JPH04120274A - 被覆超硬合金及びその製造法 - Google Patents
被覆超硬合金及びその製造法Info
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- JPH04120274A JPH04120274A JP2412717A JP41271790A JPH04120274A JP H04120274 A JPH04120274 A JP H04120274A JP 2412717 A JP2412717 A JP 2412717A JP 41271790 A JP41271790 A JP 41271790A JP H04120274 A JPH04120274 A JP H04120274A
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Classifications
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-
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- 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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- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
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- B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
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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
［０００１］
本発明は切削工具、耐摩工具等に使用される極めて強靭
でカリ附摩耗性に優れる被覆超硬合金を提供することに
ある。 ［０００２］
でカリ附摩耗性に優れる被覆超硬合金を提供することに
ある。 ［０００２］
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
耐摩耗性をあわせもつため、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や耐摩工具として被覆超
硬合金工具が供されている。 近年、切削加工の高能化が進んでいる。切削効率は、切
削速度（Ｖ）と送り量（ｆ）の積で求まる。■を上昇さ
せると、刃先温度が上昇し、工具寿命が急速に低下する
。このため従来はｆを高くして切削効率を向上させてき
た。この場合、高い切削応力に対応できる母材の高靭化
が要求される。これに対応する方法として、合金中の結
合相量（Ｃｏ量）を多くしたり、あるいは合金表面部の
みのＣｏ量を増加するなどの合金が開発されてきた。し
かしながら、最近ではｆと合わせて切削速度（Ｖ）上昇
も検討されてきている。この場合、Ｃｏ量の増加は高い
切削速度条件下では、刃先の変形が増大するため、工具
寿命が短く、一方、Ｃｏ量を低下させるとｆの高い条件
下では欠損しやすくなり、問題となっている。 ［０００３］ また耐摩、耐衝撃用工具として、ＷＣ−Ｃｏ系合金が用
いられてきた。 このＷＣ−Ｃｏ系合金では、ＷＣの粒度やＣｏの量の組
合せによって、耐摩耗性又は靭性の向上を図ってきた。 しかし、耐摩耗性と靭性とは相反する性質故に、上記の
ＷＣ−Ｃｏ系合金において、高靭性を付与するためにＣ
ｏを増加させると、必然的に耐摩耗性が低下してしまう
という欠点があった。 ［０００４］ このようなことから、ＷＣ−Ｃｏ系合金の耐摩、耐衝撃
用工具としての用途は、ハイス（ハイスピードの略、高
速度）系合金に比し、制限されていた。また、Ｃ。 をＮｉ等に置き換えたり、ＷＣを（Ｍｏｂ） Ｃで置換
した合金も検討されてきた。しかし、本質的な問題を解
決されていなかった。 又、特開昭６１−１７９８４６号公報には、合金内部に
η相を存在せしめ、その外周部に結合相を富化せしめる
合金が開示される。この合金は、内部に脆化相であるη
相を含むため、本発明の目的である衝撃靭性が不足する
。さらに、この発明では結合相量の高い合金では、アル
ミナなどのバッキング剤との反応が無視しえず寸法変形
を生じやすい欠点をもつ。 ［０００５］
り蒸着被覆した被覆超硬合金は母材の強靭性と、表面の
耐摩耗性をあわせもつため、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や耐摩工具として被覆超
硬合金工具が供されている。 近年、切削加工の高能化が進んでいる。切削効率は、切
削速度（Ｖ）と送り量（ｆ）の積で求まる。■を上昇さ
せると、刃先温度が上昇し、工具寿命が急速に低下する
。このため従来はｆを高くして切削効率を向上させてき
た。この場合、高い切削応力に対応できる母材の高靭化
が要求される。これに対応する方法として、合金中の結
合相量（Ｃｏ量）を多くしたり、あるいは合金表面部の
みのＣｏ量を増加するなどの合金が開発されてきた。し
かしながら、最近ではｆと合わせて切削速度（Ｖ）上昇
も検討されてきている。この場合、Ｃｏ量の増加は高い
切削速度条件下では、刃先の変形が増大するため、工具
寿命が短く、一方、Ｃｏ量を低下させるとｆの高い条件
下では欠損しやすくなり、問題となっている。 ［０００３］ また耐摩、耐衝撃用工具として、ＷＣ−Ｃｏ系合金が用
いられてきた。 このＷＣ−Ｃｏ系合金では、ＷＣの粒度やＣｏの量の組
合せによって、耐摩耗性又は靭性の向上を図ってきた。 しかし、耐摩耗性と靭性とは相反する性質故に、上記の
ＷＣ−Ｃｏ系合金において、高靭性を付与するためにＣ
ｏを増加させると、必然的に耐摩耗性が低下してしまう
という欠点があった。 ［０００４］ このようなことから、ＷＣ−Ｃｏ系合金の耐摩、耐衝撃
用工具としての用途は、ハイス（ハイスピードの略、高
速度）系合金に比し、制限されていた。また、Ｃ。 をＮｉ等に置き換えたり、ＷＣを（Ｍｏｂ） Ｃで置換
した合金も検討されてきた。しかし、本質的な問題を解
決されていなかった。 又、特開昭６１−１７９８４６号公報には、合金内部に
η相を存在せしめ、その外周部に結合相を富化せしめる
合金が開示される。この合金は、内部に脆化相であるη
相を含むため、本発明の目的である衝撃靭性が不足する
。さらに、この発明では結合相量の高い合金では、アル
ミナなどのバッキング剤との反応が無視しえず寸法変形
を生じやすい欠点をもつ。 ［０００５］
本発明は上記従来技術の有する種々の欠点を解消し、従
来技術では達成できなかった高能率加工の条件下で、耐
摩耗性と靭性を保持した工具を提供することを目的とす
る。 ［０００６］
来技術では達成できなかった高能率加工の条件下で、耐
摩耗性と靭性を保持した工具を提供することを目的とす
る。 ［０００６］
■周期律表ＩＶａ、 Ｖａ、 ＶＩａ族金属の１種もし
くは、それ以上の炭化物及び窒化物の１種もしくは、そ
れ以上を硬質相とし、鉄族金属の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、当該合金の表面下０
