JPH0784643B2 - 高靭性被覆超硬合金 - Google Patents
高靭性被覆超硬合金Info
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- JPH0784643B2 JPH0784643B2 JP1337657A JP33765789A JPH0784643B2 JP H0784643 B2 JPH0784643 B2 JP H0784643B2 JP 1337657 A JP1337657 A JP 1337657A JP 33765789 A JP33765789 A JP 33765789A JP H0784643 B2 JPH0784643 B2 JP H0784643B2
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- cemented carbide
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- crystal structure
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、旋削工具，フライス工具，エンドミル，ドリ
ルなどの切削工具及びスリッター，ノズル，製缶用型な
どの耐摩耗工具として適する高靭性被覆超硬合金に関す
るものである。
ルなどの切削工具及びスリッター，ノズル，製缶用型な
どの耐摩耗工具として適する高靭性被覆超硬合金に関す
るものである。
（従来の技術） 従来、超硬合金の表面にTiC,TiN,Ti（C,N）,Al2O3など
の被覆層を形成してなる被覆超硬合金は、耐摩耗性が格
段に向上するため、切削工具や耐摩耗工具などに広く実
用されている。しかしながら、この実用されている被覆
超硬合金は、被覆層が脆弱なために、例えば切削工具と
して用いる場合、フライスや断続旋削のような衝撃の生
じる用途又はドリル，エンドミルなどの切刃のシャープ
な形状の工具には適用範囲が限られるという問題があ
る。これらの問題を解決しようとした代表的なものとし
て、特開昭54−87719号公報及び特開昭54−134719号公
報がある。
の被覆層を形成してなる被覆超硬合金は、耐摩耗性が格
段に向上するため、切削工具や耐摩耗工具などに広く実
用されている。しかしながら、この実用されている被覆
超硬合金は、被覆層が脆弱なために、例えば切削工具と
して用いる場合、フライスや断続旋削のような衝撃の生
じる用途又はドリル，エンドミルなどの切刃のシャープ
な形状の工具には適用範囲が限られるという問題があ
る。これらの問題を解決しようとした代表的なものとし
て、特開昭54−87719号公報及び特開昭54−134719号公
報がある。
（発明が解決しようとする課題） 特開昭54−87719号公報には、窒素を含有するＢ−１型
結晶構造の相とWC相とでなる硬質相と、残り鉄族金属の
結合相とからなる超硬合金において、この超硬合金の５
〜200μｍの表面層からＢ−１型結晶構造の相を内部に
移動させて、表面層中のＢ−１型結晶構造の相を他の部
分より少なくしたという超硬合金が開示されている。
結晶構造の相とWC相とでなる硬質相と、残り鉄族金属の
結合相とからなる超硬合金において、この超硬合金の５
〜200μｍの表面層からＢ−１型結晶構造の相を内部に
移動させて、表面層中のＢ−１型結晶構造の相を他の部
分より少なくしたという超硬合金が開示されている。
この同公報に開示された超硬合金の表面に硬質な被覆層
を形成した被覆超硬合金は、表面層の効果により耐欠損
性が向上したというすぐれたものであるけれども、鈴木
寿編著「超硬合金と焼結硬質材料」1986,丸善,P302に示
されているように、表面層内の表面部においては、結合
相が内部に比べて貧化されてしまうために、脆い被覆層
に発生した亀裂の超硬合金内部への進展を表面層で抑止
する効果が減殺され、その結果耐衝撃性の効果も減少
し、さらなる用途の拡大を計るまでに至っていないとい
う問題がある。
を形成した被覆超硬合金は、表面層の効果により耐欠損
性が向上したというすぐれたものであるけれども、鈴木
寿編著「超硬合金と焼結硬質材料」1986,丸善,P302に示
されているように、表面層内の表面部においては、結合
相が内部に比べて貧化されてしまうために、脆い被覆層
に発生した亀裂の超硬合金内部への進展を表面層で抑止
する効果が減殺され、その結果耐衝撃性の効果も減少
し、さらなる用途の拡大を計るまでに至っていないとい
う問題がある。
特開昭54−134719号公報には、超硬合金の表面に硬質な
被覆層を形成してなる被覆超硬合金における超硬合金が
