JPH0711051B2 - 超硬合金及びその合金の表面に被膜を形成してなる被覆超硬合金 - Google Patents
超硬合金及びその合金の表面に被膜を形成してなる被覆超硬合金Info
- Publication number
- JPH0711051B2 JPH0711051B2 JP63223984A JP22398488A JPH0711051B2 JP H0711051 B2 JPH0711051 B2 JP H0711051B2 JP 63223984 A JP63223984 A JP 63223984A JP 22398488 A JP22398488 A JP 22398488A JP H0711051 B2 JPH0711051 B2 JP H0711051B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- cemented carbide
- hard phase
- carbide
- solid solution
- alloy
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
Landscapes
- Physical Vapour Deposition (AREA)
- Chemical Vapour Deposition (AREA)
- Other Surface Treatments For Metallic Materials (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、切削工具用材料又は耐摩耗工具用材料などの
工具用材料として適する超硬合金及びその合金の表面に
被膜を形成してなる被覆超硬合金に関するものである。
工具用材料として適する超硬合金及びその合金の表面に
被膜を形成してなる被覆超硬合金に関するものである。
（従来の技術） 超硬合金は、WC-Co（Ni）系合金と、WCの他に4a,5a,6a
族元素の複合炭化物又は複合炭窒化物でなるBl型固溶体
を含有してなるWC-Bl型固溶体−Co（Ni）系合金とに大
別できる。
族元素の複合炭化物又は複合炭窒化物でなるBl型固溶体
を含有してなるWC-Bl型固溶体−Co（Ni）系合金とに大
別できる。
これらの内、後者の合金は、前者の合金に比べて高温で
の硬度が高く、耐酸化性及び鉄系材料との耐溶着性にも
すぐれていることから、主として鋼の切削工具用材料と
して用いられている。
の硬度が高く、耐酸化性及び鉄系材料との耐溶着性にも
すぐれていることから、主として鋼の切削工具用材料と
して用いられている。
しかしながら、後者の合金は、前者の合金に比べて強度
が低いこと及び耐衝撃性が劣ることから、例えばフライ
ス切削のための工具材料として用いた場合には耐欠損性
の安定性に欠けるという問題がある。
が低いこと及び耐衝撃性が劣ることから、例えばフライ
ス切削のための工具材料として用いた場合には耐欠損性
の安定性に欠けるという問題がある。
また、この後者の合金の表面にTiC,TiN,Al2O3などの硬
質物質の被膜を形成してなる被膜超硬合金が切削工具用
材料として用いられているけれども、応力負荷時には被
膜とその被膜から合金内部に向かって亀裂が生じるため
に、さらに一層耐欠損性の安定性に欠けるという問題が
ある。
質物質の被膜を形成してなる被膜超硬合金が切削工具用
材料として用いられているけれども、応力負荷時には被
膜とその被膜から合金内部に向かって亀裂が生じるため
に、さらに一層耐欠損性の安定性に欠けるという問題が
ある。
これらの問題点の解決手段の１つとして、WC-Bl型固溶
体−Co（Ni）系合金におけるWCの粒径とBl型固溶体の粒
径とを制御したものが特開昭51-124607号公報及び特開
昭57-145959号公報で提案されている。
体−Co（Ni）系合金におけるWCの粒径とBl型固溶体の粒
径とを制御したものが特開昭51-124607号公報及び特開
昭57-145959号公報で提案されている。
（発明が解決しようとする問題点） 特開昭51-124607号公報は、Co4〜13vol％、TiC,TaC,NbC
及びVCのうちの１種又は２種以上10〜60vol％、残りWC
からなるWC基焼結合金におけるWCの平均粒径が３μｍ以
下にして粒径５μｍをこえたものがなく、かつ固溶体炭
化物の平均粒径が0.7μｍ以下にして粒径１μｍをこえ
たものがない炭化物分散相をもつWC基超硬合金が示され
ている。
及びVCのうちの１種又は２種以上10〜60vol％、残りWC
からなるWC基焼結合金におけるWCの平均粒径が３μｍ以
下にして粒径５μｍをこえたものがなく、かつ固溶体炭
化物の平均粒径が0.7μｍ以下にして粒径１μｍをこえ
たものがない炭化物分散相をもつWC基超硬合金が示され
ている。
この特開昭51-124607号の発明は、WC-Bl型固溶体−Co系
