる。大幅な耐摩耗性と靭性の
両者を保持するためには、即ち、汎用性の点で、被覆層
界面下２〜５μｍの表面硬度が７００〜１３００ｋｇ／
ｅｕ＋＋” 、好ましくは８００〜ｔａｏｏｋｇ／Ｉ
Ｉｍ” ％より好ましくは９５０〜１２５０ｋｇ／ ＋
ａｎ＋” 、特に好ましくは １０００〜１２００ｋｇ
／ｆｆ１ｌＩｌ！であって、合金表面下約５０〜１００
μｍ内部は１５００〜１７００ｋｇ／ｍ＋＋”が好まし
い。この範囲外であると汎用性に問題を生じることがあ
る。なお、硬度は５００ ｇ荷重で測定したグイッカー
ス硬度であり、一般のセラミックスと同様、硬度は負荷
荷重によって左右されるのは勿論であり、５００ｇ以上
の荷重下では表面部の硬度はやや高目の数値を示す。
本発明に係る超硬合金母材は、上述した方法で焼結する
と、合金表面と被覆層界面２〜２０μｍ以下、５０〜１
００μｍ以内の合金中の結合相ｍが平均値に対し、７〜
１．５倍となる。特に合金表面５０μｍ以内は３倍を越
えており、これは従来技術、特開昭５７−１９９２３９
号公報に記載の方法に比べても非常に大きな値を示す。
と、合金表面と被覆層界面２〜２０μｍ以下、５０〜１
００μｍ以内の合金中の結合相ｍが平均値に対し、７〜
１．５倍となる。特に合金表面５０μｍ以内は３倍を越
えており、これは従来技術、特開昭５７−１９９２３９
号公報に記載の方法に比べても非常に大きな値を示す。
このように本発明によれば、合金表面に結合相を大いに
富化せしめることができる。
富化せしめることができる。
また、本発明の方法によると、合金表面ではＣ。
ないしＣｏとＣが存在する。この状態では、表面に被覆
を行っても実際に切削を行うと切削速度が高い条件下で
は工具のす（い面摩耗がやや大きくなり、実用上、問題
となることがある。この場合、コーティング層と合金界
面より、合金内部に向かって、１〜５μｍは、合金中の
平均結合相量より、結合相を減少又は、消滅させること
によってこの問題が解決できる。したがって合金と被覆
層界面下５μｍ以内はかかる結合相が、合金内部に対し
減少又は消滅させておくのが好ましい。５μｍをこえる
と靭性低下が大きくなるからである。結合相を消滅させ
る領域は３μｍ以下が好ましい。３μｍを越えると靭性
低下が大きくなるからである。
を行っても実際に切削を行うと切削速度が高い条件下で
は工具のす（い面摩耗がやや大きくなり、実用上、問題
となることがある。この場合、コーティング層と合金界
面より、合金内部に向かって、１〜５μｍは、合金中の
平均結合相量より、結合相を減少又は、消滅させること
によってこの問題が解決できる。したがって合金と被覆
層界面下５μｍ以内はかかる結合相が、合金内部に対し
減少又は消滅させておくのが好ましい。５μｍをこえる
と靭性低下が大きくなるからである。結合相を消滅させ
る領域は３μｍ以下が好ましい。３μｍを越えると靭性
低下が大きくなるからである。
かかる結合相を減少又は消滅させる方法は、硝酸水溶液
等による化学的処理ないし電気化学的処理等で目的が達
成できる。
等による化学的処理ないし電気化学的処理等で目的が達
成できる。
本発明の被覆超硬合金は、従来の合金に比して高靭性と
その表面被覆層による優れた耐摩耗性を有しているので
、従来の工具と比較し格段の信頼性ある工具が提供でき
る。
