JPH05171442A - 被覆超硬合金およびその製造方法 - Google Patents
被覆超硬合金およびその製造方法Info
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- JPH05171442A JPH05171442A JP3342985A JP34298591A JPH05171442A JP H05171442 A JPH05171442 A JP H05171442A JP 3342985 A JP3342985 A JP 3342985A JP 34298591 A JP34298591 A JP 34298591A JP H05171442 A JPH05171442 A JP H05171442A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】高能率加工条件下で耐摩耗性と靱性を保持した
工具となる被覆超硬合金及びその製造方法を提供する。 【構成】 周期律表4a,5a,6a族の炭化物、窒化物、炭窒
化物等を硬質相とし、鉄族金属を結合相とした超硬合金
表面に、4a,5a,6a族の炭化物、窒化物、酸化物、硼化
物、酸化アルミニウム等の一以上からなる被覆層を被覆
してなり、被覆層界面直下に0.5 〜5 μｍの厚さの4a族
並びに5a及び／又は6a族の炭窒化物層が存在し、該炭窒
化物層直下に結合相富化領域が5 〜100 μｍの厚さで存
在してなる被覆超硬合金である。その製法は前記超硬合
金を焼結する際、5 〜50torrの窒素雰囲気で1300〜1400
℃に加熱保持後、5 〜0.5 ℃／分の冷却速度で1255℃以
下まで冷却する工程を有することを特徴とする。
工具となる被覆超硬合金及びその製造方法を提供する。 【構成】 周期律表4a,5a,6a族の炭化物、窒化物、炭窒
化物等を硬質相とし、鉄族金属を結合相とした超硬合金
表面に、4a,5a,6a族の炭化物、窒化物、酸化物、硼化
物、酸化アルミニウム等の一以上からなる被覆層を被覆
してなり、被覆層界面直下に0.5 〜5 μｍの厚さの4a族
並びに5a及び／又は6a族の炭窒化物層が存在し、該炭窒
化物層直下に結合相富化領域が5 〜100 μｍの厚さで存
在してなる被覆超硬合金である。その製法は前記超硬合
金を焼結する際、5 〜50torrの窒素雰囲気で1300〜1400
℃に加熱保持後、5 〜0.5 ℃／分の冷却速度で1255℃以
下まで冷却する工程を有することを特徴とする。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は切削工具に使用される強
靱かつ耐摩耗性に優れた被覆超硬合金およびその製造方
法に関する。
靱かつ耐摩耗性に優れた被覆超硬合金およびその製造方
法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、切削加工の高能率化が進んでい
る。超硬合金の表面に、炭化チタンなどの薄膜を気相よ
り蒸着した被覆超硬合金は、母材の強靱性と、表面の耐
摩耗性を併せ持つため、従来の超硬合金に比べより高能
率な切削工具として、被覆超硬合金が提供されている。
切削効率は、切削速度（Ｖ）と送り量（ｆ）の積で決ま
る。Ｖ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
材の高靱化が要求される。これに対応する方法として、
合金表面の結合相量を富化する方法がある（特開平２−
１９７５６８９号公報）。
る。超硬合金の表面に、炭化チタンなどの薄膜を気相よ
り蒸着した被覆超硬合金は、母材の強靱性と、表面の耐
摩耗性を併せ持つため、従来の超硬合金に比べより高能
率な切削工具として、被覆超硬合金が提供されている。
切削効率は、切削速度（Ｖ）と送り量（ｆ）の積で決ま
る。Ｖ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
材の高靱化が要求される。これに対応する方法として、
合金表面の結合相量を富化する方法がある（特開平２−
１９７５６８９号公報）。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】ところで、最近ではｆ