合金におけるWCの平均粒径に対してBl型固溶体の平均粒
径を小さくすることにより、本来相反する性質である耐
摩耗性と耐衝撃性の両性質を兼ね備えた合金にしたもの
であるけれども、切削試験における耐欠損性がまだ不満
足であり、特にこの特開昭51-124607号公報に開示の超
硬合金を基材とし、この基材の表面に硬質な被膜を形成
してなる被覆超硬合金の場合は耐欠損性が著しく低下す
るという問題がある。
合金におけるWCの平均粒径に対してBl型固溶体の平均粒
径を小さくすることにより、本来相反する性質である耐
摩耗性と耐衝撃性の両性質を兼ね備えた合金にしたもの
であるけれども、切削試験における耐欠損性がまだ不満
足であり、特にこの特開昭51-124607号公報に開示の超
硬合金を基材とし、この基材の表面に硬質な被膜を形成
してなる被覆超硬合金の場合は耐欠損性が著しく低下す
るという問題がある。
特開昭57-145959号公報は、WC-TiC-TiNでなる複合炭窒
化物組成物80〜96wt％と、Co又はその50％以下をNiで置
換したCoよりなる結合金属４〜20wt％とからなり、複合
炭窒化物中のβ相（Bl型固溶体）の粒径がα相（WC）の
粒径よりも小さいことを特徴とする焼結硬質合金が示さ
れている。
化物組成物80〜96wt％と、Co又はその50％以下をNiで置
換したCoよりなる結合金属４〜20wt％とからなり、複合
炭窒化物中のβ相（Bl型固溶体）の粒径がα相（WC）の
粒径よりも小さいことを特徴とする焼結硬質合金が示さ
れている。
この特開昭57-145959号公報は、従来のWC-Bl型固溶体−
Co（Ni）系合金がα相の粒径よりもβ相の粒径が大きい
ことから疲労破壊に対する強度を低下させているという
問題をTiN相を共存させることにより、α相の粒径より
もβ相の粒径を小さくすることができ、その結果疲労破
壊に対する強度が向上したという超硬合金であるけれど
も、上述の特開昭51-124607号公報の超硬合金と同様の
問題がある。
Co（Ni）系合金がα相の粒径よりもβ相の粒径が大きい
ことから疲労破壊に対する強度を低下させているという
問題をTiN相を共存させることにより、α相の粒径より
もβ相の粒径を小さくすることができ、その結果疲労破
壊に対する強度が向上したという超硬合金であるけれど
も、上述の特開昭51-124607号公報の超硬合金と同様の
問題がある。
本発明は、上述のような問題点を解決したもので、具体
的には、WC-Bl型固溶体−Co（Ni）系合金におけるWCの
粒径とBl型固溶体の粒径とを制御し、WCの粒径とBl型固
溶体の粒径とをほとんど等しくし、しかも両者の粒径
共、均一化の方向に調整した超硬合金及びその合金の表
面に硬質な被膜を形成してなる被覆超硬合金の提供を目
的とするものである。
的には、WC-Bl型固溶体−Co（Ni）系合金におけるWCの
粒径とBl型固溶体の粒径とを制御し、WCの粒径とBl型固
溶体の粒径とをほとんど等しくし、しかも両者の粒径
共、均一化の方向に調整した超硬合金及びその合金の表
面に硬質な被膜を形成してなる被覆超硬合金の提供を目
的とするものである。
（問題点を解決するための手段） 本発明者らは、WC-Bl型固溶体−Co系合金の基材表面に
硬質被膜を形成してなる被覆超硬合金が基材自体に比べ
て著しく強度低下を生じることに対する検討を行なって
いた所、 第１に、被覆超硬合金が超硬合金の基材自体に比べて強
度低下する低下率は、被覆超硬合金の基材中のWC及びBl
型固溶体との硬質相の平均粒径に影響を受けるという知
見を得たものである。
硬質被膜を形成してなる被覆超硬合金が基材自体に比べ
て著しく強度低下を生じることに対する検討を行なって
いた所、 第１に、被覆超硬合金が超硬合金の基材自体に比べて強
度低下する低下率は、被覆超硬合金の基材中のWC及びBl
型固溶体との硬質相の平均粒径に影響を受けるという知
見を得たものである。
第２に、超硬合金の基材自体の破壊は、内部の欠陥を起
点として起るのに対し、被覆超硬合金の破壊は、被膜に
生じた亀裂の先端から起るために被覆超硬合金の基材表
面部の亀裂伝播抵抗が破壊の支配因子となること、また
被覆超硬合金の基材中のWC及びBl型固溶体との硬質相の
平均粒径の制御、並びにWCのみの平均粒径とBl型固溶体
のみの平均粒径との差をなくすと基材表面部の亀裂伝播
抵抗が高くなるという知見を得たものである。
点として起るのに対し、被覆超硬合金の破壊は、被膜に
生じた亀裂の先端から起るために被覆超硬合金の基材表
面部の亀裂伝播抵抗が破壊の支配因子となること、また
被覆超硬合金の基材中のWC及びBl型固溶体との硬質相の
平均粒径の制御、並びにWCのみの平均粒径とBl型固溶体
のみの平均粒径との差をなくすと基材表面部の亀裂伝播
抵抗が高くなるという知見を得たものである。
これらの第１の知見及び第２の知見に基づいて、本発明
を完成するに至ったものである。