その表面被覆層による優れた耐摩耗性を有しているので
、従来の工具と比較し格段の信頼性ある工具が提供でき
る。
［実施例コ
実施例Ｉ
２．５％Ｔｉ（ＣＮ ）、３．０％ＴａＣ，６，Ｑ％Ｃ
ｏ、残部ＷＣ（重量＞の組成で、合金中の［ＦＣ］＋１
２／１４Ｘ ［Ｎ］ Ｉｎ （炭素当量）カ、’Ｊ ｌ
表ニナ６ように配合し、１４００℃まで真空昇温し、
Ｎ、雰囲気２Ｌｏｒｒで３０分間保持したのち、１０℃
／ｍｉｎの冷却速度で１３１０℃まで冷却後、１２００
℃まで３℃／ｍｉｎで真空中（１０−”Ｌｏｒｒ）で冷
却した。かかる合金に、通常のＣＶＤ法により内層５μ
ｍ ＴｉＣと１μｍのＡＱｔＯｓを被覆して、下記の条
件で切削テスト（型；ＣＮ Ｍ ０ １２０４０ｇ、ホ
ルダー；ｐ ＣＬ Ｎ Ｒ２５２５−４３）を行った。
ｏ、残部ＷＣ（重量＞の組成で、合金中の［ＦＣ］＋１
２／１４Ｘ ［Ｎ］ Ｉｎ （炭素当量）カ、’Ｊ ｌ
表ニナ６ように配合し、１４００℃まで真空昇温し、
Ｎ、雰囲気２Ｌｏｒｒで３０分間保持したのち、１０℃
／ｍｉｎの冷却速度で１３１０℃まで冷却後、１２００
℃まで３℃／ｍｉｎで真空中（１０−”Ｌｏｒｒ）で冷
却した。かかる合金に、通常のＣＶＤ法により内層５μ
ｍ ＴｉＣと１μｍのＡＱｔＯｓを被覆して、下記の条
件で切削テスト（型；ＣＮ Ｍ ０ １２０４０ｇ、ホ
ルダー；ｐ ＣＬ Ｎ Ｒ２５２５−４３）を行った。
また、比較のため市販のＭ２０グレードの５μｍＴｉＣ
、ｌ ｕ ｍＡ（２ｔＯｓのコーチインクチップもテス
トした。テスト結果及び５００ ｇ負荷荷重での被覆層
界面下５μｍでのＨｖ硬度も合わせて第１表に示す。
、ｌ ｕ ｍＡ（２ｔＯｓのコーチインクチップもテス
トした。テスト結果及び５００ ｇ負荷荷重での被覆層
界面下５μｍでのＨｖ硬度も合わせて第１表に示す。
切削条件■ 耐摩耗性テスト
切削条件 １８０ｍ／ｗｉｎ
送り
切り込み
被削材
切削時間
切削条件■
切削条件
送り
切り込み
被削材
切削時間
０．３６ｍｍ／ ｒｅｖ
２．０ｍｍ
ＣＭ４３５
２０分
靭性テスト
ロ０ｍ／ｍ１ｎ
Ｏ，２０〜０．４０ｍｍ／ ｒｅｖ
２．０ｍｍ
５ ＣＭ ４３５（ＩＯＩｌｍＸ ５０ｍｍ溝つき）３
０秒 ８回繰り返し 第１表 かかる合金表面の断面組織をみると、Ａ−Ｄは表面より
約５μｍは、ＷＣ−Ｃｏ層のみで形成され、５μｍより
内部は（ＴｉＴａＷ ） ＣＮの複炭化物が存在し、合
金内部にＦＣが析出していた。第１図にＡ〜Ｄの合金の
表面硬度分布を示す。
０秒 ８回繰り返し 第１表 かかる合金表面の断面組織をみると、Ａ−Ｄは表面より
約５μｍは、ＷＣ−Ｃｏ層のみで形成され、５μｍより
内部は（ＴｉＴａＷ ） ＣＮの複炭化物が存在し、合
金内部にＦＣが析出していた。第１図にＡ〜Ｄの合金の
表面硬度分布を示す。
なお、合金表面下１００μｍ以内は、１５０（１ｋｇ／
ｍｍ″の硬度であった。なお、以下の実施例において表
面下０．５μｍまでは、硝酸１０％溶液で、１０分間浸
漬（２０℃）してＣｏ又はＣｏ及びＣを除去しである合
金を用いた。
ｍｍ″の硬度であった。なお、以下の実施例において表
面下０．５μｍまでは、硝酸１０％溶液で、１０分間浸
漬（２０℃）してＣｏ又はＣｏ及びＣを除去しである合
金を用いた。
実施例２
実施例１の合金Ｃを焼結するに当り、ＷＣとして粒度４