．０１から２ｍｍの間に結合相量を富化させ、かかる結
合相富化層内側にＡタイプ及び又はＢタイプのポアを形
成すること。 ［０００７］ ■当該合金表面部が （ａ）表面より内部へ向って緩やかな硬度低下を示す領
域（ｂ） （ａ）に引き続いて、急激な硬度低下を示す
領域（ｃ） （ｂ）に引き続いて硬度の最小値を示した
後、内部へ向って硬度が上昇し、硬度変化が小さい領域 からなる硬度分布を有すること。 ［０００８］ ■ＷＣと鉄族金属からなる超硬合金において、当該合金
の結合相に、Ｔｉ、 Ｔａ、 ＮｂＶ、 Ｃｒ、 Ｍｏ
、 Ａｌ、 Ｂ、 Ｓｉの１種又は２種以上を、結合相
中に０．０１重量％から固溶上限まで、固溶させてなり
、かかる合金表面の外周部において、合金内部の結合相
量平均値より結合相量が減少してなる層と、当該層と合
金中心部との中間に、結合相量の増加してなる層を形成
させること。 ［０００９］ ■合金表面下から結合相富化層間の領域の結合相量を合
金内部の平均結合相量より減少させること。 ［００１０］ ■合金表面下から結合相富化層間の領域において、１０
μｍないし５００μｍの大きさをもって粒状に結合相が
富化した結合相富化線とその内側に合金内部に比して少
い量の結合相をＷＣ相とＩＶａ、 Ｖａ、 ＶＩａ族の
１種もしくはそれ以上の炭化物又は窒化物の１種もしく
は、それ以上より構成される部分を形成すること。図５
（ａ）は本発明の超硬合金の断面図とその断面図での合
金表面から合金内部に至る深さに応じてＣｏ量の変化す
る状態を示し、ＢはＣｏ富化層である。図５（ｂ）は図
５（ａ）の部分Ａの拡大図で粒状に結合相が富化した線
Ｃによって含まれる領域は１０〜５００μｍの大きさを
もっている。 ［００１１］ ■当該合金の表面に周期律表ＩＶａ、 Ｖａ、 ＶＩａ
族の炭化物、窒化物、酸化物、硼化物及び酸化アルミニ
ウムの１種もしくはそれ以上からなる単層もしくは多重
層を被覆せしめる。 以上の手段によって、本発明の目的が達成される。 ［００１２］
くは、それ以上の炭化物及び窒化物の１種もしくは、そ
れ以上を硬質相とし、鉄族金属の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、当該合金の表面下０
．０１から２ｍｍの間に結合相量を富化させ、かかる結
合相富化層内側にＡタイプ及び又はＢタイプのポアを形
成すること。 ［０００７］ ■当該合金表面部が （ａ）表面より内部へ向って緩やかな硬度低下を示す領
域（ｂ） （ａ）に引き続いて、急激な硬度低下を示す
領域（ｃ） （ｂ）に引き続いて硬度の最小値を示した
後、内部へ向って硬度が上昇し、硬度変化が小さい領域 からなる硬度分布を有すること。 ［０００８］ ■ＷＣと鉄族金属からなる超硬合金において、当該合金
の結合相に、Ｔｉ、 Ｔａ、 ＮｂＶ、 Ｃｒ、 Ｍｏ
、 Ａｌ、 Ｂ、 Ｓｉの１種又は２種以上を、結合相
中に０．０１重量％から固溶上限まで、固溶させてなり
、かかる合金表面の外周部において、合金内部の結合相
量平均値より結合相量が減少してなる層と、当該層と合
金中心部との中間に、結合相量の増加してなる層を形成
させること。 ［０００９］ ■合金表面下から結合相富化層間の領域の結合相量を合
金内部の平均結合相量より減少させること。 ［００１０］ ■合金表面下から結合相富化層間の領域において、１０
μｍないし５００μｍの大きさをもって粒状に結合相が
富化した結合相富化線とその内側に合金内部に比して少
い量の結合相をＷＣ相とＩＶａ、 Ｖａ、 ＶＩａ族の
１種もしくはそれ以上の炭化物又は窒化物の１種もしく
は、それ以上より構成される部分を形成すること。図５
（ａ）は本発明の超硬合金の断面図とその断面図での合
金表面から合金内部に至る深さに応じてＣｏ量の変化す
る状態を示し、ＢはＣｏ富化層である。図５（ｂ）は図
５（ａ）の部分Ａの拡大図で粒状に結合相が富化した線
Ｃによって含まれる領域は１０〜５００μｍの大きさを
もっている。 ［００１１］ ■当該合金の表面に周期律表ＩＶａ、 Ｖａ、 ＶＩａ
族の炭化物、窒化物、酸化物、硼化物及び酸化アルミニ
ウムの１種もしくはそれ以上からなる単層もしくは多重
層を被覆せしめる。 以上の手段によって、本発明の目的が達成される。 ［００１２］
■は、この表面下に存在する結合相の富化層によって、
合金の靭性を保持する効果を与える。特にこの層は■で
与えられる、結合相の減少した層、即ち、硬度の向上し
た層の直下に存在することで、かかる層の靭性低下をカ
バーする効果を有する。なお、結合相富化層より内側に
はポアを有する。このポアは結合相富化層により靭性低
下につながらず、■は耐摩耗性向上に効果がある。■■
の同作用として、合金表面に高い圧縮応力を形成せしめ
ることが可能である。■の層は、０、０１ｍｍ以下であ
ると、表面の耐摩耗性を低下せしめ、２ｍｍ以上である
と、切削工具の靭性としては、靭性向上に効果が少ない
。好ましくは０．０５から１．０ｍｍ内である。なお、
■の硬化層は■に示すような部分的に結合相量が粒状に
富化された線で包まれたＷＣと合金内部に比し減少した
結合相とＩＶａ族等よりなる硬質相で構成される下部組
織からなることで、さらに靭性の改良がみられる。 ［００１３］ なお結合相富化層の結合相量が多い場合には内部には、
ポアが形成されない場合がある。また■と■の構造によ
り、■に示すような表面から内部に向かって三つの領域
からなる硬度分布を示す。 ■に示される硬度分布は、好ましくは、（ａ）の領域の
硬度変化が１０〜２００ｋｇ／ｍｍ２、（ｂ）の領域の
硬度変化が１００〜１０００ｋｇ／ｍｍ２である。 （ａ）の領域が存在しないと、耐摩耗性が不足し、又、
内部の結合相富化領域に大きな引張応力を生じさせるた
めである。 ［００１４］ 又、特に高靭性を要求される場合には、ＷＣと鉄族金属
からなる超硬合金を用いることが好ましい。かかる場合
には、ＷＣと鉄族金属からなる超硬合金において、当該
合金の結合相に、Ｔｉ、 Ｔａ、 Ｎｂ、 Ｖ、 Ｃｒ
、 Ｍｏ、 ＡＩ、 Ｂ、 Ｓｉの１種または２種以上
を、結合相中に、０．０１重量％から固溶上限まで、固
溶させてなり、かがる合金表面の外周部において、合金
内部の結合和事平均値より結合相量が減少してなる層と
、当該層と合金中心部との中間に、結合相量の増加して
なる層を形成させれば、高靭性が付与される。 ［００１５］ さらに、当該合金の表面に周期律表ＩＶａ、 Ｖａ、
ＶＩａ族の炭化物、窒化物、酸化物硼化物及び酸化アル
ミニウムの１種もしくはそれ以上からなる単層もしくは
多重層によって耐摩耗性が確保される。 ［００１６］ 本発明の合金母材は、圧粉体又は５０がら９９．９％の
密度を有する焼結体を、固相域、固液共存域または固相
域がら固液共存域にかけて、浸炭性又は浸炭性と窒化性
の雰囲気中で昇温又は保持する工程とさらに引き続いて
、固液共存域で焼結する工程によって製造することがで
きる。 本発明の合金母材の製造原理の詳細は不明なれど、次の
ように理解される。即ち、圧粉体又は不完全焼結体を浸
炭性雰囲気で昇温ないし、一定温度で保持すると、圧粉
体又は不完全焼結体表面の炭素量が上昇し、表面部のみ
が液相発生する炭素量になると、表面部のみで結合相が
融体化する。さらに昇温ないし、一定温度で保持すると
液相の表面張力ないし、収縮作用によって結合相の融液