を完成するに至ったものである。
すなわち、本発明の超硬合金は、Ｗと、Ti,Zr,Hf,V,Nb,
Ta,Cr,Moの中の少なくとも１種とを含有してなる複合炭
化物及び／又は複合炭窒化物のBl型固溶体と炭化タング
ステンとでなる硬質相75〜95wt％と、残りNi及び／又は
Coを主成分とする結合相と不可避不純物とからなる超硬
合金であって、該硬質相は0.5μｍ以下の細粒が該硬質
相全体の20vol％以下及び4.0μｍ以上の粗粒が該硬質相
全体の20vol％以下で、しかも該硬質相の平均粒径が１
〜３μｍであり、かつ該硬質相中の該炭化タングステン
の平均粒径と該Bl型固溶体の平均粒径との比が0.8〜1.2
であることを特徴とするものである。
Ta,Cr,Moの中の少なくとも１種とを含有してなる複合炭
化物及び／又は複合炭窒化物のBl型固溶体と炭化タング
ステンとでなる硬質相75〜95wt％と、残りNi及び／又は
Coを主成分とする結合相と不可避不純物とからなる超硬
合金であって、該硬質相は0.5μｍ以下の細粒が該硬質
相全体の20vol％以下及び4.0μｍ以上の粗粒が該硬質相
全体の20vol％以下で、しかも該硬質相の平均粒径が１
〜３μｍであり、かつ該硬質相中の該炭化タングステン
の平均粒径と該Bl型固溶体の平均粒径との比が0.8〜1.2
であることを特徴とするものである。
本発明の超硬合金におけるBl型固溶体は、具体的には、
化学式が（W,M）Ｃで表わせる複合炭化物及び／又は
（W,M）（C,N）で表わせる複合炭窒化物（ただし、Ｍは
Ti、Zr、Hf,V,Nb,Ta,Cr,Moの中の少なくとも１種を表わ
す。）からなるものである。
化学式が（W,M）Ｃで表わせる複合炭化物及び／又は
（W,M）（C,N）で表わせる複合炭窒化物（ただし、Ｍは
Ti、Zr、Hf,V,Nb,Ta,Cr,Moの中の少なくとも１種を表わ
す。）からなるものである。
このBl型固溶体と炭化タングステンとでなる硬質相が75
wt％未満になると相対的に結合相が25wt％を超えて多く
なるために耐摩耗性の低下が著しく、逆に硬質相が95wt
％を超えて多くなると相対的に結合相が5wt％未満にな
るために強度低下が著しく、Bl型固溶体と炭化タングス
テンとの粒径の制御による効果が発揮されなくなる。こ
のために、本発明の超硬合金中の硬質相は75〜95wt％と
定めたものである。
wt％未満になると相対的に結合相が25wt％を超えて多く
なるために耐摩耗性の低下が著しく、逆に硬質相が95wt
％を超えて多くなると相対的に結合相が5wt％未満にな
るために強度低下が著しく、Bl型固溶体と炭化タングス
テンとの粒径の制御による効果が発揮されなくなる。こ
のために、本発明の超硬合金中の硬質相は75〜95wt％と
定めたものである。
この硬質相の粒径は、0.5μｍ以下の細粒が硬質相全体
に対して20vol％を超えて多くなる場合には、破壊靱性
値及び耐欠損性が低下、4.0μｍ以上の粗粒が硬質相全
体に対して20vol％を超えて多くなる場合には、破壊靱
性値及び耐欠損性は低下しないものの、硬さ及び耐摩耗
性が低下する。このために、本発明の超硬合金中の硬質
相は、0.5μｍ以下の細粒及び4.0μｍ以上の粗粒を硬質
相全体に対して20vol％以下に制御したものである。
に対して20vol％を超えて多くなる場合には、破壊靱性
値及び耐欠損性が低下、4.0μｍ以上の粗粒が硬質相全
体に対して20vol％を超えて多くなる場合には、破壊靱
性値及び耐欠損性は低下しないものの、硬さ及び耐摩耗
性が低下する。このために、本発明の超硬合金中の硬質
相は、0.5μｍ以下の細粒及び4.0μｍ以上の粗粒を硬質
相全体に対して20vol％以下に制御したものである。
また、硬質相の平均粒径が１μｍ未満では超硬合金表面
部の亀裂伝播抵抗の低下と、特に切削工具材料としての
耐欠損性の低下及び刃先温度の上昇による耐塑性変形性
の低下が著しくなり、逆に３μｍを超えて大きくなると
硬質相粒間の幅が大きくなり、硬質相粒界に存在する結
合相の塑性変形により強度低下となる。このために、本
発明の超硬合金中の硬質相の平均粒径は、１〜３μｍと
定めたものである。
部の亀裂伝播抵抗の低下と、特に切削工具材料としての
耐欠損性の低下及び刃先温度の上昇による耐塑性変形性
の低下が著しくなり、逆に３μｍを超えて大きくなると
硬質相粒間の幅が大きくなり、硬質相粒界に存在する結
合相の塑性変形により強度低下となる。このために、本
発明の超硬合金中の硬質相の平均粒径は、１〜３μｍと
定めたものである。
さらに、硬質相中の炭化タングステンの平均粒径とBl型
固溶体の平均粒径との比が0.8未満又は1.2を超えると、
硬質相の凝集体が生じやすく、またこの凝集体も大きく
なり、この凝集体が破壊の起点になるために強度が低下
する。このために、本発明の超硬合金は、硬質相中の炭
化タングステンの平均粒径とBl型固溶体の平均粒径との