Ｂｍ、２μｍのもの各々１：１．１＋２の割合で配合し
たものを用いて、実施例１と同様に焼結後、被覆処理を
行った。
Ｂｍ、２μｍのもの各々１：１．１＋２の割合で配合し
たものを用いて、実施例１と同様に焼結後、被覆処理を
行った。
この結果、テスト■では、前者は０．１８ｍｍ、後者は
０．１５５ｍ、テスト■では前者は８％、後者は１２％
の欠損率を示した。なお、合金表面の硬度は前者がｔｏ
７０ｋｇ／讃−１，後者が１１２０ｋｇ／ｓｓ″を示し
た。
０．１５５ｍ、テスト■では前者は８％、後者は１２％
の欠損率を示した。なお、合金表面の硬度は前者がｔｏ
７０ｋｇ／讃−１，後者が１１２０ｋｇ／ｓｓ″を示し
た。
また、合金表面下１００μｍでは前者が１６００ｋｇ／
ＩＩＩｍ”。
ＩＩＩｍ”。
後者が１６８０ｋｇ／ｌ１ｌｌｌ＋１の硬度を示した。
実施例３
実施例１の合金りの焼結体を１０％硝酸水溶液中で１５
分間（Ｅ ）２５分間浸漬（Ｆ）、２０％硝酸水溶液中
で１０分間（Ｇ）浸漬して、合金表面のＣｏ及びＣを除
去した（水温２０℃）。
分間（Ｅ ）２５分間浸漬（Ｆ）、２０％硝酸水溶液中
で１０分間（Ｇ）浸漬して、合金表面のＣｏ及びＣを除
去した（水温２０℃）。
かかる合金を実施例１と同様にして処理した後テスト■
及び■のテストを行った。このテスト結果を第２表に示
す。
及び■のテストを行った。このテスト結果を第２表に示
す。
第２表
実施例４
２．０％Ｔｉ（ＣＮ ）、３．０％ＴａＣ，５，６％Ｃ
ｏ、残部ＷＣからなる合金で炭素当量０．１５の合金を
、実施例１と同様に１３２０℃まで焼結冷却後、１２０
０’Ｃまで第３表に示す条件で冷却した。
ｏ、残部ＷＣからなる合金で炭素当量０．１５の合金を
、実施例１と同様に１３２０℃まで焼結冷却後、１２０
０’Ｃまで第３表に示す条件で冷却した。
かかる合金の表面近傍のＣｏ富化量をＥＰＭＡ（ＡＣＣ
： ２（ＩＫＶ、 Ｓ Ｃ： ２０ＯＡ、 ビーム
径φＩＤａ ｍ ）で分析した結果を第２図に示す。
： ２（ＩＫＶ、 Ｓ Ｃ： ２０ＯＡ、 ビーム
径φＩＤａ ｍ ）で分析した結果を第２図に示す。
第３表
なお、Ｅは表面下２μｍまではＣｏが内部に比し 実
施例５減少しており、モしてＦは表面下５μｍまで、Ｇ
２．５％Ｔｉ（ＣＮ ）、６．０％ＴａＣ，５，６％Ｃ
ｏ、残部は表面下３μｍまで各々Ｃｏが消滅していた。
施例５減少しており、モしてＦは表面下５μｍまで、Ｇ
２．５％Ｔｉ（ＣＮ ）、６．０％ＴａＣ，５，６％Ｃ
ｏ、残部は表面下３μｍまで各々Ｃｏが消滅していた。
ｗｃからなる合金で炭素当ｆｆ１ｏ、Ｉ５とな
る合金を用いて、１４００°Ｃまで真空昇温し、その後
ＣＨ，及びトＩ、雰囲気で１３２０℃まで冷却後（２°
Ｃ／１１ｉｎ）、１２００°Ｃまで真空（１０−’ｔｏ
ｒｒ）又はＣＯ２雰囲気中で０．５’Ｃ／ｌ０ｉｎで冷
却した。かかる合金の表面硬度は９２０ｋｇ／１ｍｍ’
であって、表面下７０μｍまで硬度が単調増加して、１
６００ｋｇ／ ｍａ”で一定となっていた。また表面下
５μｍは（Ｔ ｉ、 Ｔ ａ、Ｗ）ＣＮからなる複炭化
物が内部に比し減少していた。
る合金を用いて、１４００°Ｃまで真空昇温し、その後
ＣＨ，及びトＩ、雰囲気で１３２０℃まで冷却後（２°
Ｃ／１１ｉｎ）、１２００°Ｃまで真空（１０−’ｔｏ
ｒｒ）又はＣＯ２雰囲気中で０．５’Ｃ／ｌ０ｉｎで冷