を高くするだけではなく、Ｖ，ｆ共に上昇させることも
行われている。これらの要求に対して、合金表面の結合
相量の増加は靱性向上につながるが、高い切削速度の条
件下では刃先変形を生じる危険がある。一方、耐摩耗性
向上の方法としては、結合相量を減少する方法がある
が、ｆの高い条件下では欠損し易くなる。更にまた、合
金表面にＴｉとＷ化合物層を形成する方法によって耐摩
耗性を向上する方法も開示されている（「粉体および粉
末冶金」第２９巻第５号ｐ７０５）が、被覆超硬合金に
対抗しえるものではない。本発明は上記した従来技術の
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、耐摩耗性と靱性を保持した
工具となる被覆超硬合金およびその製造方法を提供する
ことを目的とする。
を高くするだけではなく、Ｖ，ｆ共に上昇させることも
行われている。これらの要求に対して、合金表面の結合
相量の増加は靱性向上につながるが、高い切削速度の条
件下では刃先変形を生じる危険がある。一方、耐摩耗性
向上の方法としては、結合相量を減少する方法がある
が、ｆの高い条件下では欠損し易くなる。更にまた、合
金表面にＴｉとＷ化合物層を形成する方法によって耐摩
耗性を向上する方法も開示されている（「粉体および粉
末冶金」第２９巻第５号ｐ７０５）が、被覆超硬合金に
対抗しえるものではない。本発明は上記した従来技術の
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、耐摩耗性と靱性を保持した
工具となる被覆超硬合金およびその製造方法を提供する
ことを目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明は上記目的を、周
期律表４ａ，５ａ，６ａ族の炭化物、窒化物および炭窒
化物の一種もしくはそれ以上を硬質相とし、鉄族金属の
一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４ａ，５ａ，６ａ族の炭化物、窒化物、酸
化物、硼化物およびこれらの固溶体もしくは化合物並び
に酸化アルミニウムから選ばれる一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してなる被覆超硬合
金において、被覆層界面直下に４ａ族並びに５ａおよび
／または６ａ族の炭窒化物からなる相が０．５から５μ
ｍ厚さの層として存在し、当該炭窒化物層の直下に合金
内部に比し結合相の富化した領域が５から１００μｍの
厚さで存在してなる被覆超硬合金により達成する。ま
た、本発明の被覆超硬合金の製造方法は、周期律表４
ａ，５ａ，６ａ族の炭化物、窒化物および炭窒化物の一
種もしくはそれ以上を硬質相とし、鉄族金属の一種もし
くはそれ以上を結合相とした超硬合金において、該超硬
合金を焼結する際に、５〜５０ｔｏｒｒの窒素雰囲気で
温度１３００℃〜１４００℃に加熱保持する工程とこれ
に続き５℃〜０．５℃／ｍｉｎの冷却速度で少なくとも
１２５５℃以下まで冷却する工程を含み、被覆層界面直
下に４ａ族並びに５ａおよび／または６ａ族の炭窒化物
からなる相が０．５から５μｍ厚さの層として存在し、
当該炭窒化物層の直下に合金内部に比し結合相の富化し
た領域が５から１００μｍの厚さで存在してなる超硬合
金の表面に、周期律表４ａ，５ａ，６ａ族の炭化物、窒
化物、酸化物、硼化物およびこれらの固溶体もしくは化
合物並びに酸化アルミニウムから選ばれる一種もしくは
それ以上からなる単層もしくは多重層を被覆することを
特徴とする。
期律表４ａ，５ａ，６ａ族の炭化物、窒化物および炭窒
化物の一種もしくはそれ以上を硬質相とし、鉄族金属の
一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４ａ，５ａ，６ａ族の炭化物、窒化物、酸
化物、硼化物およびこれらの固溶体もしくは化合物並び
に酸化アルミニウムから選ばれる一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してなる被覆超硬合
金において、被覆層界面直下に４ａ族並びに５ａおよび
／または６ａ族の炭窒化物からなる相が０．５から５μ
ｍ厚さの層として存在し、当該炭窒化物層の直下に合金