比を0.8〜1.2と均一粒径に制御したものである。この本
発明の超硬合金における硬質相は、特にBl型固溶体が合
金全体に対して20〜50wt％含有している場合、耐摩耗性
及び耐欠損性の両方を著しく高めるという効果があるこ
とから好ましいことである。
固溶体の平均粒径との比が0.8未満又は1.2を超えると、
硬質相の凝集体が生じやすく、またこの凝集体も大きく
なり、この凝集体が破壊の起点になるために強度が低下
する。このために、本発明の超硬合金は、硬質相中の炭
化タングステンの平均粒径とBl型固溶体の平均粒径との
比を0.8〜1.2と均一粒径に制御したものである。この本
発明の超硬合金における硬質相は、特にBl型固溶体が合
金全体に対して20〜50wt％含有している場合、耐摩耗性
及び耐欠損性の両方を著しく高めるという効果があるこ
とから好ましいことである。
本発明の超硬合金における結合相は、Ni及び／又はCoの
みからなる場合、又はNi及び／又はCoに硬質相を形成し
ている元素の含有してなる場合がある。
みからなる場合、又はNi及び／又はCoに硬質相を形成し
ている元素の含有してなる場合がある。
以上に説明してきた本発明の超硬合金の表面に周期律表
4a,5a,6a族元素の炭化物，窒化物，ホウ化物，酸化物及
びこれらの相互固溶体、並びに酸化アルミニウム，窒化
アルミニウム，炭化ケイ素，窒化ケイ素及びこれらの相
互固溶体の中の少なくとも１種でなる単層又は多重層か
らなる被膜を形成させて本発明の被覆超硬合金とする
と、超硬合金と被覆との界面部における超硬合金表面部
の亀裂伝播抵抗が高くなり、耐欠損性のすぐれた被覆超
硬合金になる。
4a,5a,6a族元素の炭化物，窒化物，ホウ化物，酸化物及
びこれらの相互固溶体、並びに酸化アルミニウム，窒化
アルミニウム，炭化ケイ素，窒化ケイ素及びこれらの相
互固溶体の中の少なくとも１種でなる単層又は多重層か
らなる被膜を形成させて本発明の被覆超硬合金とする
と、超硬合金と被覆との界面部における超硬合金表面部
の亀裂伝播抵抗が高くなり、耐欠損性のすぐれた被覆超
硬合金になる。
本発明の被覆超硬合金における被膜は、具体的には、例
えばTiC,TiN,Ti（C,N）,TaC,TiB2,Ti（C,O）,Ti（N,
O），Cr3C2，Al2O3,Al（O,N）,SiC,Si3N4，（Si,Al）
（O,N）などによる単層、又は超硬合金の表面にTiC,Ti
（C,N）などの第１の層の被膜と、さらに第１層の表面
にAl2O3,Al（O,N）などの第２層の被膜とからなる多重
層として形成されているものを挙げることができる。
えばTiC,TiN,Ti（C,N）,TaC,TiB2,Ti（C,O）,Ti（N,
O），Cr3C2，Al2O3,Al（O,N）,SiC,Si3N4，（Si,Al）
（O,N）などによる単層、又は超硬合金の表面にTiC,Ti
（C,N）などの第１の層の被膜と、さらに第１層の表面
にAl2O3,Al（O,N）などの第２層の被膜とからなる多重
層として形成されているものを挙げることができる。
本発明の超硬合金は、従来の粉末冶金による出発物質の
選定−配合−混合粉砕−乾燥−成形−焼結のそれぞれの
製造工程を応用することにより作製することができる。
これらの製造工程の内、出発物質の選定，混合粉砕及び
焼結工程については、特に微細に制御する必要があり、
出発物質としては、例えば硬質相を形成するために必要
な出発物質の粒度分布はできるだけ均一なものを選定す
ることが好ましく、又出発物質の粒径と混合粉砕工程と
の相互関係によって制御されるのであるが混合粉砕後に
おける混合粉末中の炭化タングステンの粒径とBl型固溶
体を形成するための物質の粒径とがほとんど等しくなる
ようにしておくことが好ましいことである。混合粉砕工
程の内、混合時間が短すぎると粗細混在となりやすく、
逆に長すぎると微粒粒子が多くなるので混合方法を含め
た混合時間が重要である。さらに、焼結工程について
は、焼結温度が重要な因子であるが、Bl型固溶体を含有
した超硬合金であることから、炭化タングステンの粒径
は、焼結温度によりあまり強く影響ず、従来と同様に、
例えば真空又は非酸化性ガス雰囲気中、1350℃〜1500℃
の温度で焼結することにより本発明の超硬合金を得るこ
とができる。
選定−配合−混合粉砕−乾燥−成形−焼結のそれぞれの
製造工程を応用することにより作製することができる。
これらの製造工程の内、出発物質の選定，混合粉砕及び
焼結工程については、特に微細に制御する必要があり、
出発物質としては、例えば硬質相を形成するために必要
な出発物質の粒度分布はできるだけ均一なものを選定す
ることが好ましく、又出発物質の粒径と混合粉砕工程と
の相互関係によって制御されるのであるが混合粉砕後に
おける混合粉末中の炭化タングステンの粒径とBl型固溶
体を形成するための物質の粒径とがほとんど等しくなる
ようにしておくことが好ましいことである。混合粉砕工