却した。かかる合金の表面硬度は９２０ｋｇ／１ｍｍ’
であって、表面下７０μｍまで硬度が単調増加して、１
６００ｋｇ／ ｍａ”で一定となっていた。また表面下
５μｍは（Ｔ ｉ、 Ｔ ａ、Ｗ）ＣＮからなる複炭化
物が内部に比し減少していた。
この合金に３μｍＴｉｃ、 ２μｍＴｉＮ、 １μｍＴ
ｉｃＮ 、 １μｍ Ａ Ｉ２２０ ｓをコーティン
グし、これを、実施例１と同様の切削テストを行った結
果、逃げ面摩耗量が０．２：３ａｍ、欠損率は３％であ
った。
ｉｃＮ 、 １μｍ Ａ Ｉ２２０ ｓをコーティン
グし、これを、実施例１と同様の切削テストを行った結
果、逃げ面摩耗量が０．２：３ａｍ、欠損率は３％であ
った。
実施例６
２．０％Ｔｉ（ＣＮ ）、６．０％ＴａＣ，５，６％Ｃ
ｏ、残部ＷＣからなる合金で炭素当ｆｆ１ｏ、１５の合
金を、実施例１と同様に１３１０°Ｃまで焼結冷却後、
１２００°Ｃまで第４表に示す条件で冷却した。
ｏ、残部ＷＣからなる合金で炭素当ｆｆ１ｏ、１５の合
金を、実施例１と同様に１３１０°Ｃまで焼結冷却後、
１２００°Ｃまで第４表に示す条件で冷却した。
第４表
実施例７
実施例６のＮｏ、 ９を１．０％硝酸水溶液で１０分間
浸漬後５％Ｎ ａ ＯＩｔ水溶液で５分間中和後、５分
間水中で洗浄して、合金表面に＃ １０００のダイヤ砥
粒をふりつけ、スティール製ブラシで研磨した。この合
金表面に、実施例１と同様に５μｍＴｉＣ，１μｍＡＱ
＊Ｏｓを被覆した。酸処理されていないものは、初期に
膜剥離したが、酸処理界は通常の摩耗形態を示した。
浸漬後５％Ｎ ａ ＯＩｔ水溶液で５分間中和後、５分
間水中で洗浄して、合金表面に＃ １０００のダイヤ砥
粒をふりつけ、スティール製ブラシで研磨した。この合
金表面に、実施例１と同様に５μｍＴｉＣ，１μｍＡＱ
＊Ｏｓを被覆した。酸処理されていないものは、初期に
膜剥離したが、酸処理界は通常の摩耗形態を示した。
実施例８
２．０％Ｔｉ（ＣＮ ）、６．０％ＴａＣ，５，６％Ｃ
Ｏ１残部ＷＣの組成からなる合金粉末を５ＮＧ４３２に
形成後、１０００°Ｃまで真空加熱後、１０００℃から
１４５０℃まで合金炭素当量が０．１５になるようにＮ
、雰囲気中で焼結後、後工程を実施例５と同様の工程で
冷却した。この合金は、実施例５とほぼ同様の組織及び
硬度分布が得られた。
Ｏ１残部ＷＣの組成からなる合金粉末を５ＮＧ４３２に
形成後、１０００°Ｃまで真空加熱後、１０００℃から
１４５０℃まで合金炭素当量が０．１５になるようにＮ
、雰囲気中で焼結後、後工程を実施例５と同様の工程で
冷却した。この合金は、実施例５とほぼ同様の組織及び
硬度分布が得られた。
実施例９
２．０％Ｔｉ（ＣＮ ）、５．０％ＴａＣ，５，６％Ｃ
Ｏ１残部ＷＣの組成からなる合金粉末を５ＮＧ４３２に
形成後（合金炭素当ｍ ０．１５）真空昇温して１４０
０℃で真空焼結した。かかる合金を所定の形状に加工、
刃先処理後、１３５０°Ｃまで再昇温し、５ｔｏｒｒＮ
、雰囲気下で３０分間保持後、１３１０℃まで急冷り
２０℃／ｗｉｎ）して、１３１０℃より１２００℃まで
ｌｏ−５の真空下で２℃／ｍａｎで冷却した。
Ｏ１残部ＷＣの組成からなる合金粉末を５ＮＧ４３２に
形成後（合金炭素当ｍ ０．１５）真空昇温して１４０
０℃で真空焼結した。かかる合金を所定の形状に加工、
刃先処理後、１３５０°Ｃまで再昇温し、５ｔｏｒｒＮ