内部に比し結合相の富化した領域が５から１００μｍの
厚さで存在してなる被覆超硬合金により達成する。ま
た、本発明の被覆超硬合金の製造方法は、周期律表４
ａ，５ａ，６ａ族の炭化物、窒化物および炭窒化物の一
種もしくはそれ以上を硬質相とし、鉄族金属の一種もし
くはそれ以上を結合相とした超硬合金において、該超硬
合金を焼結する際に、５〜５０ｔｏｒｒの窒素雰囲気で
温度１３００℃〜１４００℃に加熱保持する工程とこれ
に続き５℃〜０．５℃／ｍｉｎの冷却速度で少なくとも
１２５５℃以下まで冷却する工程を含み、被覆層界面直
下に４ａ族並びに５ａおよび／または６ａ族の炭窒化物
からなる相が０．５から５μｍ厚さの層として存在し、
当該炭窒化物層の直下に合金内部に比し結合相の富化し
た領域が５から１００μｍの厚さで存在してなる超硬合
金の表面に、周期律表４ａ，５ａ，６ａ族の炭化物、窒
化物、酸化物、硼化物およびこれらの固溶体もしくは化
合物並びに酸化アルミニウムから選ばれる一種もしくは
それ以上からなる単層もしくは多重層を被覆することを
特徴とする。
【０００５】
【作用】本発明の超硬合金母材は周期律表４ａ，５ａ，
６ａ族の炭化物、窒化物および炭窒化物の一種もしくは
それ以上以上を硬質相として鉄族金属の一種もしくはそ
れ以上を結合相としたものである。本発明では、合金母
材表面に、４ａ族並びに５ａ族および／または６ａ族の
炭窒化物相が０．５〜５μｍの厚さの層で存在してお
り、当該炭窒化物相の層直下に、合金内部に比し結合相
の富化した領域を５〜１００μｍ存在せしめる。表面の
炭窒化物相の層は、耐摩耗性を向上させるが、靱性を著
しく低下させる。この欠点は、この層の直下に結合相の
量を富化することによって解決することができる。表面
の炭窒化物相からなる層の厚さは、０．５μｍ以下では
耐摩耗性向上に効果がない。一方、５μｍを超えると当
該炭窒化物層の表面粒度が荒くなり、被覆層の接着性を
低下させるので好ましくなく、好ましくは３μｍ以下で
ある。結合相の富化した領域は、５μｍ以内では効果が
なく、１００μｍを超えると耐摩耗性の低下につなが
る。好ましくは、５μｍ〜３０μｍの範囲内である。ま
た、結合相の富化量は、少なくとも合金内部に比較して
１．５倍〜３倍が好ましい。この範囲未満では靱性向上
の効果が少なく、この範囲を超えると耐摩耗性が低下し
やすい。そして、当該合金母材に周期律表４ａ，５ａ，
６ａ族の炭化物、窒化物、酸化物、硼化物およびこれら
の固溶体もしくは化合物並びに酸化アルミニウムの一種
もしくはそれ以上からなる単層もしくは多重層を被覆す
ることによって、耐摩耗性が確保される。
６ａ族の炭化物、窒化物および炭窒化物の一種もしくは
それ以上以上を硬質相として鉄族金属の一種もしくはそ
れ以上を結合相としたものである。本発明では、合金母
材表面に、４ａ族並びに５ａ族および／または６ａ族の
炭窒化物相が０．５〜５μｍの厚さの層で存在してお
り、当該炭窒化物相の層直下に、合金内部に比し結合相
の富化した領域を５〜１００μｍ存在せしめる。表面の
炭窒化物相の層は、耐摩耗性を向上させるが、靱性を著
しく低下させる。この欠点は、この層の直下に結合相の
量を富化することによって解決することができる。表面
の炭窒化物相からなる層の厚さは、０．５μｍ以下では
耐摩耗性向上に効果がない。一方、５μｍを超えると当
該炭窒化物層の表面粒度が荒くなり、被覆層の接着性を
低下させるので好ましくなく、好ましくは３μｍ以下で
ある。結合相の富化した領域は、５μｍ以内では効果が
なく、１００μｍを超えると耐摩耗性の低下につなが
る。好ましくは、５μｍ〜３０μｍの範囲内である。ま
た、結合相の富化量は、少なくとも合金内部に比較して
１．５倍〜３倍が好ましい。この範囲未満では靱性向上
の効果が少なく、この範囲を超えると耐摩耗性が低下し
やすい。そして、当該合金母材に周期律表４ａ，５ａ，
６ａ族の炭化物、窒化物、酸化物、硼化物およびこれら
の固溶体もしくは化合物並びに酸化アルミニウムの一種
もしくはそれ以上からなる単層もしくは多重層を被覆す
ることによって、耐摩耗性が確保される。
【０００６】なお、合金母材表面の炭窒化物相の層は、
周期律表４ａ，５ａ，６ａ族の炭化物、窒化物またはこ
れらの化合物の一種以上を含む合金を窒素雰囲気下で焼