程の内、混合時間が短すぎると粗細混在となりやすく、
逆に長すぎると微粒粒子が多くなるので混合方法を含め
た混合時間が重要である。さらに、焼結工程について
は、焼結温度が重要な因子であるが、Bl型固溶体を含有
した超硬合金であることから、炭化タングステンの粒径
は、焼結温度によりあまり強く影響ず、従来と同様に、
例えば真空又は非酸化性ガス雰囲気中、1350℃〜1500℃
の温度で焼結することにより本発明の超硬合金を得るこ
とができる。
特に、焼結温度が低すぎるとBl型固溶体が細粒になりす
ぎる傾向があり、逆に高すぎると炭化タングステンが１
部異常成長して不均一になりやすくなる。
ぎる傾向があり、逆に高すぎると炭化タングステンが１
部異常成長して不均一になりやすくなる。
また、本発明の被覆超硬合金は、上述のようにして作製
した超硬合金を焼結した後の焼肌面の状態、又は焼結後
研摩加工した研摩面の状態にし、次いで超硬合金の表面
を洗浄及び乾燥後、従来から行なわれている化学蒸着法
（CVD法）や物理蒸着法（PVD法）でもって目的とする被
膜を超硬合金の表面に形成することにより得ることがで
きる。
した超硬合金を焼結した後の焼肌面の状態、又は焼結後
研摩加工した研摩面の状態にし、次いで超硬合金の表面
を洗浄及び乾燥後、従来から行なわれている化学蒸着法
（CVD法）や物理蒸着法（PVD法）でもって目的とする被
膜を超硬合金の表面に形成することにより得ることがで
きる。
（作用） 本発明の超硬合金は、粒径の均一化した炭化タングステ
ンとBl型固溶体とでなる硬質相が分散性を促進し、さら
に硬質相粒子間に結合相を均等厚さの状態に分布させる
作用をもしているもので、その結果耐摩耗性及び耐欠損
性のすぐれた合金となっているものである。また、本発
明の被覆超硬合金は、上述のような超硬合金の表面に被
膜が形成されていることから、超硬合金の表面部が被膜
に生じた微小クラックの超硬合金内部への進展性を阻止
するという作用をしているものである。
ンとBl型固溶体とでなる硬質相が分散性を促進し、さら
に硬質相粒子間に結合相を均等厚さの状態に分布させる
作用をもしているもので、その結果耐摩耗性及び耐欠損
性のすぐれた合金となっているものである。また、本発
明の被覆超硬合金は、上述のような超硬合金の表面に被
膜が形成されていることから、超硬合金の表面部が被膜
に生じた微小クラックの超硬合金内部への進展性を阻止
するという作用をしているものである。
（実施例） 実施例１ 出発物質として、WC,（W,Ti,Ta）C,Coの各粉末を用い
て、56wt％WC-36wt％（W,Ti,Ta）Ｃ-8wt％Co（72wt％WC
-8wt％TiC-12wt％TaC-8wt％Co）組成に配合し、ステン
レス製容器及び超硬合金製ボールでもって、アセトン湿
式により混合粉砕及び乾燥後、1t/cm2の圧力で所定の成
形体にし、次いで焼結して、本発明品1,2,3及び比較品
1,2,3,4を得た。このとき用いた出発物質の平均粒径，
混合時間及び焼結温度を第１表に示した。
て、56wt％WC-36wt％（W,Ti,Ta）Ｃ-8wt％Co（72wt％WC
-8wt％TiC-12wt％TaC-8wt％Co）組成に配合し、ステン
レス製容器及び超硬合金製ボールでもって、アセトン湿
式により混合粉砕及び乾燥後、1t/cm2の圧力で所定の成
形体にし、次いで焼結して、本発明品1,2,3及び比較品
1,2,3,4を得た。このとき用いた出発物質の平均粒径，
混合時間及び焼結温度を第１表に示した。
第１表に示した条件で作製した各試料を走査型電子顕微
鏡で調査し、その結果を第２表に示した。
鏡で調査し、その結果を第２表に示した。
第２表に示した本発明品1,2,3及び比較品1,2,3,4の各試
料の硬さ，抗折力及び破壊靱性値を測定して第３表に示
し、さらに下記の（イ）及び（ロ）の切削条件でもって
切削試験をして、その結果を第３表に併記した。
料の硬さ，抗折力及び破壊靱性値を測定して第３表に示
し、さらに下記の（イ）及び（ロ）の切削条件でもって
切削試験をして、その結果を第３表に併記した。
（イ） 旋削試験 被削材 S48C（HB 218） チップ形状 SNP432 切削速度 100 m/min 送り量 0.3 mm/rev 切込み量 1.5 mm 評価 ５分間切削後の平均逃げ面摩耗量（VB） （ロ） フライス試験 被削材 SCM440（HB 270） チップ形状 SNP432 切削速度 140 m/min 送り量 0.2 mm/刃 切込み量 2.0 mm 評価 欠損までの切削長さ（Ｔ） 実施例２ 実施例１で得た本発明品1,2,3及び比較品1,2,3,4のそれ
ぞれの表面を研摩及び洗浄後、CVD装置の反応容器内に
設置し、5vol％TiCl4-25vol%CH4-70vol%H2ガス雰囲気
中、1000℃の温度で２時間保持により、約２μｍ厚さの
TiC被膜を形成させ、本発明品１の表面に被膜を形成さ