が圧粉体又は不完全焼結体のすき間を通り、内部移動を
開始する。融液の移動は合金内部の液相が発生した時点
で融液の移動空間が消滅して停止する。この結果、凝固
完了時点で合金表面で結合相が減少し、当該表面層と内
部の中間で結合相富化層が生じる。 ［００１８］ この結合相富化は液相発生と同時に開始し、合金内部の
液相が発生した時点で富化が最大となり、その後、焼結
の進行とともに、結合相の均質化力戸′へむ。従って、
結合相富化を最大限に維持するには、合金内部にＡない
しＢタイプのポア即ち、巣が存在する未完全焼結体であ
ることが好ましい。従来、合金中の巣は悪書視されてき
た。しかし、切削工具の場合、性能は表面下１ ｍｍ程
度の合金特性で左右されること、及び本発明による結合
相富化層によって、合金の靭性は低下することなく、む
しろ、向上することを本発明者は見い出して、本発明に
至った。 このポアは、超硬工具協会の分類によれば、Ａタイプと
は、大きさが１１０Ａｔ未満のもの、Ｂタイプとは、１
０μｍ以上で２５μｍ未満のものをいう。このポアは均
一に分散されていることが望ましく、好ましくは５％以
下がよい。 ［００１９］ なお、合金中の結合相量を多くすることにより、結合相
富化層の内部のポアを消滅させることができる。又、Ｗ
Ｃと鉄族金属からなる超硬合金においては、結合相中に
Ｔｉ等を含有させることによって、合金表面の硬度分布
を制御することができる。 ［００２０］ 合金中に微量のＴｉ等を含んでおり、これが浸炭過程又
は浸炭及び窒化過程において、炭化物又は炭窒化物ある
いは窒化物を形成しなから液相を生じる。当該合金を浸
炭又は浸炭及び窒化処理の温度以上で真空下で焼結する
と、Ｔｉの炭化物又は炭窒化物あるいは窒化物が分解し
液相中へ溶解していく。即ち、結合相中への溶質原子の
溶解量の増大によって、液相発生量が低下する。この結
果、焼結の進行に伴う結合相分布の均質化が抑制され、
合金表面下に結合相富化層を残存せしめることが出来る
。Ｔｉ等の添加量は、焼結相に対し、０．０１重量％以
上、固溶限までであり、好ましくはＴｉについては０．
０３％から０．２０％である。０．０１％未満では効果
が薄く、固溶限をこえると、Ｔｉ等の炭化物、窒化物又
は炭窒化物粒子が合金中に析出し、応力集中源となり強
度低下につながる。炭化性雰囲気は、炭化水素。 ＣＯあるいは、これらとＮ２との混合ガス、窒化性雰囲
気はＮ２．ＮＨ３等の窒素を含有するガスを使用する。 焼結体密度は５０％未満では、空隙が過大で結合相移動
が生じにくく、９９．９％をこえると、空隙が過小で、
融体化した結合相の移動が困難である。 ［００２１］ なお、窒化性雰囲気中の焼結によって又は炭化又は炭化
及び窒化雰囲気での処理工程後、当該処理温度以上、１
４５０℃以下の温度範囲にて窒化性雰囲気中で昇温する
ことによっても、合金表面近傍の結合相富化層の深さ、
幅の範囲を制御することが出来る。１４５０℃を超える
と、結合相の均質化が進むなめ好ましくない。当該発明
合金は、本発明の方法によって、合金中に０．００１％
（重量）がら０．１０％内のＮ２を含有する。０．１０
％以上だと合金中に遊離炭素を析出するため好ましくな
い。好ましくは０．０５％以内である。 ［００２２］ なお、本発明の合金において、合金表面から、結合相富
化領域層の間に、遊離炭素が析出する場合がある。かが
る場合、当該合金表面に硬質層を形成させる場合には、
脱炭層を形成させることなく、被覆させることが可能で
あり、好ましい結果を与える。さらに、合金表面に圧縮
応力が生じていることより、遊離炭素の析出によっても
、合金強度が低下することがない。 ［００２３］ なお、本発明に類似するものとして、米国特許Ｕ Ｓ
Ｐ ４８４３０３９がある。これらの合金は、本質的に
合金中心部にη相が存在するものであって、この合金を
浸炭することによって達成されるものである。しかし、
この合金は本質的にη相が存在することにより、本発明
の目的とする高送り量の切削条件下や疲労強度を要求さ
れる条件下では、強度が不足して、実用に堪えられない
ものである。 さらに被覆層は、通常のＣＶＤ、ＰＶＤ法で形成せしめ
る。 ［００２４］
合金の靭性を保持する効果を与える。特にこの層は■で
与えられる、結合相の減少した層、即ち、硬度の向上し
た層の直下に存在することで、かかる層の靭性低下をカ
バーする効果を有する。なお、結合相富化層より内側に
はポアを有する。このポアは結合相富化層により靭性低
下につながらず、■は耐摩耗性向上に効果がある。■■
の同作用として、合金表面に高い圧縮応力を形成せしめ
ることが可能である。■の層は、０、０１ｍｍ以下であ
ると、表面の耐摩耗性を低下せしめ、２ｍｍ以上である
と、切削工具の靭性としては、靭性向上に効果が少ない
。好ましくは０．０５から１．０ｍｍ内である。なお、
■の硬化層は■に示すような部分的に結合相量が粒状に
富化された線で包まれたＷＣと合金内部に比し減少した
結合相とＩＶａ族等よりなる硬質相で構成される下部組
織からなることで、さらに靭性の改良がみられる。 ［００１３］ なお結合相富化層の結合相量が多い場合には内部には、
ポアが形成されない場合がある。また■と■の構造によ
り、■に示すような表面から内部に向かって三つの領域
からなる硬度分布を示す。 ■に示される硬度分布は、好ましくは、（ａ）の領域の
硬度変化が１０〜２００ｋｇ／ｍｍ２、（ｂ）の領域の
硬度変化が１００〜１０００ｋｇ／ｍｍ２である。 （ａ）の領域が存在しないと、耐摩耗性が不足し、又、
内部の結合相富化領域に大きな引張応力を生じさせるた
めである。 ［００１４］ 又、特に高靭性を要求される場合には、ＷＣと鉄族金属
からなる超硬合金を用いることが好ましい。かかる場合
には、ＷＣと鉄族金属からなる超硬合金において、当該
合金の結合相に、Ｔｉ、 Ｔａ、 Ｎｂ、 Ｖ、 Ｃｒ
、 Ｍｏ、 ＡＩ、 Ｂ、 Ｓｉの１種または２種以上
を、結合相中に、０．０１重量％から固溶上限まで、固
溶させてなり、かがる合金表面の外周部において、合金
内部の結合和事平均値より結合相量が減少してなる層と
、当該層と合金中心部との中間に、結合相量の増加して
なる層を形成させれば、高靭性が付与される。 ［００１５］ さらに、当該合金の表面に周期律表ＩＶａ、 Ｖａ、
ＶＩａ族の炭化物、窒化物、酸化物硼化物及び酸化アル
ミニウムの１種もしくはそれ以上からなる単層もしくは
多重層によって耐摩耗性が確保される。 ［００１６］ 本発明の合金母材は、圧粉体又は５０がら９９．９％の
密度を有する焼結体を、固相域、固液共存域または固相
域がら固液共存域にかけて、浸炭性又は浸炭性と窒化性
の雰囲気中で昇温又は保持する工程とさらに引き続いて
、固液共存域で焼結する工程によって製造することがで
きる。 本発明の合金母材の製造原理の詳細は不明なれど、次の
ように理解される。即ち、圧粉体又は不完全焼結体を浸
炭性雰囲気で昇温ないし、一定温度で保持すると、圧粉
体又は不完全焼結体表面の炭素量が上昇し、表面部のみ
が液相発生する炭素量になると、表面部のみで結合相が
融体化する。さらに昇温ないし、一定温度で保持すると
液相の表面張力ないし、収縮作用によって結合相の融液
が圧粉体又は不完全焼結体のすき間を通り、内部移動を
開始する。融液の移動は合金内部の液相が発生した時点
で融液の移動空間が消滅して停止する。この結果、凝固
完了時点で合金表面で結合相が減少し、当該表面層と内