結することにより形成でき、窒素圧力の制御によって、
その厚さを制御できる。なお、好ましくは１３００℃〜
１４００℃の範囲で、窒素圧力５〜５０ｔｏｒｒとす
る。５ｔｏｒｒ未満では例えばＴｉとＷの化合物等の形
成が困難であり、５０ｔｏｒｒを超えると例えばＴｉと
Ｗの化合物が粗粒化して合金表面が粗くなり、また表面
炭窒化物層直下の結合相富化層の形成上、好ましくない
からである。即ち、結合相富化領域は、合金中に一定量
の遊離炭素量（ＦＣ）を含む合金を、５℃〜０．５℃／
ｍｉｎの冷却速度で少なくとも１２５５℃以下まで冷却
することで達成される。この場合、 ０．０４重量％ ≦ ＦＣ ≦ ０．１０重量％ の範囲であることが好ましい。また、合金表面層が形成
されるには、少なくとも合金中の窒素量が、０．０２重
量％以上必要である。０．０２重量％未満では例えばＴ
ｉとＷの化合物の形成ができないためである。合金を上
記の条件を著しく超える範囲で焼結すると、窒素量が合
金中に多量に存在することとなり、合金中の遊離炭素量
が減少して結合相富化が困難となる。本発明の合金とし
て好ましくは、合金中の窒素量が０．０２〜０．０４重
量％、ＦＣ量が０．０５〜０．０７重量％の範囲にある
ものを挙げることができる。なお、合金表面に更に設け
る被覆層は、通常のＣＶＤ、ＰＶＤ法で形成する。
周期律表４ａ，５ａ，６ａ族の炭化物、窒化物またはこ
れらの化合物の一種以上を含む合金を窒素雰囲気下で焼
結することにより形成でき、窒素圧力の制御によって、
その厚さを制御できる。なお、好ましくは１３００℃〜
１４００℃の範囲で、窒素圧力５〜５０ｔｏｒｒとす
る。５ｔｏｒｒ未満では例えばＴｉとＷの化合物等の形
成が困難であり、５０ｔｏｒｒを超えると例えばＴｉと
Ｗの化合物が粗粒化して合金表面が粗くなり、また表面
炭窒化物層直下の結合相富化層の形成上、好ましくない
からである。即ち、結合相富化領域は、合金中に一定量
の遊離炭素量（ＦＣ）を含む合金を、５℃〜０．５℃／
ｍｉｎの冷却速度で少なくとも１２５５℃以下まで冷却
することで達成される。この場合、 ０．０４重量％ ≦ ＦＣ ≦ ０．１０重量％ の範囲であることが好ましい。また、合金表面層が形成
されるには、少なくとも合金中の窒素量が、０．０２重
量％以上必要である。０．０２重量％未満では例えばＴ
ｉとＷの化合物の形成ができないためである。合金を上
記の条件を著しく超える範囲で焼結すると、窒素量が合
金中に多量に存在することとなり、合金中の遊離炭素量
が減少して結合相富化が困難となる。本発明の合金とし
て好ましくは、合金中の窒素量が０．０２〜０．０４重
量％、ＦＣ量が０．０５〜０．０７重量％の範囲にある
ものを挙げることができる。なお、合金表面に更に設け
る被覆層は、通常のＣＶＤ、ＰＶＤ法で形成する。
【０００７】
【実施例】以下、実施例により本発明を具体的に説明す
るが、本発明はこれに限定されるものではない。 実施例１ ＷＣ−５％ＴｉＣ−３％ＴａＣ−６％Ｃｏ（重量％）の
組成からなる完粉をＣＮＭＧ１２０４０８の形状でチッ
プにプレス後、１４５０℃まで真空昇温し、５，１０，
３０，５０ｔｏｒｒの窒素圧力下で一時間保持した後、
１２５０℃まで２℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却した（試
料Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ）。これを母材として、通常のＣＶＤ
法により内層に５μｍＴｉＣ、外層に１μｍの酸化アル
ミニウムを被覆した。以上で得られた各被覆超硬合金
Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄの表面には、Ｔｉ、ＴａとＷからなる炭
窒化物相が、各々０．５、１．０、３．０、５．０μｍ
の厚さを有し、この表面層直下には、３０μｍの範囲で
合金内部に比較して２倍富化した結合相領域が存在して
いた。各被覆超硬合金の分析結果を表１に示す。また、
各被覆超硬合金Ａ〜Ｄにつき、下記の切削条件で切削テ