せたものを本発明品4,本発明品２の表面に被膜を形成さ
せたものを本発明品5,本発明品３の表面に被膜を形成さ
せたものを本発明品6,比較品１の表面に被膜を形成させ
たものを比較品5,比較品２の表面に被膜を形成させたも
のを比較品6,比較品３の表面に被膜を形成させたものを
比較品7,比較品４の表面に被膜を形成させたものを比較
品８とした。
ぞれの表面を研摩及び洗浄後、CVD装置の反応容器内に
設置し、5vol％TiCl4-25vol%CH4-70vol%H2ガス雰囲気
中、1000℃の温度で２時間保持により、約２μｍ厚さの
TiC被膜を形成させ、本発明品１の表面に被膜を形成さ
せたものを本発明品4,本発明品２の表面に被膜を形成さ
せたものを本発明品5,本発明品３の表面に被膜を形成さ
せたものを本発明品6,比較品１の表面に被膜を形成させ
たものを比較品5,比較品２の表面に被膜を形成させたも
のを比較品6,比較品３の表面に被膜を形成させたものを
比較品7,比較品４の表面に被膜を形成させたものを比較
品８とした。
こうして得た本発明品4,5,6及び比較品5,6,7,8の抗折力
と下記（ハ）及び（ニ）の切削条件でもって切削試験を
した結果とを第４表に示した。
と下記（ハ）及び（ニ）の切削条件でもって切削試験を
した結果とを第４表に示した。
（ハ） フライス試験 被削材 SCM440（HB 273） チップ形状 SNP432 切削速度 150 m/min 送り量 0.2 mm/刃 切込み量 2.0 mm 評価 10Pass切削を５回繰返した時の欠損して ない比率（未欠損率） （ニ） 旋削試験 被削材 S48C（HB 213） チップ形状 SNP432 切削速度 160 m/min 送り量 0.3 mm/rev 切込み量 2.0 mm 評価 30分間切削後の平均逃げ面摩耗量（VB） （発明の効果） 本発明の超硬合金は、本発明の超硬合金から外れた比較
品（従来の超硬合金も含む）に比べて、特に旋削試験に
おける耐摩耗性がすぐれており、しかもフライス試験に
おける耐欠損性が約25％〜200％も向上するという効果
がある。また、本発明の被覆超硬合金は、本発明から外
れた比較品（従来の被覆超硬合金も含む）に比べて、抗
折力が高い傾向にあり、特にフライス試験における耐欠
損性及び旋削試験における耐摩耗性が著しくすぐれると
いう効果がある。
品（従来の超硬合金も含む）に比べて、特に旋削試験に
おける耐摩耗性がすぐれており、しかもフライス試験に
おける耐欠損性が約25％〜200％も向上するという効果
がある。また、本発明の被覆超硬合金は、本発明から外
れた比較品（従来の被覆超硬合金も含む）に比べて、抗
折力が高い傾向にあり、特にフライス試験における耐欠
損性及び旋削試験における耐摩耗性が著しくすぐれると
いう効果がある。
Claims (2)
- 【請求項１】Ｗと、Ti,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Cr,Moの中の少な
くとも１種とを含有してなる複合炭化物及び／又は複合
炭窒化物のBl型固溶体と炭化タングステンとでなる硬質
相75〜95wt％と、残りNi及び／又はCoを主成分とする結
合相と不可避不純物とからなる超硬合金において、該硬
質相は0.5μｍ以下の細粒が該硬質相全体の20vol％以下
及び4.0μｍ以上の粗粒が該硬質相全体の20vol％以下
で、しかも該硬質相の平均粒径が１〜３μｍであり、か
つ該硬質相中の該炭化タングステンの平均粒径と該Bl型
固溶体の平均粒径との比が0.8〜1.2であることを特徴と
する超硬合金。 - 【請求項２】特許請求の範囲第１項記載の超硬合金の表
面に周期律表4a,5a,6a族元素の炭化物，窒化物，ホウ化
物，酸化物及びこれらの相互固溶体、並びに酸化アルミ
ニウム，窒化アルミニウム，炭化ケイ素，窒化ケイ素及
びこれらの相互固溶体の中の少なくとも１種でなる単層
又は多重層からなる被膜を形成してなることを特徴とす
る被覆超硬合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63223984A JPH0711051B2 (ja) | 1988-09-07 | 1988-09-07 | 超硬合金及びその合金の表面に被膜を形成してなる被覆超硬合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63223984A JPH0711051B2 (ja) | 1988-09-07 | 1988-09-07 | 超硬合金及びその合金の表面に被膜を形成してなる被覆超硬合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0273946A JPH0273946A (ja) | 1990-03-13 |
| JPH0711051B2 true JPH0711051B2 (ja) | 1995-02-08 |