、雰囲気下で３０分間保持後、１３１０℃まで急冷り
２０℃／ｗｉｎ）して、１３１０℃より１２００℃まで
ｌｏ−５の真空下で２℃／ｍａｎで冷却した。
かかる合金は表面下２μｍまでＷＣ−Ｃｏ層からなり、
表面硬度は、９５０ｋｇ／ｍｓ”であった。また同様に
Ｃ：、 Ｑ 、 ０．５Ｌｏｒｒの雰囲気下で焼結した
ところ、表面硬度９２０ｋｇ／ ｍ＋ａ’のものが得ら
れた。
表面硬度は、９５０ｋｇ／ｍｓ”であった。また同様に
Ｃ：、 Ｑ 、 ０．５Ｌｏｒｒの雰囲気下で焼結した
ところ、表面硬度９２０ｋｇ／ ｍ＋ａ’のものが得ら
れた。
実施例１０
実施例１と同様の配合組成で、Ｃｏｆｆ１に対し遊離炭
素が、ｌ、 １．５．２．２．４重量％になるように配
合した。かかる合金を切削条件■でテストしたところ、
それぞれの欠損率は２３％、８％、２％、０％であった
。
素が、ｌ、 １．５．２．２．４重量％になるように配
合した。かかる合金を切削条件■でテストしたところ、
それぞれの欠損率は２３％、８％、２％、０％であった
。
実施例１１
実施例１のＤの合金を、２０％硝酸水溶液中（液温２０
℃）で、２０分間、１０分間、５分間浸漬した。
℃）で、２０分間、１０分間、５分間浸漬した。
２０分間処理したものは表面下５μｍ、 １０分間は３
μｍ、 ５分間は １μｍの領域でＣｏ相が消失して
いた。これを切削条件■、■でテストした結果を第５表
に示す。
μｍ、 ５分間は １μｍの領域でＣｏ相が消失して
いた。これを切削条件■、■でテストした結果を第５表
に示す。
第５表
実施例１２
２．０％Ｔｉ（ＣＮ ）、６．０％１’ａＣ，５，６％
Ｃｏ、残部ＷＣの組成からなる合金粉末を５ＮＧ４３２
に形成後、真空中１４５０°Ｃで焼結後、後工程を実施
例５と同様の工程で冷却した。
Ｃｏ、残部ＷＣの組成からなる合金粉末を５ＮＧ４３２
に形成後、真空中１４５０°Ｃで焼結後、後工程を実施
例５と同様の工程で冷却した。
この合金は、実施例５とほぼ同様の組織及び硬度分布が
得られた。
得られた。
［発明の効果］
本発明の被覆超硬合金は、従来の合金に比して高靭性を
有しているので、従来の合金以上の靭性と、表面の被覆
層によって、優れた耐摩耗性が維持されている。従来の
工具と比較し、格段の信頼性ある工具が提供できる。
有しているので、従来の合金以上の靭性と、表面の被覆
層によって、優れた耐摩耗性が維持されている。従来の
工具と比較し、格段の信頼性ある工具が提供できる。
第１図は実施例１のＡ、Ｂ、Ｃ，Ｄの合金の表面硬度分
布を示したものである。図中のＡ、Ｂ。 Ｃ，Ｄは実施例１の試料番号に対応する。第２図は実施
例４のＮｏ、１．２．３．４の合金表面のＣｏ量分布を
示したものである。図中の番号は第３表の試料番号に対
応する。 第１図 合金表面か の足巨離（、、ｍ）
布を示したものである。図中のＡ、Ｂ。 Ｃ，Ｄは実施例１の試料番号に対応する。第２図は実施
例４のＮｏ、１．２．３．４の合金表面のＣｏ量分布を
示したものである。図中の番号は第３表の試料番号に対
応する。 第１図 合金表面か の足巨離（、、ｍ）
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 （１）周期律表IVａ、Ｖａ、VIａ族の金属の炭化物、窒
化物及び炭窒化物の１種もしくはそれ以上を硬質相とし