層厚50〜500μｍの遊離炭素を含有しない表面部と、0.0
1〜0.5重量％の遊離炭素を含有する芯部とからなり、表
面部には内側から超硬合金表面に亘って連続的に硬さが
10％以上低下する軟化層が存在するという被覆超硬合金
が開示されている。
被覆層を形成してなる被覆超硬合金における超硬合金が
層厚50〜500μｍの遊離炭素を含有しない表面部と、0.0
1〜0.5重量％の遊離炭素を含有する芯部とからなり、表
面部には内側から超硬合金表面に亘って連続的に硬さが
10％以上低下する軟化層が存在するという被覆超硬合金
が開示されている。
この同公報に開示された被覆超硬合金は、超硬合金の表
面部に存在する軟化層が脆い被覆層に発生したクラック
の伝播を抑止するために耐チッピング性及び耐欠損性が
向上したというすぐれたものであるけれども、耐チッピ
ング性及び耐欠損性を高めるために軟化層を厚くしよう
とすると、製造上非常に困難であること及び得られる製
品のバラツキが大きくなるという問題があり、逆に軟化
層を薄くすると耐チッピング性及び耐欠損性を高める効
果が弱くなるために用途的に制限されてしまうという問
題がある。
面部に存在する軟化層が脆い被覆層に発生したクラック
の伝播を抑止するために耐チッピング性及び耐欠損性が
向上したというすぐれたものであるけれども、耐チッピ
ング性及び耐欠損性を高めるために軟化層を厚くしよう
とすると、製造上非常に困難であること及び得られる製
品のバラツキが大きくなるという問題があり、逆に軟化
層を薄くすると耐チッピング性及び耐欠損性を高める効
果が弱くなるために用途的に制限されてしまうという問
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あり、
具体的には、被覆超硬合金に用いる超硬合金の表面にＢ
−１型結晶構造の硬質相を貧化させてなる貧化層と結合
相を富化させてなる富化層とを併せて存在させることに
より耐チッピング性及び耐塑性変形性を顕著に高めると
共に、超硬合金の内部に遊離炭素の存在する芯部を設け
ることによりクラックの内部伝播エネルギーを吸収して
耐欠損性を高めた高靭性被覆超硬合金を提供することを
目的とするものである。
具体的には、被覆超硬合金に用いる超硬合金の表面にＢ
−１型結晶構造の硬質相を貧化させてなる貧化層と結合
相を富化させてなる富化層とを併せて存在させることに
より耐チッピング性及び耐塑性変形性を顕著に高めると
共に、超硬合金の内部に遊離炭素の存在する芯部を設け
ることによりクラックの内部伝播エネルギーを吸収して
耐欠損性を高めた高靭性被覆超硬合金を提供することを
目的とするものである。
（課題を解決するための手段） 本発明者らは、被覆超硬合金の使用領域の中でも、より
高速切削領域及びより高送り切削領域という厳しい切削
条件において、被覆超硬合金の寿命を向上させることが
できるかという問題について検討していた所、 第１に、被覆超硬合金における耐チッピング性及び耐欠
損性は、被覆層に生じた亀裂が超硬合金の内部に進展す
るのを防ぐことにより向上し、この場合、亀裂の発生し
た初期段階で亀裂進展を阻止するのがよく、そのために
は超硬合金の表面層の結合相を富化すると共にＢ−１型
結晶構造の硬質相を貧化すると最も効果的であるという
知見を得たものである。
高速切削領域及びより高送り切削領域という厳しい切削
条件において、被覆超硬合金の寿命を向上させることが
できるかという問題について検討していた所、 第１に、被覆超硬合金における耐チッピング性及び耐欠
損性は、被覆層に生じた亀裂が超硬合金の内部に進展す
るのを防ぐことにより向上し、この場合、亀裂の発生し
た初期段階で亀裂進展を阻止するのがよく、そのために
は超硬合金の表面層の結合相を富化すると共にＢ−１型
結晶構造の硬質相を貧化すると最も効果的であるという
知見を得たものである。
第２に、被覆超硬合金を切削工具として用いる場合、刃
先に加わる圧力に対しては或る程度の圧縮強度が必要で
あり、圧縮強度を高めるためには、超硬合金の表面部を
遊離炭素の存在しない層とし、逆に亀裂が超硬合金の内
部に伝播して、大きな欠損又は破損となるのを防止する
ためには、結合相濃度，硬質相組成及び粒度などが同一
ならば遊離炭素の存在している方が亀裂の伝播エネルギ
ーを吸収しやすいといういう知見を得た。
先に加わる圧力に対しては或る程度の圧縮強度が必要で
あり、圧縮強度を高めるためには、超硬合金の表面部を
遊離炭素の存在しない層とし、逆に亀裂が超硬合金の内
部に伝播して、大きな欠損又は破損となるのを防止する
ためには、結合相濃度，硬質相組成及び粒度などが同一
ならば遊離炭素の存在している方が亀裂の伝播エネルギ