Family
ID=16806757
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63223984A Expired - Lifetime JPH0711051B2 (ja) | 1988-09-07 | 1988-09-07 | 超硬合金及びその合金の表面に被膜を形成してなる被覆超硬合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0711051B2 (ja) |
Families Citing this family (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SE9101385D0 (sv) * | 1991-05-07 | 1991-05-07 | Sandvik Ab | Sintrad karbonitridlegering med styrd korn- storlek |
| JP2616655B2 (ja) * | 1993-03-08 | 1997-06-04 | 三菱マテリアル株式会社 | 耐摩耗性のすぐれた炭窒化チタン基サーメット製切削工具 |
| US5580666A (en) * | 1995-01-20 | 1996-12-03 | The Dow Chemical Company | Cemented ceramic article made from ultrafine solid solution powders, method of making same, and the material thereof |
| JP4313567B2 (ja) * | 2002-12-13 | 2009-08-12 | 京セラ株式会社 | 切削工具およびその製造方法 |
| JP4336120B2 (ja) * | 2003-02-25 | 2009-09-30 | 京セラ株式会社 | 切削工具およびその製造方法 |
| JP2004256862A (ja) * | 2003-02-25 | 2004-09-16 | Kyocera Corp | 超硬合金とその製造方法、並びにそれを用いた切削工具 |
| SE527348C2 (sv) * | 2003-10-23 | 2006-02-14 | Sandvik Intellectual Property | Sätt att tillverka en hårdmetall |
| SE529302C2 (sv) | 2005-04-20 | 2007-06-26 | Sandvik Intellectual Property | Sätt att tillverka en belagd submikron hårdmetall med bindefasanriktad ytzon |
| CN103643100B (zh) * | 2013-12-11 | 2016-02-03 | 中国神华能源股份有限公司 | 一种纳米晶硬质合金及其制备方法 |
| EP3453776B1 (en) * | 2016-05-02 | 2020-06-24 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Cemented carbide and cutting tool |
| CN106191498A (zh) * | 2016-06-23 | 2016-12-07 | 浙江恒成硬质合金有限公司 | 一种网状结构硬质合金制备方法 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5831057A (ja) * | 1981-08-18 | 1983-02-23 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 超硬合金 |
| JPS6254856A (ja) * | 1985-09-03 | 1987-03-10 | Fuji Photo Film Co Ltd | エア−サンドイツチ型情報記録媒体 |
| JPS62174380A (ja) * | 1986-01-27 | 1987-07-31 | Mitsubishi Metal Corp | 切削工具用表面被覆超硬質焼結合金部材 |
-
1988
- 1988-09-07 JP JP63223984A patent/JPH0711051B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5831057A (ja) * | 1981-08-18 | 1983-02-23 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 超硬合金 |