ストを行った。 切削条件１（耐摩耗性テスト） 切削速度 ３５０ｍ／ｍｉｎ 被削材 ＳＣＭ４１５ 送り ０．５ｍｍ／ｒｅｖ 切込み ２．０ｍｍ 切削時間 ２０ｍｉｎ 切削条件２（靱性テスト） 切削速度 １００ｍ／ｍｉｎ 被削材 ＳＣＭ４３５ ４溝材 送り ０．２０〜０．４０ｍｍ／ｒｅｖ 切込み ２．０ｍｍ 切削時間 ３０ｓｅｃ、８回繰り返し 切削テスト結果を合わせて表１に示す。なお、比較のた
め通常の超硬合金（ＷＣ−５％ＴｉＣ−３％ＴａＣ−６
％Ｃｏ）に本実施例と同様の被覆を施したもののテスト
結果も示す。
るが、本発明はこれに限定されるものではない。 実施例１ ＷＣ−５％ＴｉＣ−３％ＴａＣ−６％Ｃｏ（重量％）の
組成からなる完粉をＣＮＭＧ１２０４０８の形状でチッ
プにプレス後、１４５０℃まで真空昇温し、５，１０，
３０，５０ｔｏｒｒの窒素圧力下で一時間保持した後、
１２５０℃まで２℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却した（試
料Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ）。これを母材として、通常のＣＶＤ
法により内層に５μｍＴｉＣ、外層に１μｍの酸化アル
ミニウムを被覆した。以上で得られた各被覆超硬合金
Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄの表面には、Ｔｉ、ＴａとＷからなる炭
窒化物相が、各々０．５、１．０、３．０、５．０μｍ
の厚さを有し、この表面層直下には、３０μｍの範囲で
合金内部に比較して２倍富化した結合相領域が存在して
いた。各被覆超硬合金の分析結果を表１に示す。また、
各被覆超硬合金Ａ〜Ｄにつき、下記の切削条件で切削テ
ストを行った。 切削条件１（耐摩耗性テスト） 切削速度 ３５０ｍ／ｍｉｎ 被削材 ＳＣＭ４１５ 送り ０．５ｍｍ／ｒｅｖ 切込み ２．０ｍｍ 切削時間 ２０ｍｉｎ 切削条件２（靱性テスト） 切削速度 １００ｍ／ｍｉｎ 被削材 ＳＣＭ４３５ ４溝材 送り ０．２０〜０．４０ｍｍ／ｒｅｖ 切込み ２．０ｍｍ 切削時間 ３０ｓｅｃ、８回繰り返し 切削テスト結果を合わせて表１に示す。なお、比較のた
め通常の超硬合金（ＷＣ−５％ＴｉＣ−３％ＴａＣ−６
％Ｃｏ）に本実施例と同様の被覆を施したもののテスト
結果も示す。
【０００８】
【表１】
【０００９】実施例２ ＷＣ−５％ＴｉＣ−３％ＴａＮ−６％Ｃｏ（重量％）の
組成からなる完粉をＣＮＭＧ１２０４０８の形状でチッ
プにプレス後、１３８０℃まで真空昇温し、５ｔｏｒｒ
の窒素圧力下で１時間保持した後、１２５０℃まで
０．５℃／ｍｉｎ，１．０℃／ｍｉｎ，２．０℃／ｍｉ
ｎ、５．０℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却した（試料Ｅ、
Ｆ、Ｇ、Ｈ）。これを母材として、通常のＣＶＤ法によ
り内層に５μｍＴｉＣ、外層に１μｍの酸化アルミニウ
ムを被覆した。以上で得られた各被覆超硬合金Ｅ、Ｆ、
Ｇ、Ｈの表面には、Ｔｉ、ＴａとＷからなる炭窒化物層
を２．０μｍの厚さで有し、この表面層直下には、各々
８０，５０，３０，１０μｍの範囲で合金内部に比較し
て２倍富化した結合相領域が存在していた。各被覆超硬
合金Ｅ〜Ｈにつき、前記１，２の切削条件で切削テスト
を行った。テスト結果を表２に示す。また、比較のため
通常の超硬合金（ＷＣ−５％ＴｉＣ−３％ＴａＮ−６％
Ｃｏ）に本実施例と同様に被覆を施したもののテスト結
果についても合わせて示す。
組成からなる完粉をＣＮＭＧ１２０４０８の形状でチッ
プにプレス後、１３８０℃まで真空昇温し、５ｔｏｒｒ
の窒素圧力下で１時間保持した後、１２５０℃まで
０．５℃／ｍｉｎ，１．０℃／ｍｉｎ，２．０℃／ｍｉ
ｎ、５．０℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却した（試料Ｅ、
Ｆ、Ｇ、Ｈ）。これを母材として、通常のＣＶＤ法によ
り内層に５μｍＴｉＣ、外層に１μｍの酸化アルミニウ
ムを被覆した。以上で得られた各被覆超硬合金Ｅ、Ｆ、
Ｇ、Ｈの表面には、Ｔｉ、ＴａとＷからなる炭窒化物層
を２．０μｍの厚さで有し、この表面層直下には、各々
８０，５０，３０，１０μｍの範囲で合金内部に比較し
て２倍富化した結合相領域が存在していた。各被覆超硬
合金Ｅ〜Ｈにつき、前記１，２の切削条件で切削テスト
を行った。テスト結果を表２に示す。また、比較のため