ーを吸収しやすいといういう知見を得た。
この第１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。
に至ったものである。
すなわち、本発明の高靭性被覆超硬合金は、Co及び／又
はNiを主成分とする結合相３〜25重量％と、残り炭化タ
ングステンの相と周期律表4a,5a,6a族金属の炭化物，炭
窒化物，炭酸化物，炭窒酸化物及びこれらの相互固溶体
の中の少なくとも１種のＢ−１型結晶構造の相とでなる
硬質相と不可避不純物とからなる超硬合金の表面に単層
又は多層の被覆層を形成してなる被覆超硬合金であっ
て、該超硬合金は、遊離炭素を含有している芯部と、該
芯部を包囲して遊離炭素を含有していない周辺部とから
なり、しかも該超硬合金の表面から少なくとも５μｍま
での内部の表面層は、該Ｂ−１型結晶構造の硬質相が該
芯部に比べて相対的に減少してなるＢ−１型結晶構造の
相の貧化層と、かつ該結合相が該芯部に比べて相対的に
増加してなる結合相富化層とが存在していることを特徴
とする合金である。
はNiを主成分とする結合相３〜25重量％と、残り炭化タ
ングステンの相と周期律表4a,5a,6a族金属の炭化物，炭
窒化物，炭酸化物，炭窒酸化物及びこれらの相互固溶体
の中の少なくとも１種のＢ−１型結晶構造の相とでなる
硬質相と不可避不純物とからなる超硬合金の表面に単層
又は多層の被覆層を形成してなる被覆超硬合金であっ
て、該超硬合金は、遊離炭素を含有している芯部と、該
芯部を包囲して遊離炭素を含有していない周辺部とから
なり、しかも該超硬合金の表面から少なくとも５μｍま
での内部の表面層は、該Ｂ−１型結晶構造の硬質相が該
芯部に比べて相対的に減少してなるＢ−１型結晶構造の
相の貧化層と、かつ該結合相が該芯部に比べて相対的に
増加してなる結合相富化層とが存在していることを特徴
とする合金である。
本発明の高靭性被覆超硬合金における超硬合金中の結合
相は、Co及び／又はNiを主成分として、硬質相成分の一
部及び不可避不純物が固溶したものである。この内、不
可避不純物としては、出発物質中に含有している。例え
ばAl,Ca,Siなどがあり、出発物質の混合粉砕工程中に混
入してくる、例えばFe,Mnなどがある。また、超硬合金
中の硬質相は、炭化タングステンの相とＢ−１型結晶構
造の相とからなり、この内、Ｂ−１型結晶構造の相は、
具体的には、例えば（Ti,W）C,（Ti,Ta）C,（Ti,Ta,W）
C,（Ti,Ta,Nb,W）C,（Ti,W）（C,N），（Ti,Ta）（C,
N），（Ti,Ta,W）（C,N），（Ti,Ta,Nb,W）（C,N），
（Ti,W）（C,O），（Ti,Ta）（C,O），（Ti,Ta,W）（C,
O），（Ti,Ta,Nb,W）（C,O），（Ti,W）（C,N,O），（T
i,Ta）（C,N,O），（Ti,Ta,W）（C,N,O），（Ti,Ta,Nb,
W）（C,N,O）を挙げることができる。このような組成成
分でなる超硬合金は、遊離炭素を含有している芯部と、
この芯部を包囲して遊離炭素を含有していない周辺部と
からなり、特に周辺部が超硬合金の表面から内部に向っ
て50〜400μｍの深さでなるときには、高送り領域にお
ける切削工具としての圧縮強度を保持することができる
ことから好ましいことである。また、この超硬合金は、
その表面から少なくとも５μｍまでの内部の表面層に
は、Ｂ−１型結晶構造の相の貧化層と、結合相の富化層
とが存在しており、このときの貧化層は、10〜50μｍの
深さであることが特に好ましいことである。また、結合
相の富化層は、亀裂の進展を初期に抑止するという意図
から、超硬合金の表面で最大の結合相濃度となることが
好ましく、内部に向って減少し、表面から10μｍの所で
最小の濃度となってから内部値まで増加することは、耐
塑性変形性の向上にさらに有利となるものである。
相は、Co及び／又はNiを主成分として、硬質相成分の一
部及び不可避不純物が固溶したものである。この内、不
可避不純物としては、出発物質中に含有している。例え
ばAl,Ca,Siなどがあり、出発物質の混合粉砕工程中に混
入してくる、例えばFe,Mnなどがある。また、超硬合金
中の硬質相は、炭化タングステンの相とＢ−１型結晶構
造の相とからなり、この内、Ｂ−１型結晶構造の相は、
具体的には、例えば（Ti,W）C,（Ti,Ta）C,（Ti,Ta,W）
C,（Ti,Ta,Nb,W）C,（Ti,W）（C,N），（Ti,Ta）（C,
N），（Ti,Ta,W）（C,N），（Ti,Ta,Nb,W）（C,N），
（Ti,W）（C,O），（Ti,Ta）（C,O），（Ti,Ta,W）（C,
O），（Ti,Ta,Nb,W）（C,O），（Ti,W）（C,N,O），（T