部の中間で結合相富化層が生じる。 ［００１８］ この結合相富化は液相発生と同時に開始し、合金内部の
液相が発生した時点で富化が最大となり、その後、焼結
の進行とともに、結合相の均質化力戸′へむ。従って、
結合相富化を最大限に維持するには、合金内部にＡない
しＢタイプのポア即ち、巣が存在する未完全焼結体であ
ることが好ましい。従来、合金中の巣は悪書視されてき
た。しかし、切削工具の場合、性能は表面下１ ｍｍ程
度の合金特性で左右されること、及び本発明による結合
相富化層によって、合金の靭性は低下することなく、む
しろ、向上することを本発明者は見い出して、本発明に
至った。 このポアは、超硬工具協会の分類によれば、Ａタイプと
は、大きさが１１０Ａｔ未満のもの、Ｂタイプとは、１
０μｍ以上で２５μｍ未満のものをいう。このポアは均
一に分散されていることが望ましく、好ましくは５％以
下がよい。 ［００１９］ なお、合金中の結合相量を多くすることにより、結合相
富化層の内部のポアを消滅させることができる。又、Ｗ
Ｃと鉄族金属からなる超硬合金においては、結合相中に
Ｔｉ等を含有させることによって、合金表面の硬度分布
を制御することができる。 ［００２０］ 合金中に微量のＴｉ等を含んでおり、これが浸炭過程又
は浸炭及び窒化過程において、炭化物又は炭窒化物ある
いは窒化物を形成しなから液相を生じる。当該合金を浸
炭又は浸炭及び窒化処理の温度以上で真空下で焼結する
と、Ｔｉの炭化物又は炭窒化物あるいは窒化物が分解し
液相中へ溶解していく。即ち、結合相中への溶質原子の
溶解量の増大によって、液相発生量が低下する。この結
果、焼結の進行に伴う結合相分布の均質化が抑制され、
合金表面下に結合相富化層を残存せしめることが出来る
。Ｔｉ等の添加量は、焼結相に対し、０．０１重量％以
上、固溶限までであり、好ましくはＴｉについては０．
０３％から０．２０％である。０．０１％未満では効果
が薄く、固溶限をこえると、Ｔｉ等の炭化物、窒化物又
は炭窒化物粒子が合金中に析出し、応力集中源となり強
度低下につながる。炭化性雰囲気は、炭化水素。 ＣＯあるいは、これらとＮ２との混合ガス、窒化性雰囲
気はＮ２．ＮＨ３等の窒素を含有するガスを使用する。 焼結体密度は５０％未満では、空隙が過大で結合相移動
が生じにくく、９９．９％をこえると、空隙が過小で、
融体化した結合相の移動が困難である。 ［００２１］ なお、窒化性雰囲気中の焼結によって又は炭化又は炭化
及び窒化雰囲気での処理工程後、当該処理温度以上、１
４５０℃以下の温度範囲にて窒化性雰囲気中で昇温する
ことによっても、合金表面近傍の結合相富化層の深さ、
幅の範囲を制御することが出来る。１４５０℃を超える
と、結合相の均質化が進むなめ好ましくない。当該発明
合金は、本発明の方法によって、合金中に０．００１％
（重量）がら０．１０％内のＮ２を含有する。０．１０
％以上だと合金中に遊離炭素を析出するため好ましくな
い。好ましくは０．０５％以内である。 ［００２２］ なお、本発明の合金において、合金表面から、結合相富
化領域層の間に、遊離炭素が析出する場合がある。かが
る場合、当該合金表面に硬質層を形成させる場合には、
脱炭層を形成させることなく、被覆させることが可能で
あり、好ましい結果を与える。さらに、合金表面に圧縮
応力が生じていることより、遊離炭素の析出によっても
、合金強度が低下することがない。 ［００２３］ なお、本発明に類似するものとして、米国特許Ｕ Ｓ
Ｐ ４８４３０３９がある。これらの合金は、本質的に
合金中心部にη相が存在するものであって、この合金を
浸炭することによって達成されるものである。しかし、
この合金は本質的にη相が存在することにより、本発明
の目的とする高送り量の切削条件下や疲労強度を要求さ
れる条件下では、強度が不足して、実用に堪えられない
ものである。 さらに被覆層は、通常のＣＶＤ、ＰＶＤ法で形成せしめ
る。 ［００２４］
【実施例１】
ＷＣ−５％ＴｉＣ−５％ＴａＣ−１０％ＣＯの組成（重
量％）からなる完粉をＣＮＭＧ １２０４０８の形状で
チップにプレス後、１２５０℃まで真空で昇温後、１℃
／ｍ１ｎ２℃／ｍｉｎ、 ５℃／ｍｉｎで１２９０℃
までＣＨ４０，５ｔｏｒｒの雰囲気中で昇温し、３０分
間保持した。（各Ａ、Ｂ、Ｃ） ［００２５］ 当該合金を母材として、通常のＣＶＤで内層に５μｍＴ
Ｉ Ｃｔ外層に１μｍＡｌ２Ｏ３を被覆して下記の条件
で切削テストを行った。なおＡ、Ｂ、Ｃは、表面下、１
．５ｍｍ、 １．０ｍｍ、 ０．５ｍｍのところに、Ｃ
ｏ富化層が生じていた。又Ｃｏ富化層の内部にＡタイプ
の巣が均一に存在していた。このＣｏ富化層は平均して
内部に対し約２倍、表面下からこのＣｏ富化層までの表
面層は、内部に対し平均して３０％Ｃｏ量が減少してい
た。 ［００２６］ 切削条件■ 切削速度 ３５０ ｍ／ｍｉｎ 送り ０．６５ｍｍ ／ ｒｅｖ切込み
２．０ｍｍ ［００２７］ 耐摩耗性テスト 被削材 ＳＣＭ ４１５ 切削時間 ２０分 切削条件■ 靭性テスト 切削速度 １００ｍ／ｍｉｎ 被削材
ＳＣＭ ４３５．４溝材送り ０．２０〜０．
４０ｍｍ／ｒｅｖ 切削時間 ３０秒切込み
２．０ｍｍ ８回繰り返し［００２
８］ テスト結果を合わせて表１に示す。なお、比較のために
、通常のＷＣ−５％ＴｉＣ−５％ＴａＣ−１０％Ｃｏ合
金のテスト結果を示す。 ［００２９］
量％）からなる完粉をＣＮＭＧ １２０４０８の形状で
チップにプレス後、１２５０℃まで真空で昇温後、１℃
／ｍ１ｎ２℃／ｍｉｎ、 ５℃／ｍｉｎで１２９０℃
までＣＨ４０，５ｔｏｒｒの雰囲気中で昇温し、３０分
間保持した。（各Ａ、Ｂ、Ｃ） ［００２５］ 当該合金を母材として、通常のＣＶＤで内層に５μｍＴ
Ｉ Ｃｔ外層に１μｍＡｌ２Ｏ３を被覆して下記の条件
で切削テストを行った。なおＡ、Ｂ、Ｃは、表面下、１
．５ｍｍ、 １．０ｍｍ、 ０．５ｍｍのところに、Ｃ
ｏ富化層が生じていた。又Ｃｏ富化層の内部にＡタイプ
の巣が均一に存在していた。このＣｏ富化層は平均して
内部に対し約２倍、表面下からこのＣｏ富化層までの表
面層は、内部に対し平均して３０％Ｃｏ量が減少してい
た。 ［００２６］ 切削条件■ 切削速度 ３５０ ｍ／ｍｉｎ 送り ０．６５ｍｍ ／ ｒｅｖ切込み
２．０ｍｍ ［００２７］ 耐摩耗性テスト 被削材 ＳＣＭ ４１５ 切削時間 ２０分 切削条件■ 靭性テスト 切削速度 １００ｍ／ｍｉｎ 被削材
ＳＣＭ ４３５．４溝材送り ０．２０〜０．
４０ｍｍ／ｒｅｖ 切削時間 ３０秒切込み
２．０ｍｍ ８回繰り返し［００２
８］ テスト結果を合わせて表１に示す。なお、比較のために
、通常のＷＣ−５％ＴｉＣ−５％ＴａＣ−１０％Ｃｏ合
金のテスト結果を示す。 ［００２９］
【表１】
Ｎｏ。
テスト■
（にげ面摩耗量）
テスト■
（欠損率）
Ａ ０．１４ｍｍ
４５％Ｂ ０．１８ｍｍ
３５％Ｃ０，２８ｍｍ
１５％比較品 ５分で欠損寿命 ９０％［
００３０］
４５％Ｂ ０．１８ｍｍ
３５％Ｃ０，２８ｍｍ
１５％比較品 ５分で欠損寿命 ９０％［
００３０］
【実施例２】
ＷＣ−５％ＴｉＣ−５％ＴａＣ−１０％Ｃｏの組成（重
量％）からなる完粉をＣＮＭＧ １２０４０８の形状で
チップにプレス後、１２５０℃まで真空で昇温後、１℃
／ｍ１ｎ２℃／ｍｉｎ、 ５℃／ｍｉｎで１２９０℃
までＣＨ４０，５七ｏｒｒの雰囲気中で昇温し、３０分