、鉄属金属の１種もしくはそれ以上を結合相とした超硬
合金の表面に、周期律表IVａ、Ｖａ、VIａ族の炭化物、
窒化物、酸化物、硼化物及びこれらの固溶体の１種もし
くはそれ以上並びに酸化アルミニウムからなる単層もし
くは多重層を被覆してなる被覆超硬合金において、被覆
層界面直下２〜５μｍの超硬合金母材の硬度が５００ｇ
荷重のヴィッカース硬度で７００〜１３００ｋｇ／ｍｍ
＾２であり、かつ超硬合金母材内部にむかって単調に増
加し、被覆層界面下約５０〜１００μｍにて一定となる
ことを特徴とする被覆超硬合金。 （２）上記被覆層界面直下２〜５μｍの超硬合金母材の
硬度が５００ｇ荷重のヴィッカース硬度で９５０〜１２
５０ｋｇ／ｍｍ＾２であることを特徴とする請求項（１
）に記載の被覆超硬合金。 （３）上記被覆層界面下約５０〜１００μｍの超硬合金
母材の硬度が５００ｇ荷重のヴィッカース硬度で１５０
０〜１７００ｋｇ／ｍｍ＾２であることを特徴とする請
求項（１）又は（２）に記載の被覆超硬合金。 （４）上記被覆層界面直下２〜２０μｍの超硬合金母材
の結合層たるＣｏの含有量が被覆層界面下約５０〜１０
０μｍの超硬合金の１．５〜７倍（重量比）であること
を特徴とする請求項（１）乃至（３）のいずれかに記載
の被覆超硬合金。 （５）上記超硬合金母材の遊離炭素量［ＦＣ］と窒素量
［Ｎ］に、 ０．０６≦［ＦＣ］＋（１２／１４）×［Ｎ］≦０．１
７（但し［ＦＣ］、［Ｎ］はいずれも重量％）なる関係
のあることを特徴とする請求項（１）乃至（４）のいず
れかに記載の被覆超硬合金。 （６）上記［ＦＣ］がＣｏ含有量に対し１重量％以上２
．４重量％以下であることを特徴とする請求項（５）に
記載の被覆超硬合金。 （７）上記被覆層界面下３μｍ以内の超硬合金母材のＣ
ｏ含有量が被覆層界面３μｍより下のそれよりも少ない
ことを特徴とする請求項（５）又は（６）に記載の被覆
超硬合金。（８）上記超硬合金が、ＷＣが１０重量％以
上９６重量％以下、Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ及び／又はＮｂの複
炭窒化物が１重量％以上７０重量％以下、Ｃｏが３重量
％以上２０重量％以下からなることを特徴とする請求項
（１）乃至（７）に記載の被覆超硬合金。 （９）周期律表IVａ、Ｖａ、VIａ族の金属の炭化物、窒
化物及び炭窒化物の１種もしくはそれ以上を硬質相とし
、鉄属金属の１種もしくはそれ以上を結合相とした超硬
合金において、該超硬合金母材を焼結する際に０．１℃
／ｍｉｎから１０℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却する工程
を含み、被覆層界面直下２〜５μｍの超硬合金母材の硬
度が５００ｇ荷重のヴィッカース硬度で８００〜１３０
０ｋｇ／ｍｍ＾２であり、かつ超硬合金母材内部にむか
って単調に増加し、被覆層界面下約５０〜１００μｍに
て一定となる超硬合金の表面に、周期律表IVａ、Ｖａ、
VIａ族の炭化物、窒化物、酸化物、硼化物及びこれらの
固溶体の１種もしくはそれ以上並びに酸化アルミニウム
からなる単層もしくは多重層を被覆することを特徴とす
る被覆超硬合金の製造方法。 （１０）上記超硬合金母材を焼結する際に１３１０℃よ
り１２２５℃の温度域を０．１℃／ｍｉｎから１０℃／