i,Ta）（C,N,O），（Ti,Ta,W）（C,N,O），（Ti,Ta,Nb,
W）（C,N,O）を挙げることができる。このような組成成
分でなる超硬合金は、遊離炭素を含有している芯部と、
この芯部を包囲して遊離炭素を含有していない周辺部と
からなり、特に周辺部が超硬合金の表面から内部に向っ
て50〜400μｍの深さでなるときには、高送り領域にお
ける切削工具としての圧縮強度を保持することができる
ことから好ましいことである。また、この超硬合金は、
その表面から少なくとも５μｍまでの内部の表面層に
は、Ｂ−１型結晶構造の相の貧化層と、結合相の富化層
とが存在しており、このときの貧化層は、10〜50μｍの
深さであることが特に好ましいことである。また、結合
相の富化層は、亀裂の進展を初期に抑止するという意図
から、超硬合金の表面で最大の結合相濃度となることが
好ましく、内部に向って減少し、表面から10μｍの所で
最小の濃度となってから内部値まで増加することは、耐
塑性変形性の向上にさらに有利となるものである。
この超硬合金の表面部における構成を大別して、さらに
詳述すると、貧化層が最も浅く、次に富化層で、周辺
部が最も深くなっている場合、貧化層と富化層が殆ん
ど同深さで、これよりも周辺部が深くなっている場合、
貧化層が浅く、これよりも富化層と周辺部が共に深
く、かつ富化層と周辺部が殆んど同深さでなる場合、
貧化層と富化層と周辺部が殆んど同深さでなる場合、
貧化層が最も浅く、次に周辺部で、富化層が最も深い場
合が好ましい構成であり、これらは用途により使い分け
ることが好ましく、特に切削工具としての使用領域を広
げるには、，，の構成にすることが好ましいこと
である。
詳述すると、貧化層が最も浅く、次に富化層で、周辺
部が最も深くなっている場合、貧化層と富化層が殆ん
ど同深さで、これよりも周辺部が深くなっている場合、
貧化層が浅く、これよりも富化層と周辺部が共に深
く、かつ富化層と周辺部が殆んど同深さでなる場合、
貧化層と富化層と周辺部が殆んど同深さでなる場合、
貧化層が最も浅く、次に周辺部で、富化層が最も深い場
合が好ましい構成であり、これらは用途により使い分け
ることが好ましく、特に切削工具としての使用領域を広
げるには、，，の構成にすることが好ましいこと
である。
この超硬合金の結合相量が3wt％未満になると、相対的
に硬質相量が97wt％を超えて多くなることから貧化相及
び富化相の存在する超硬合金ではあるが顕著な強度低下
となること、逆に結合相量が25wt％を超えて多くなる
と、相対的に硬質相量が75wt％未満となり、被覆層の消
滅後における超硬合金の摩耗が激しく寿命低下となる。
このために超硬合金の結合相量を３〜25wt％と定めたも
のである。
に硬質相量が97wt％を超えて多くなることから貧化相及
び富化相の存在する超硬合金ではあるが顕著な強度低下
となること、逆に結合相量が25wt％を超えて多くなる
と、相対的に硬質相量が75wt％未満となり、被覆層の消
滅後における超硬合金の摩耗が激しく寿命低下となる。
このために超硬合金の結合相量を３〜25wt％と定めたも
のである。
このような超硬合金の表面に形成させる被覆層は、具体
的には、例えば、周期律表4a,5a,6a族金属の炭化物，窒
化物，炭酸化物，窒酸化物,Alの酸化物，窒化物,Siの炭
化物，窒化物及びこれらの相互固溶体を挙げることがで
きる。これらの内、炭化チタン，窒化チタン，炭窒化チ
タン，酸化アルミニウムの被覆層を組合わせた複層にす
ると、鋼や鋳物用切削工具としてすぐれることから好ま
しく、特に超硬合金の表面から被覆層の表面に向って、
炭化チタン層，窒化チタン層，炭化チタン層，炭窒化チ
タン層，酸化アルミニウム層，窒化チタン層の順に形成
した複層の場合は一層好ましいことである。この被覆層
の最適厚さは、用途及び工具形状により異なり、切削工
具として用いる場合には被覆層の全厚を１〜15μｍ、特
に複層にする場合には５〜15μｍ、単層にする場合には
１〜10μｍ程度が好ましいことである。
的には、例えば、周期律表4a,5a,6a族金属の炭化物，窒
化物，炭酸化物，窒酸化物,Alの酸化物，窒化物,Siの炭
化物，窒化物及びこれらの相互固溶体を挙げることがで
きる。これらの内、炭化チタン，窒化チタン，炭窒化チ
タン，酸化アルミニウムの被覆層を組合わせた複層にす
ると、鋼や鋳物用切削工具としてすぐれることから好ま
しく、特に超硬合金の表面から被覆層の表面に向って、
炭化チタン層，窒化チタン層，炭化チタン層，炭窒化チ
タン層，酸化アルミニウム層，窒化チタン層の順に形成
した複層の場合は一層好ましいことである。この被覆層