間保持した。（各り、Ｅ、Ｆ）Ｌかる後、１３５０℃ま
で真空昇温し、３０分間保持した後冷却した。 ［００３１］ 当該合金を母材として、通常のＣＶＤで内層に５μｍＴ
ｉＣ，外層に１μｍＡｌ２Ｏ３を被覆して下記の条件で
切削テストを行った。なおり、Ｅ、Ｆは、表面下、１．
５ｍｍ、 １．０ｍｍ、 ０．５ｍｍのところに、Ｃｏ
富化層が生じていた。この層は平均して内部に対し、約
２倍、増加し表面下から、このＣｏ富化層までの表面層
は、内部に対し平均して３０％Ｃｏ量が減少していた。 ［００３２］ 切削速度 切削条件■ 耐摩耗性テスト送り
３５０ ｍ／ｍｉｎ 被削材 ＳＣＭ
４１５切込み ０．６５ｍｍ／ｒｅｖ
切削時間 ２０分２．０ｍｍ ［００３３］ 切削速度 送り 切込み 切削条件■ Ｌｏｏｍ／ｍ１ｎ ０、２０〜０．４０ｍｍ／ｒｅｖ ２．０ｍｍ 靭性テスト 被削材 ＳＣＭ ４３５．４溝材 切削時間 ３０秒 ８回繰り返し ［００３４］ テスト結果を合わせて表２に示す。なお、比較のために
、ＴｉＣ−５％ＴａＣ−１０％Ｃｏ合金のテスト結果を
示す。 ［００３５］ 通常のＷＣ−５％
量％）からなる完粉をＣＮＭＧ １２０４０８の形状で
チップにプレス後、１２５０℃まで真空で昇温後、１℃
／ｍ１ｎ２℃／ｍｉｎ、 ５℃／ｍｉｎで１２９０℃
までＣＨ４０，５七ｏｒｒの雰囲気中で昇温し、３０分
間保持した。（各り、Ｅ、Ｆ）Ｌかる後、１３５０℃ま
で真空昇温し、３０分間保持した後冷却した。 ［００３１］ 当該合金を母材として、通常のＣＶＤで内層に５μｍＴ
ｉＣ，外層に１μｍＡｌ２Ｏ３を被覆して下記の条件で
切削テストを行った。なおり、Ｅ、Ｆは、表面下、１．
５ｍｍ、 １．０ｍｍ、 ０．５ｍｍのところに、Ｃｏ
富化層が生じていた。この層は平均して内部に対し、約
２倍、増加し表面下から、このＣｏ富化層までの表面層
は、内部に対し平均して３０％Ｃｏ量が減少していた。 ［００３２］ 切削速度 切削条件■ 耐摩耗性テスト送り
３５０ ｍ／ｍｉｎ 被削材 ＳＣＭ
４１５切込み ０．６５ｍｍ／ｒｅｖ
切削時間 ２０分２．０ｍｍ ［００３３］ 切削速度 送り 切込み 切削条件■ Ｌｏｏｍ／ｍ１ｎ ０、２０〜０．４０ｍｍ／ｒｅｖ ２．０ｍｍ 靭性テスト 被削材 ＳＣＭ ４３５．４溝材 切削時間 ３０秒 ８回繰り返し ［００３４］ テスト結果を合わせて表２に示す。なお、比較のために
、ＴｉＣ−５％ＴａＣ−１０％Ｃｏ合金のテスト結果を
示す。 ［００３５］ 通常のＷＣ−５％
【表２】
Ｎｏ。
テスト■
（にげ面摩耗量）
テスト■
（欠損率）
Ｄ ０．１３ｍｍ ３
５％Ｅ ０．１７ｍｍ
３０％Ｆ ０．２４ｍｍ
１２％比較品 ５分で欠損寿命 ９
０％［００３６］
５％Ｅ ０．１７ｍｍ
３０％Ｆ ０．２４ｍｍ
１２％比較品 ５分で欠損寿命 ９
０％［００３６］
【実施例３】
ＷＣ−１５％ＴｉＣ−５％ＴａＣ−１０％Ｃｏ合金組成
の完粉体（ＣＮＭＧ １２０４０８）を、あらかじめ、
１２５０，１２８０．１３００℃まで真空焼結して、各
８０％９０％、９５％の密度として、１２５０℃まで２
℃／ｍｉｎで昇温後、１３１０℃で４０分間、ＣＨ４１
０％、Ｎ２９０％の雰囲気２ ｔｏｒｒで保持した後、
１３６０℃で３０分間真空焼結した。かかる合金のＣｏ
結合相富化された層までの距離は各、０．６ １．２
１．８ｍｍであった。（Ｇ、Ｈ，Ｉ）［００３７］ かかる合金を母材として実施例１と同様の膜を被覆後、
テスト■を行った。この結果Ｇ、Ｈ，Ｉの欠損率は１０
％、３０％、５０％であった。なお、本合金の表面近傍
のＣｏ減少層には、各約３００Ａｔｍ、２００μｍ、１
００μｍの大きさのＣｏ富化線で包まれた内部にＷＣ，
ＴｉＣ，ＴａＣと、内部に対しＣｏが約３０％減少した
領域が多数存在していた。合金Ｇ、Ｈ１■を分析したと
ころ、それぞれ０．０２％の窒素を含有していた。 ［００３８］
の完粉体（ＣＮＭＧ １２０４０８）を、あらかじめ、
１２５０，１２８０．１３００℃まで真空焼結して、各
８０％９０％、９５％の密度として、１２５０℃まで２
℃／ｍｉｎで昇温後、１３１０℃で４０分間、ＣＨ４１
０％、Ｎ２９０％の雰囲気２ ｔｏｒｒで保持した後、
１３６０℃で３０分間真空焼結した。かかる合金のＣｏ
結合相富化された層までの距離は各、０．６ １．２
１．８ｍｍであった。（Ｇ、Ｈ，Ｉ）［００３７］ かかる合金を母材として実施例１と同様の膜を被覆後、
テスト■を行った。この結果Ｇ、Ｈ，Ｉの欠損率は１０
％、３０％、５０％であった。なお、本合金の表面近傍
のＣｏ減少層には、各約３００Ａｔｍ、２００μｍ、１
００μｍの大きさのＣｏ富化線で包まれた内部にＷＣ，
ＴｉＣ，ＴａＣと、内部に対しＣｏが約３０％減少した
領域が多数存在していた。合金Ｇ、Ｈ１■を分析したと
ころ、それぞれ０．０２％の窒素を含有していた。 ［００３８］
【実施例４】
ＷＣ−１５％Ｔｉｃ−５％ＴａＣ−１０％ＣＯ合金組成
の完粉体（ＣＮＭＧ １２０４０８）を、あらかじめ、
１２５０，１２８０．１３００℃で真空焼結して、各８
０％。 ９０％、９５％の密度として、１２５０℃まで２℃／ｍ
ｉｎで昇温後、１３１０℃で４０分間 ＣＨＩＯ％、Ｎ
２９０％の雰囲気２ ｔｏｒｒで保持した。かかる合金
のＣ。 ゝ ４ 結合相富化された層までの距離は各、０．６ １．２
１．８ｍｍであった。 （Ｊ、に、Ｌ［００３９］ かかる合金を母材として実施例１と同様の膜を被覆後、
テスト■を行った。なお、Ｃｏ結合相富化層の内側にＪ
、にはＡタイプ、ＬはＢタイプとＡタイプが均一に混在
していた。この結果Ｊ、に、Ｌの欠損率は１０％、３０
％、５０％であった。なお、本合金の表面近傍のＣｏ減
少層には、各約３００μｍ、２００μｍ。 １００、ｕｍの大きさのＣｏ富化線で包まれた内部にＷ
Ｃ，ＴｉＣ，ＴａＣと、内部に対しＣｏが約３０％減少
した領域が多数存在していた。 ［００４０］
の完粉体（ＣＮＭＧ １２０４０８）を、あらかじめ、
１２５０，１２８０．１３００℃で真空焼結して、各８
０％。 ９０％、９５％の密度として、１２５０℃まで２℃／ｍ
ｉｎで昇温後、１３１０℃で４０分間 ＣＨＩＯ％、Ｎ
２９０％の雰囲気２ ｔｏｒｒで保持した。かかる合金
のＣ。 ゝ ４ 結合相富化された層までの距離は各、０．６ １．２
１．８ｍｍであった。 （Ｊ、に、Ｌ［００３９］ かかる合金を母材として実施例１と同様の膜を被覆後、
テスト■を行った。なお、Ｃｏ結合相富化層の内側にＪ
、にはＡタイプ、ＬはＢタイプとＡタイプが均一に混在
していた。この結果Ｊ、に、Ｌの欠損率は１０％、３０
％、５０％であった。なお、本合金の表面近傍のＣｏ減
少層には、各約３００μｍ、２００μｍ。 １００、ｕｍの大きさのＣｏ富化線で包まれた内部にＷ
Ｃ，ＴｉＣ，ＴａＣと、内部に対しＣｏが約３０％減少
した領域が多数存在していた。 ［００４０］
【実施例５】
ＷＣ−１５％ＴｉＣ−５％ＴａＣ−１１％Ｃｏの組成か
らなる完粉をＣＮＭ Ｇ １２０４０８の形状でチップ
にプレス後、１２９０℃まで昇温後、３０分間保持して
、焼結体密度を９９．０％とした後、ＣＨ４とＨ２の混
合ガス中１．０ｔｏｒｒで１０分間保持後、冷却した。 ［００４１］ 当該合金を母材として通常のＣＶＤ法で内層に３μｍＴ
ｉＣ，２μｍ Ｔ１ＣＮ、外層に怠μｍ ＡＩ。０３を
被覆した。当該合金のＨｖ硬度分布（荷重５００ｇ）を
図１、表面からのＣＯ液濃度重量％）をＥＰＭＡで分析