ｍｉｎの冷却速度で冷却する工程を含むことを特徴とす
る請求項（９）に記載の被覆超硬合金の製造方法。 （１１）周期律表IVａ、Ｖａ、VIａ族の金属の炭化物、
窒化物及び炭窒化物の１種もしくはそれ以上を硬質相と
し、鉄属金属の１種もしくはそれ以上を結合相とした超
硬合金において、該超硬合金母材を焼結する際に１３１
０℃より１２２５℃までの温度領域に１０分間以上１５
時間以下滞まる冷却工程を含み、被覆層界面直下２〜５
μｍの超硬合金母材の硬度が５００ｇ荷重のヴィッカー
ス硬度で７００〜１３００ｋｇ／ｍｍ＾２であり、かつ
超硬合金母材内部にむかって単調に増加し、被覆層界面
下約５０〜１００μｍにて一定となる超硬合金の表面に
、周期律表IVａ、Ｖａ、VIａ族の炭化物、窒化物、酸化
物、硼化物及びこれらの固溶体の１種もしくはそれ以上
並びに酸化アルミニウムからなる単層もしくは多重層を
被覆することを特徴とする被覆超硬合金の製造方法。 （１２）上記超硬合金母材を焼結したのち化学的処理、
機械的処理又は電気化学的処理により超硬合金母材表面
部のＣｏ又はＣｏ及びＣの除去工程を含むことを特徴と
する請求項（９）乃至（１１）のいずれかに記載の被覆
超硬合金の製造方法。
Applications Claiming Priority (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9118388 | 1988-04-12 | ||
| JP27716188 | 1988-10-31 | ||
| JP63-277161 | 1988-10-31 | ||
| JP27716088 | 1988-10-31 | ||
| JP63-91183 | 1988-10-31 | ||
| JP63-277160 | 1988-10-31 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02197569A true JPH02197569A (ja) | 1990-08-06 |
| JPH07103468B2 JPH07103468B2 (ja) | 1995-11-08 |
Family
ID=27306671
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1090638A Expired - Lifetime JPH07103468B2 (ja) | 1988-04-12 | 1989-04-12 | 被覆超硬合金及びその製造方法 |
Country Status (7)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4911989A (ja) |
| EP (2) | EP0583853B2 (ja) |
| JP (1) | JPH07103468B2 (ja) |
| KR (1) | KR920001390B1 (ja) |
| AU (1) | AU619272B2 (ja) |
| CA (1) | CA1319497C (ja) |
| DE (2) | DE68919509T2 (ja) |
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