の最適厚さは、用途及び工具形状により異なり、切削工
具として用いる場合には被覆層の全厚を１〜15μｍ、特
に複層にする場合には５〜15μｍ、単層にする場合には
１〜10μｍ程度が好ましいことである。
本発明の高靭性被覆超硬合金を作製する場合は、数種類
の方法があるけれども、次の方法で行うと超硬合金の表
面部における制御が容易で、バラツキも少なく好ましい
ことである。
の方法があるけれども、次の方法で行うと超硬合金の表
面部における制御が容易で、バラツキも少なく好ましい
ことである。
すなわち、本発明の高靭性被覆超硬合金の製造方法は、
Co及び／又はNiを主成分とする結合相３〜25重量％と、
残り炭化タングステンの相と周期律表4a,5a,6a族金属の
炭化物，炭窒化物，炭酸化物，炭窒酸化物及びこれらの
相互固溶体の中の少なくとも１種のＢ−１型結晶構造の
相とでなる硬質相と不可避不純物とからなる超硬合金の
表面に単層又は多層の被覆層を形成してなる被覆超硬合
金を製造する方法であって、該超硬合金を反応容器内に
設置した後、該反応容器内を浸炭性雰囲気にして加熱す
る第１工程と、該反応容器内を脱炭性雰囲気に切換えた
状態で冷却し、該冷却時に10℃／分以下の速度で徐冷し
ながら該結合相の固液共存温度域を通過させる第２工程
とにより処理し、引続いて物理蒸着法又は化学蒸着法で
もって該被覆層を形成する第３工程とを経て、該超硬合
金が遊離炭素を含有していない周辺部と該周辺部を除い
た内部の遊離炭素を含有している芯部とからなり、該超
硬合金の表面から少なくとも５μｍまでの内部の表面層
における該Ｂ−１型結晶構造の硬質相が該表面層を除い
た内部に比べて相対的に減少してなるＢ−１型結晶構造
の相の貧化層と、該結合相が該表面層を除いた内部に比
べて相対的に増加してなる結合相の富化層とを存在させ
ることを特徴とする方法である。
Co及び／又はNiを主成分とする結合相３〜25重量％と、
残り炭化タングステンの相と周期律表4a,5a,6a族金属の
炭化物，炭窒化物，炭酸化物，炭窒酸化物及びこれらの
相互固溶体の中の少なくとも１種のＢ−１型結晶構造の
相とでなる硬質相と不可避不純物とからなる超硬合金の
表面に単層又は多層の被覆層を形成してなる被覆超硬合
金を製造する方法であって、該超硬合金を反応容器内に
設置した後、該反応容器内を浸炭性雰囲気にして加熱す
る第１工程と、該反応容器内を脱炭性雰囲気に切換えた
状態で冷却し、該冷却時に10℃／分以下の速度で徐冷し
ながら該結合相の固液共存温度域を通過させる第２工程
とにより処理し、引続いて物理蒸着法又は化学蒸着法で
もって該被覆層を形成する第３工程とを経て、該超硬合
金が遊離炭素を含有していない周辺部と該周辺部を除い
た内部の遊離炭素を含有している芯部とからなり、該超
硬合金の表面から少なくとも５μｍまでの内部の表面層
における該Ｂ−１型結晶構造の硬質相が該表面層を除い
た内部に比べて相対的に減少してなるＢ−１型結晶構造
の相の貧化層と、該結合相が該表面層を除いた内部に比
べて相対的に増加してなる結合相の富化層とを存在させ
ることを特徴とする方法である。
本発明の高靭性被覆超硬合金の製造方法における超硬合
金の処理工程である第１工程は、例えばCH4のような炭
化水素ガスとH2ガス又は必要に応じて不活性ガスの混在
してなる混合ガスによる浸炭性雰囲気中で1200℃〜1500
0℃に加熱すればよく、この第１工程で浸炭した超硬合
金の表面部を、次に第２工程で脱炭させるのであり、こ
れは一定温度下でも行うことも可能であるが、むしろ結
合相の固液共存温度域を通過しながら徐冷すると表面層
の制御が容易になる。この徐冷中の雰囲気は、真空にお
いても脱炭作用があるが、例えばCO2＋H2,H2O＋H2など
の脱炭性雰囲気にすれば顕著に表面層の制御が可能であ
る。また、この第１工程及び第２工程による超硬合金
は、超硬合金の出発物質中に微量のＮの含有した物質を
用いるか、又は第１工程の前の焼結過程において、超硬
合金を窒化処理して微量のＮを超硬合金中に含有してお
くと、一層表面層が容易に形成されるので好ましいこと
である。ここで記載している固液共存温度域とは、例え
ば、第１図に示すにgurlandによるWC−Co断面図の（WC
＋γ＋Ｌ）域における斜線で示した温度域のことを示も
のである。なお、上記第１及び第２工程は、超硬合金を
通常の焼結後、一度焼結炉から取り出して研摩などした
後に再び加熱して行うことができるが、焼結後、同一炉
内で連続して行うことも可能である。
金の処理工程である第１工程は、例えばCH4のような炭
化水素ガスとH2ガス又は必要に応じて不活性ガスの混在
してなる混合ガスによる浸炭性雰囲気中で1200℃〜1500