した結果（加速電圧２０ｋＶ、試料電流２００Ａ、ビー
ム径１００μｍ）を図２に示す。 ［００４２］ この合金はその表面下２．０ｍｍ以内に、Ａタイプの巣
が均一に存在していた。この合金を実施例１と同じ条件
で切削テストを行なったところテスト■では０．１２ｍ
ｍのにげ面摩耗量、テスト■では１０％の欠損率を示し
た。 ［００４３］
らなる完粉をＣＮＭ Ｇ １２０４０８の形状でチップ
にプレス後、１２９０℃まで昇温後、３０分間保持して
、焼結体密度を９９．０％とした後、ＣＨ４とＨ２の混
合ガス中１．０ｔｏｒｒで１０分間保持後、冷却した。 ［００４１］ 当該合金を母材として通常のＣＶＤ法で内層に３μｍＴ
ｉＣ，２μｍ Ｔ１ＣＮ、外層に怠μｍ ＡＩ。０３を
被覆した。当該合金のＨｖ硬度分布（荷重５００ｇ）を
図１、表面からのＣＯ液濃度重量％）をＥＰＭＡで分析
した結果（加速電圧２０ｋＶ、試料電流２００Ａ、ビー
ム径１００μｍ）を図２に示す。 ［００４２］ この合金はその表面下２．０ｍｍ以内に、Ａタイプの巣
が均一に存在していた。この合金を実施例１と同じ条件
で切削テストを行なったところテスト■では０．１２ｍ
ｍのにげ面摩耗量、テスト■では１０％の欠損率を示し
た。 ［００４３］
【実施例６】
ＷＣ−２０％Ｃｏ−５％Ｎｉ組成結合相に対し、０．１
０％Ｔｉ含有の完粉を、所定の形状にプレス後、室温よ
り真空中で昇温し、１２５０℃から１３１０℃まで０．
１ｔ。 ｒｒのＣＨガス、または１０％ＣＨと９０％Ｎ２ガスの
混合ガスＳ ｔｏｒｒ中で各２℃／ｍｊ、ｎで昇温しな
。なお１３１０℃で昇温を停止した場合、９９％の不完
全焼結体であった。当該合金を、さらに真空中で１３６
０℃まで加熱し、３０分間保持して冷却した。 （Ｍ、
Ｎ） ［００４４］ 当該合金の硬度分布（荷重５００ｇ）をとると、図３の
如くなっていた。ちなみにＭ、Ｎの合金炭素量（Ｔ−Ｃ
）、Ｎ２量は表３の如くなっていた。なお、結合相量は
中心部に対し表面で４０％減少し、結合相富化層で６０
％増加していた。 ［００４５］
０％Ｔｉ含有の完粉を、所定の形状にプレス後、室温よ
り真空中で昇温し、１２５０℃から１３１０℃まで０．
１ｔ。 ｒｒのＣＨガス、または１０％ＣＨと９０％Ｎ２ガスの
混合ガスＳ ｔｏｒｒ中で各２℃／ｍｊ、ｎで昇温しな
。なお１３１０℃で昇温を停止した場合、９９％の不完
全焼結体であった。当該合金を、さらに真空中で１３６
０℃まで加熱し、３０分間保持して冷却した。 （Ｍ、
Ｎ） ［００４４］ 当該合金の硬度分布（荷重５００ｇ）をとると、図３の
如くなっていた。ちなみにＭ、Ｎの合金炭素量（Ｔ−Ｃ
）、Ｎ２量は表３の如くなっていた。なお、結合相量は
中心部に対し表面で４０％減少し、結合相富化層で６０
％増加していた。 ［００４５］
【表３】
Ｔ−Ｃ（％）Ｎ２（％）
Ｍ ４．５５ ０．００１％以下
４．５２ ０．０１％ ［００４６］
４．５２ ０．０１％ ［００４６］
【実施例７】
ＷＣ−２０％Ｃｏ−５％Ｎｉ合金組成で、結合相中に各
０．１０％Ｔｉ、 ０．５％Ｔａ。 ０．２％Ｎｂを含む完粉を所定の形状にプレス後、９９
％の不完全焼結体としたのち、１３１０℃で１０％ＣＨ
４，９０％Ｎ２．ガスＳ ｔｏｒｒ中で３０分保持後
１３１０℃から１３６０℃までは２０ｔｏｒｒＮ２中で
５℃／ｍｉｎで昇温後、１３６０℃で真空中で３０分間
保持した。かかる合金の硬度分布を図４に示す。当該合
金中のＮ２は各０．０３％、０．０７％、０．０４％で
あった。（各０．Ｐ、Ｑ）［００４７］
０．１０％Ｔｉ、 ０．５％Ｔａ。 ０．２％Ｎｂを含む完粉を所定の形状にプレス後、９９
％の不完全焼結体としたのち、１３１０℃で１０％ＣＨ
４，９０％Ｎ２．ガスＳ ｔｏｒｒ中で３０分保持後
１３１０℃から１３６０℃までは２０ｔｏｒｒＮ２中で
５℃／ｍｉｎで昇温後、１３６０℃で真空中で３０分間
保持した。かかる合金の硬度分布を図４に示す。当該合
金中のＮ２は各０．０３％、０．０７％、０．０４％で
あった。（各０．Ｐ、Ｑ）［００４７］
【実施例８】
実施例６及び７で作成した合金Ｍ、Ｎ、Ｏ，Ｐ、Ｑのシ
ャルピー衝撃靭性テストを行ったところ、表４の結果が
得られた。 ［００４８］
ャルピー衝撃靭性テストを行ったところ、表４の結果が
得られた。 ［００４８］
【表４】
スパン４０ｍｍ 容量０．４ｋｇｍ ４Ｘ４Ｘ４８
／ッチなしＭ ２．８ ｋｇｍ／
ｃｍ２Ｎ２．７ ０２．５ Ｐ２．Ｉ Ｑ２．０ ［００４９］ ちなみに通常の合金は、合金内外均一に７５０ｋｇ／ｍ
ｍ２の硬度を示したものは、１．６ｋｇｍ／Ｃｍ２ノ強
度を示した。 ［００５０１
／ッチなしＭ ２．８ ｋｇｍ／
ｃｍ２Ｎ２．７ ０２．５ Ｐ２．Ｉ Ｑ２．０ ［００４９］ ちなみに通常の合金は、合金内外均一に７５０ｋｇ／ｍ
ｍ２の硬度を示したものは、１．６ｋｇｍ／Ｃｍ２ノ強
度を示した。 ［００５０１
【実施例９］
実施例６Ｍ、Ｈの合金を用いて、所定のパンチ形状に成
形後、ＳＣｒ ２１を断面減少率５８％、押出し長さ１
０ｍｍで加工して、寿命テストを行った。通常合金の寿
命は、２０００〜５０００ケで摩耗ないし、割損したが
、Ｍ、Ｎは２万ケ加工後も、摩耗最少なく、割損なく、
さらに使用が可能であった。 ［００５１］ 【発明の効果】 本発明に係る超硬合金を用いると、従来技術では達成で
きなかった高能率加工の条件下で優れた耐摩耗性と靭性
を保持することができる切削工具や耐摩耗工具が得られ
る。また極めて強靭で耐摩耗性に優れた被覆超硬合金を
効率的に製造することができる。
形後、ＳＣｒ ２１を断面減少率５８％、押出し長さ１
０ｍｍで加工して、寿命テストを行った。通常合金の寿
命は、２０００〜５０００ケで摩耗ないし、割損したが
、Ｍ、Ｎは２万ケ加工後も、摩耗最少なく、割損なく、
さらに使用が可能であった。 ［００５１］ 【発明の効果】 本発明に係る超硬合金を用いると、従来技術では達成で
きなかった高能率加工の条件下で優れた耐摩耗性と靭性
を保持することができる切削工具や耐摩耗工具が得られ
る。また極めて強靭で耐摩耗性に優れた被覆超硬合金を
効率的に製造することができる。
【図１】
実施例５で得られた合金の硬度（Ｈｖ）分布を示すグラ
フである。
フである。
【図２】
実施例５で得られた合金のＣｏ濃度分布を示すグラフで
ある。
ある。
【図３】
実施例６で得られた合金Ｍ、Ｈの硬度分布を示すグラフ
である。
である。
【図４】
実施例７で得られた合金０．Ｐ、Ｑの硬度分布を示すグ
ラフである。
ラフである。
【図５】
本発明の合金の一実施態様における特性を示す断面図（
ａ）とその拡大図（ｂ）である。
ａ）とその拡大図（ｂ）である。
【図１】
【図２】
図面
０．５ １．０ ・ １．５表面Ｄ）らの距
離ｍａ ２．０
離ｍａ ２．０
【図３】
０．５
１．０
１．５
２．０
【図５】
（α）
Claims (12)
- 【請求項１】周期律表IVａ，Ｖａ，VIａ族金属の１種も
しくは、それ以上の炭化物及び窒化物の１種もしくはそ
れ以上を硬質相とし、鉄族金属の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、当該合金の表面下０
．０１ｍｍから２ｍｍの間に結合相富化層を有し、当該
合金の表面に周期律表IVａ，Ｖａ，VIａ族の炭化物，窒
化物，酸化物，硼化物及び酸化アルミニウムの１種もし
くは、それ以上からなる単層もしくは多重層からなるこ