通常の超硬合金（ＷＣ−５％ＴｉＣ−３％ＴａＮ−６％
Ｃｏ）に本実施例と同様に被覆を施したもののテスト結
果についても合わせて示す。
【００１０】
【表２】
【００１１】以上の実施例１，２の結果から、本発明の
被覆超硬合金は、靱性、耐摩耗性共に向上したものであ
ることがわかる。
被覆超硬合金は、靱性、耐摩耗性共に向上したものであ
ることがわかる。
【００１２】
【発明の効果】本発明の被覆超硬合金は、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
性と靱性を保有することのできる切削工具を提供するこ
とができる。
達成できなかった高能率加工の条件下で、優れた耐摩耗
性と靱性を保有することのできる切削工具を提供するこ
とができる。
Claims (2)
- 【請求項１】 周期律表４ａ，５ａ，６ａ族の炭化物、
窒化物および炭窒化物の一種もしくはそれ以上を硬質相
とし、鉄族金属の一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４ａ，５ａ，６ａ族の炭化
物、窒化物、酸化物、硼化物およびこれらの固溶体もし
くは化合物並びに酸化アルミニウムから選ばれる一種も
しくはそれ以上からなる単層もしくは多重層を被覆して
なる被覆超硬合金において、被覆層界面直下に４ａ族並
びに５ａおよび／または６ａ族の炭窒化物からなる相が
０．５から５μｍ厚さの層として存在し、当該炭窒化物
層の直下に合金内部に比し結合相の富化した領域が５か
ら１００μｍの厚さで存在してなる被覆超硬合金。 - 【請求項２】 周期律表４ａ，５ａ，６ａ族の炭化物、
窒化物および炭窒化物の一種もしくはそれ以上を硬質相
とし、鉄族金属の一種もしくはそれ以上を結合相とした
超硬合金において、該超硬合金を焼結する際に、５〜５
０ｔｏｒｒの窒素雰囲気で温度１３００℃〜１４００℃
に加熱保持する工程とこれに続き５℃〜０．５℃／ｍｉ
ｎの冷却速度で少なくとも１２５５℃以下まで冷却する
工程を含み、被覆層界面直下に４ａ族並びに５ａおよび
／または６ａ族の炭窒化物からなる相が０．５から５μ
ｍ厚さの層として存在し、当該炭窒化物層の直下に合金
内部に比し結合相の富化した領域が５から１００μｍの
厚さで存在してなる超硬合金の表面に、周期律表４ａ，
５ａ，６ａ族の炭化物、窒化物、酸化物、硼化物および
これらの固溶体もしくは化合物並びに酸化アルミニウム
から選ばれる一種もしくはそれ以上からなる単層もしく
は多重層を被覆することを特徴とする被覆超硬合金の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3342985A JPH05171442A (ja) | 1991-12-25 | 1991-12-25 | 被覆超硬合金およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3342985A JPH05171442A (ja) | 1991-12-25 | 1991-12-25 | 被覆超硬合金およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05171442A true JPH05171442A (ja) | 1993-07-09 |
Family
ID=18358046
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3342985A Pending JPH05171442A (ja) | 1991-12-25 | 1991-12-25 | 被覆超硬合金およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05171442A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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1991
- 1991-12-25 JP JP3342985A patent/JPH05171442A/ja active Pending
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