0℃に加熱すればよく、この第１工程で浸炭した超硬合
金の表面部を、次に第２工程で脱炭させるのであり、こ
れは一定温度下でも行うことも可能であるが、むしろ結
合相の固液共存温度域を通過しながら徐冷すると表面層
の制御が容易になる。この徐冷中の雰囲気は、真空にお
いても脱炭作用があるが、例えばCO2＋H2,H2O＋H2など
の脱炭性雰囲気にすれば顕著に表面層の制御が可能であ
る。また、この第１工程及び第２工程による超硬合金
は、超硬合金の出発物質中に微量のＮの含有した物質を
用いるか、又は第１工程の前の焼結過程において、超硬
合金を窒化処理して微量のＮを超硬合金中に含有してお
くと、一層表面層が容易に形成されるので好ましいこと
である。ここで記載している固液共存温度域とは、例え
ば、第１図に示すにgurlandによるWC−Co断面図の（WC
＋γ＋Ｌ）域における斜線で示した温度域のことを示も
のである。なお、上記第１及び第２工程は、超硬合金を
通常の焼結後、一度焼結炉から取り出して研摩などした
後に再び加熱して行うことができるが、焼結後、同一炉
内で連続して行うことも可能である。
この第１工程及び第２工程の処理に引続いて物理蒸着法
又は化学蒸着法でもって被覆層を形成する第３工程は、
従来の方法を適用することにより行うことができるもの
である。
又は化学蒸着法でもって被覆層を形成する第３工程は、
従来の方法を適用することにより行うことができるもの
である。
（作用） 本発明の高靭性被覆超硬合金は、超硬合金の表面層が脆
性な被覆層に発生した微小クラックを超硬合金の内部に
進展するのを抑制する作用をし、また、仮にクラックが
表面層及び周辺部を進展して超硬合金の芯部に達したと
しても、この芯部がクラックのエネルギーを吸収し合金
全体の破損を防止するという作用をし、超硬合金の周辺
部が圧縮強度を高める作用をし、これらの影響でもって
耐摩耗性，耐溶着性などにすぐれた被覆層の効果を充分
に発揮でき、また、これら全体の結果として耐チッピン
グ性，耐欠損性，耐破損性及び耐塑性変形性が著しくす
ぐれるものである。
性な被覆層に発生した微小クラックを超硬合金の内部に
進展するのを抑制する作用をし、また、仮にクラックが
表面層及び周辺部を進展して超硬合金の芯部に達したと
しても、この芯部がクラックのエネルギーを吸収し合金
全体の破損を防止するという作用をし、超硬合金の周辺
部が圧縮強度を高める作用をし、これらの影響でもって
耐摩耗性，耐溶着性などにすぐれた被覆層の効果を充分
に発揮でき、また、これら全体の結果として耐チッピン
グ性，耐欠損性，耐破損性及び耐塑性変形性が著しくす
ぐれるものである。
本発明の高靭性被覆超硬合金の製造方法は、第１工程と
第２工程との組合わせが超硬合金の周辺部と表面層との
構成の制御を容易にするという作用をしているものであ
る。
第２工程との組合わせが超硬合金の周辺部と表面層との
構成の制御を容易にするという作用をしているものであ
る。
（実施例） 実施例１ 市販の各種粉末（粒径0.7〜3.0μｍ）を、WC−３％TiC
−0.5％TiN−６％TaC−６％Co（重量％）組成に配合
し、常法の製法に従い、1450℃,1hrの真空焼結により、
JIS規格のTNMN160408形状の焼結体を複数個得た。この
ときの断面組織観察によると、表面から内部まで遊離炭
素は認められなかった。そして、これらの焼結体を３つ
のグループに分けて、まず第１のグループは、反応容器
中で1350℃で30分間,CH4＋H2混合気流中で浸炭した後、
雰囲気をCO2＋H2ガスに切り替えて1200℃まで５℃／分
の速度で徐冷した。そしてその後室温まで真空中で冷却
した。この試料の断面組織は、表面から150μｍまでは
遊離炭素がみられず、それより内部は遊離炭素が出現し
ていた。そして表面部には、表面から20μｍの深さまで
Ｂ−１型結晶構造の相がみられないWC−Co合金層となっ
ており、かつ表面から35μｍの深さまで結合相が富化
し、40μｍの位置で結合相量が内部より少ない最小値と
なった後、内部に向って内部値まで増加しているのが認
められた。さらに第２のグループは、第１のグループと
同じ熱サイクルのうち、第１の工程中で浸炭ガスを用い
ず、真空中で1350℃で30分間保持したのち、CO2＋H2雰
囲気で1200℃まで５℃／分の速度で徐冷した。そしてそ
の後室温まで真空中で冷却した。このときの断面組織
は、表面から20μｍの深さまでＢ−１型結晶構造の相が
みられない領域が認められ、また表面から45μｍの深さ
まで結合相が富化しているのが認められたが、遊離炭素
は表面から内部まで全く認められないものであった。残
る第３のグループはすべて真空中で同一の熱履歴を与え