とを特徴とする被覆超硬合金。 - 【請求項２】周期律表IVａ，Ｖａ，VIａ族金属の１種も
しくは、それ以上の炭化物及び窒化物の１種もしくはそ
れ以上を硬質相とし、鉄族金属の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、当該合金の表面下０
．０１ｍｍから２ｍｍの間に結合相富化層と、かかる結
合相富化層の内側にＡタイプ及び／又はＢタイプのポア
を有し、当該合金の表面に周期律表IVａ，Ｖａ，VIａ族
の炭化物，窒化物，酸化物，硼化物及び酸化アルミニウ
ムの１種もしくは、それ以上からなる単層もしくは多重
層からなることを特徴とする被覆超硬合金。 - 【請求項３】ＷＣと鉄族金属からなる超硬合金において
、当該合金の結合相に、Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｖ，Ｃｒ，
Ｍｏ，Ａｌ，Ｂ，Ｓｉの１種又は２種以上を、結合相中
に、０．０１重量％から、固溶上限まで、固溶させてな
り、かかる合金表面の外周部において、合金内部の結合
相量平均値より結合相量が減少してなる層、当該層と合
金中心部との中間に、結合相量の増加してなる層を有す
ることを特徴とする超硬合金。 - 【請求項４】（ａ）表面より内部へ向って緩やかな硬度
低下を示す領域、（ｂ）（ａ）に引き続いて急激な硬度
低下を示す領域、および（ｃ）（ｂ）に引き続いて、硬
度の最小値を示した後、内部へ向かって硬度が上昇し、
硬度変化が小さい領域からなることを特徴とする請求項
１〜４の何れかの超硬合金。 - 【請求項５】領域（ａ）の硬度変化が１０〜２００ｋｇ
／ｍｍ＾２、領域（ｂ）の硬度変化が１００〜１０００
ｋｇ／ｍｍ＾２であることを特徴とする請求項４の超硬
合金。 - 【請求項６】合金表面から結合相富化層間の領域の結合
相量が、合金内部の平均結合相量より減少してなること
を特徴とする請求項１〜５の何れかの超硬合金。 - 【請求項７】合金表面から結合相富化層間の領域におい
て１０μｍないし５００μｍの大きさをもって、粒状に
結合相が富化した結合相富化線とその内側に合金内部に
比して少い量の結合相とＷＣ相とIVａ，Ｖａ，VIａ族の
１種もしくはそれ以上の炭化物又は窒化物の１種もしく
はそれ以上より構成される部分を有することを特徴とす
る請求項１〜６の何れかの超硬合金。 - 【請求項８】合金中に０．００１〜０．１０重量％の窒
素を含むことを特徴とする請求項１〜７の何れかの超硬
合金。 - 【請求項９】合金表面から結合相富化領域層の間に遊離
炭素が析出してなることを特徴とする請求項１〜８の何
れかの超硬合金。 - 【請求項１０】被覆超硬合金の母材となる合金を圧粉体
又は５０から９９．９％の密度を有する焼結体を固相域
、固液共存域又は固相域から固液共存域にかけて、浸炭
性又は浸炭性及び窒化性の雰囲気中で昇温又は保持する
工程において製造することを特徴とする被覆超硬合金の
製造法。 - 【請求項１１】（ａ）被覆超硬合金の母材となる合金を
圧粉体又は５０から９９．９％の密度を有する焼結体を
固相域、固液共存域又は固相域から固液共存域にかけて
、浸炭性又は浸炭性及び窒化性の雰囲気中で昇温又は保
持する工程および（ｂ）前記工程（ａ）の処理の後、工
程（ａ）における浸炭又は浸炭及び窒化処理工程の処理
温度以上、１４５０℃以下の温度範囲において、窒化性
雰囲気中で昇温する工程を含むことを特徴とする被覆超
硬合金の製造法。 - 【請求項１２】（ａ）被覆超硬合金の母材となる合金を
圧粉体又は５０から９９．９％の密度を有する焼結体を
固相域、固液共存域又は固相域から固液共存域にかけて
、浸炭性又は浸炭性及び窒化性の雰囲気中で昇温又は保
持する工程および（ｂ）前記工程（ａ）の処理後、工程
（ａ）における浸炭又は浸炭及び窒化工程の処理温度以
上、１４５０℃以下の温度において、真空下で焼結する
ことを特徴とする被覆超硬合金の製造法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| EP90314323A EP0438916B2 (en) | 1989-12-27 | 1990-12-27 | Coated cemented carbides and processes for the production of same |
| DE69025582T DE69025582T3 (de) | 1989-12-27 | 1990-12-27 | Beschichteter Hartmetallkörper und Verfahren zu seiner Herstellung |
| KR1019900021885A KR930011674B1 (ko) | 1989-12-27 | 1990-12-27 | 피복 초경합금 및 그 제조방법 |
| US07/634,549 US5181953A (en) | 1989-12-27 | 1990-12-27 | Coated cemented carbides and processes for the production of same |
| US07/957,100 US5283030A (en) | 1989-12-27 | 1992-10-07 | Coated cemented carbides and processes for the production of same |
Applications Claiming Priority (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34452189 | 1989-12-27 | ||
| JP34452289 | 1989-12-27 | ||
| JP1-344508 | 1989-12-28 | ||
| JP1-344521 | 1989-12-28 | ||
| JP1-344522 | 1989-12-28 | ||
| JP34450889 | 1989-12-28 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04120274A true JPH04120274A (ja) | 1992-04-21 |
| JP2762745B2 JP2762745B2 (ja) | 1998-06-04 |
Family
ID=27341145
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2412717A Expired - Fee Related JP2762745B2 (ja) | 1989-12-27 | 1990-12-21 | 被覆超硬合金及びその製造法 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5283030A (ja) |
| JP (1) | JP2762745B2 (ja) |
| KR (1) | KR930011674B1 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2005087418A1 (ja) * | 2004-03-12 | 2005-09-22 | Sanalloy Industry Co., Ltd. | 焼結工具とその製造方法 |