| JPS6254856A (ja) * | 1985-09-03 | 1987-03-10 | Fuji Photo Film Co Ltd | エア−サンドイツチ型情報記録媒体 |
| JPS62174380A (ja) * | 1986-01-27 | 1987-07-31 | Mitsubishi Metal Corp | 切削工具用表面被覆超硬質焼結合金部材 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0273946A (ja) | 1990-03-13 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP1347076B1 (en) | PVD-Coated cutting tool insert | |
| EP0873432A1 (en) | Cvd-coated titanium based carbonitride cutting tool insert | |
| KR101529726B1 (ko) | 밀링용 피복 절삭 인서트 | |
| JPH0711051B2 (ja) | 超硬合金及びその合金の表面に被膜を形成してなる被覆超硬合金 | |
| EP1493845B1 (en) | CVD coated cutting tool insert | |
| JP2012511437A (ja) | 高い寸法精度が必要とされている切削工具インサートの製造方法 | |
| JP2003226963A (ja) | スパッタリングターゲット | |
| JP2005097646A (ja) | 傾斜組織焼結合金およびその製造方法 | |
| JP2006111947A (ja) | 超微粒子サーメット | |
| EP3786309A1 (en) | Composite sintered body | |
| JP2917555B2 (ja) | 硬質層被覆超硬合金製切削工具およびその製造法 | |
| CN110300817B (zh) | 涂布的切削工具 | |
| JP2021134364A (ja) | 耐塑性変形性、耐欠損性にすぐれたｗｃ基超硬合金製切削工具および表面被覆ｗｃ基超硬合金製切削工具 | |
| JP7161677B2 (ja) | 耐欠損性にすぐれたｗｃ基超硬合金製切削工具および表面被覆ｗｃ基超硬合金製切削工具 | |
| KR20150075552A (ko) | 내열충격성이 향상된 Ti계 소결합금 및 이를 이용한 절삭공구 | |
| JPH02228474A (ja) | 被覆焼結合金 | |
| JPH0765183B2 (ja) | 断続切削用被覆超硬合金 | |
| JP7441420B2 (ja) | すぐれた耐欠損性、耐塑性変形性を発揮する切削工具 | |
| JP7473871B2 (ja) | 耐摩耗性および耐欠損性にすぐれたｗｃ基超硬合金製切削工具および表面被覆ｗｃ基超硬合金製切削工具 | |
| JPH0673560A (ja) | 被覆超硬合金部材およびその製造方法 | |
| JP2002187004A (ja) | 高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製エンドミル | |
| JP7307394B2 (ja) | 耐塑性変形性、耐チッピング性にすぐれたｗｃ基超硬合金製切削工具および表面被覆ｗｃ基超硬合金製切削工具 | |
| JP3525359B2 (ja) | 表面被覆超硬合金製切削工具 | |
| JP7170965B2 (ja) | 超硬合金及び被覆超硬合金 | |
| JP3331916B2 (ja) | 耐熱塑性変形性にすぐれた表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R360 | Written notification for declining of transfer of rights |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R360 |
|
| R370 | Written measure of declining of transfer procedure |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R370 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090208 Year of fee payment: 14 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term | ||
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090208 Year of fee payment: 14 |