た。このときの断面組織は、表面から20μｍの深さまで
Ｂ−１型結晶構造の相がみられない領域が存在するのみ
であった。そして以上の全試料を化学蒸着法により、２
μm TiC,1μm TiN,2μm TiCN,1μm Al2O3,0.5μm TiNを
順次被覆して被覆合金を得た（第１のグループ，本発明
試料A;第２のグループ，比較試料B;第３のグループ，比
較試料Ｃ）。
−0.5％TiN−６％TaC−６％Co（重量％）組成に配合
し、常法の製法に従い、1450℃,1hrの真空焼結により、
JIS規格のTNMN160408形状の焼結体を複数個得た。この
ときの断面組織観察によると、表面から内部まで遊離炭
素は認められなかった。そして、これらの焼結体を３つ
のグループに分けて、まず第１のグループは、反応容器
中で1350℃で30分間,CH4＋H2混合気流中で浸炭した後、
雰囲気をCO2＋H2ガスに切り替えて1200℃まで５℃／分
の速度で徐冷した。そしてその後室温まで真空中で冷却
した。この試料の断面組織は、表面から150μｍまでは
遊離炭素がみられず、それより内部は遊離炭素が出現し
ていた。そして表面部には、表面から20μｍの深さまで
Ｂ−１型結晶構造の相がみられないWC−Co合金層となっ
ており、かつ表面から35μｍの深さまで結合相が富化
し、40μｍの位置で結合相量が内部より少ない最小値と
なった後、内部に向って内部値まで増加しているのが認
められた。さらに第２のグループは、第１のグループと
同じ熱サイクルのうち、第１の工程中で浸炭ガスを用い
ず、真空中で1350℃で30分間保持したのち、CO2＋H2雰
囲気で1200℃まで５℃／分の速度で徐冷した。そしてそ
の後室温まで真空中で冷却した。このときの断面組織
は、表面から20μｍの深さまでＢ−１型結晶構造の相が
みられない領域が認められ、また表面から45μｍの深さ
まで結合相が富化しているのが認められたが、遊離炭素
は表面から内部まで全く認められないものであった。残
る第３のグループはすべて真空中で同一の熱履歴を与え
た。このときの断面組織は、表面から20μｍの深さまで
Ｂ−１型結晶構造の相がみられない領域が存在するのみ
であった。そして以上の全試料を化学蒸着法により、２
μm TiC,1μm TiN,2μm TiCN,1μm Al2O3,0.5μm TiNを
順次被覆して被覆合金を得た（第１のグループ，本発明
試料A;第２のグループ，比較試料B;第３のグループ，比
較試料Ｃ）。
上記の各試料について、被削材として、円筒形の外周部
に、長手方向に等間隔で平行な４本の溝のあるS48C（HB
250）を用い、切削速度 150m/min,切込み量1.5mm一定の
下で外周旋削を行ない、送り量を0.1mm/revからはじめ
て0.05mm/rev刻みで上げていく（各送りで4000回の衝撃
をクリアしたら次の送りへ移る）方法で、試料が欠損す
るときの送り量によって耐欠損性を評価した。その結
果、各試料10回ずつの平均で、本発明試料Ａが0.45mm/r
evまで切削可能であったのに対し、比較試料Ｂは0.30mm
/rev,同Ｃは0.20mm/revでそれぞれ欠損した。
に、長手方向に等間隔で平行な４本の溝のあるS48C（HB
250）を用い、切削速度 150m/min,切込み量1.5mm一定の
下で外周旋削を行ない、送り量を0.1mm/revからはじめ
て0.05mm/rev刻みで上げていく（各送りで4000回の衝撃
をクリアしたら次の送りへ移る）方法で、試料が欠損す
るときの送り量によって耐欠損性を評価した。その結
果、各試料10回ずつの平均で、本発明試料Ａが0.45mm/r
evまで切削可能であったのに対し、比較試料Ｂは0.30mm
/rev,同Ｃは0.20mm/revでそれぞれ欠損した。
実施例２ 市販の各種粉末（粒径0.9〜2.5μｍ）を用い、WC−４％
TiC−５％TaC−２％NbC−５％Co−２％Ni（重量％）に
配合・混合し、プレス成形により、JIS規格のSNMN12408
形状の成形体を得た。これらを３つのグループに分け
て、第１のグループは、焼結時の昇温途中,1100℃で20
分間,20TorrのN2雰囲気中で窒化処理した後,1420℃で1h
r真空焼結した。そして焼結後、同一炉内で1310℃で20
分間,CH4＋H2雰囲気で浸炭した後、引き続き雰囲気をH2
O＋H2として、３℃／分で1200℃まで徐冷し、その後真
空中で室温まで炉冷した。このときの合金の断面組織
は、表面から180μｍまでは遊離炭素がみられず、それ
より内部は遊離炭素が出現していた。また表面から32μ
ｍの深さまではＢ−１型結晶構造の相が内部よりも極端
に減じており、さらに表面から45μｍまでは結合相が内