| JP2005529236A (ja) * | 2002-06-10 | 2005-09-29 | ケンナメタル ヴィディア ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツング ウント コンパニー コマンディートゲゼルシャフト | 硬質金属支持体およびその製造方法 |
| JP2007522339A (ja) * | 2003-12-15 | 2007-08-09 | サンドビック インテレクチュアル プロパティー アクティエボラーグ | 採鉱及び構造物適用の超硬合金工具、及びその製造方法 |
| JP2012506948A (ja) * | 2008-10-28 | 2012-03-22 | ユニバーシティ オブ ユタ リサーチ ファウンデーション | 硬い表面で作製された機能傾斜超硬炭化タングステン材料 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SE9200530D0 (sv) * | 1992-02-21 | 1992-02-21 | Sandvik Ab | Haardmetall med bindefasanrikad ytzon |
| SE505460C2 (sv) * | 1992-07-06 | 1997-09-01 | Sandvik Ab | Verktyg av snabbstål med slitstarkt hölje för skärande bearbetning av metaller |
| KR0143508B1 (ko) * | 1993-02-05 | 1998-08-17 | 구라우치 노리타카 | 질소함유 소결경질합금 |
| US5624766A (en) * | 1993-08-16 | 1997-04-29 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Cemented carbide and coated cemented carbide for cutting tool |
| US5955186A (en) * | 1996-10-15 | 1999-09-21 | Kennametal Inc. | Coated cutting insert with A C porosity substrate having non-stratified surface binder enrichment |
| US6217992B1 (en) | 1999-05-21 | 2001-04-17 | Kennametal Pc Inc. | Coated cutting insert with a C porosity substrate having non-stratified surface binder enrichment |
| US6638474B2 (en) | 2000-03-24 | 2003-10-28 | Kennametal Inc. | method of making cemented carbide tool |
| RU2266346C2 (ru) * | 2000-03-24 | 2005-12-20 | Кеннаметал Инк | Металлокерамический резец и способ его изготовления |
| US6612787B1 (en) | 2000-08-11 | 2003-09-02 | Kennametal Inc. | Chromium-containing cemented tungsten carbide coated cutting insert |
| US6554548B1 (en) | 2000-08-11 | 2003-04-29 | Kennametal Inc. | Chromium-containing cemented carbide body having a surface zone of binder enrichment |
| US6575671B1 (en) | 2000-08-11 | 2003-06-10 | Kennametal Inc. | Chromium-containing cemented tungsten carbide body |
| CN100441731C (zh) * | 2003-09-24 | 2008-12-10 | 自贡硬质合金有限责任公司 | 一种可使硬质合金呈梯度结构的渗碳剂 |
| GB0903343D0 (en) † | 2009-02-27 | 2009-04-22 | Element Six Holding Gmbh | Hard-metal body with graded microstructure |
| US20120177453A1 (en) | 2009-02-27 | 2012-07-12 | Igor Yuri Konyashin | Hard-metal body |
| US8936750B2 (en) * | 2009-11-19 | 2015-01-20 | University Of Utah Research Foundation | Functionally graded cemented tungsten carbide with engineered hard surface and the method for making the same |
| US9388482B2 (en) * | 2009-11-19 | 2016-07-12 | University Of Utah Research Foundation | Functionally graded cemented tungsten carbide with engineered hard surface and the method for making the same |
| GB201100966D0 (en) * | 2011-01-20 | 2011-03-02 | Element Six Holding Gmbh | Cemented carbide article |
| US9605805B2 (en) | 2013-11-04 | 2017-03-28 | Trillium Transportation Fuels, Llc | Active pressure and flow regulation system |
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|---|---|---|---|---|
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1990
- 1990-12-21 JP JP2412717A patent/JP2762745B2/ja not_active Expired - Fee Related
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-
1992
- 1992-10-07 US US07/957,100 patent/US5283030A/en not_active Expired - Fee Related
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