部より富化していた。第２のグループは、第１のグルー
プの工程中，窒素処理を行わずに真空焼結した後、後工
程は全く同じ条件で処理した。このときの断面組織は、
表面から200μｍまでは遊離炭素がみられず、より内部
は遊離炭素が出現していた。また表面から48μｍまでは
結合相の富化領域がみられたが、Ｂ−１型結晶構造の相
の量は表面から内部まで変化なかった。さらに第３のグ
ループは，窒化処理，浸炭処理，徐冷処理を行なわず，
真空焼結の後直ちに炉冷した。このときの断面組織は、
表面から内部にわたって遊離炭素は全くなく、また表面
部でのＢ−１型結晶構造の相の量および結合相の量につ
いても変化は認められなかった。そしてこれら全試料に
ついて、ホローカソード装置を用いた物理蒸着法によ
り、TiNを２μｍ被覆して被覆合金を得た（第１のグル
ープ，本発明試料D;第２のグループ，比較試料E;第の３
グループ，比較試料Ｆ）。
TiC−５％TaC−２％NbC−５％Co−２％Ni（重量％）に
配合・混合し、プレス成形により、JIS規格のSNMN12408
形状の成形体を得た。これらを３つのグループに分け
て、第１のグループは、焼結時の昇温途中,1100℃で20
分間,20TorrのN2雰囲気中で窒化処理した後,1420℃で1h
r真空焼結した。そして焼結後、同一炉内で1310℃で20
分間,CH4＋H2雰囲気で浸炭した後、引き続き雰囲気をH2
O＋H2として、３℃／分で1200℃まで徐冷し、その後真
空中で室温まで炉冷した。このときの合金の断面組織
は、表面から180μｍまでは遊離炭素がみられず、それ
より内部は遊離炭素が出現していた。また表面から32μ
ｍの深さまではＢ−１型結晶構造の相が内部よりも極端
に減じており、さらに表面から45μｍまでは結合相が内
部より富化していた。第２のグループは、第１のグルー
プの工程中，窒素処理を行わずに真空焼結した後、後工
程は全く同じ条件で処理した。このときの断面組織は、
表面から200μｍまでは遊離炭素がみられず、より内部
は遊離炭素が出現していた。また表面から48μｍまでは
結合相の富化領域がみられたが、Ｂ−１型結晶構造の相
の量は表面から内部まで変化なかった。さらに第３のグ
ループは，窒化処理，浸炭処理，徐冷処理を行なわず，
真空焼結の後直ちに炉冷した。このときの断面組織は、
表面から内部にわたって遊離炭素は全くなく、また表面
部でのＢ−１型結晶構造の相の量および結合相の量につ
いても変化は認められなかった。そしてこれら全試料に
ついて、ホローカソード装置を用いた物理蒸着法によ
り、TiNを２μｍ被覆して被覆合金を得た（第１のグル
ープ，本発明試料D;第２のグループ，比較試料E;第の３
グループ，比較試料Ｆ）。
上記の各試料について、切削面形状が150mm×80mmのFCD
60（HB270）のブロックを，切削速度 160m/min,切込み
量2.0mm,送り量0.4mm/刃，乾式，一枚刃の条件で正面フ
ライス切削を行なったところ本発明試料Ｄは、20パス切
削して逃面摩耗量が0.25mmであったのに対し、比較試料
Ｅは16パスで欠損，同Ｆは７パスで欠損した。
60（HB270）のブロックを，切削速度 160m/min,切込み
量2.0mm,送り量0.4mm/刃，乾式，一枚刃の条件で正面フ
ライス切削を行なったところ本発明試料Ｄは、20パス切
削して逃面摩耗量が0.25mmであったのに対し、比較試料
Ｅは16パスで欠損，同Ｆは７パスで欠損した。
（発明の効果） 以上の結果から、本発明の高靭性被覆超硬合金は、従来
のような表面層の構成でなる超硬合金に被覆層を形成し
てなる被覆超硬合金に比べて、送りの大きさにおいて、
約1.5〜2.25倍も高めさせうること、耐摩耗性におい
て、約1.25倍も向上させうること、従来の表面層の存在
しない超硬合金に被覆層を形成してなる被覆超硬合金に
比べて、耐欠損性において、約2.86倍も向上させうるこ
とができるという著しくすぐれた効果がある。また、本
発明の高靭性被覆超硬合金の製造方法は、芯部と周辺部
との制御並びに表面層の制御が容易であるという効果が
ある。
のような表面層の構成でなる超硬合金に被覆層を形成し
てなる被覆超硬合金に比べて、送りの大きさにおいて、
約1.5〜2.25倍も高めさせうること、耐摩耗性におい
て、約1.25倍も向上させうること、従来の表面層の存在
しない超硬合金に被覆層を形成してなる被覆超硬合金に
比べて、耐欠損性において、約2.86倍も向上させうるこ
とができるという著しくすぐれた効果がある。また、本
発明の高靭性被覆超硬合金の製造方法は、芯部と周辺部
との制御並びに表面層の制御が容易であるという効果が
ある。
第１図は、WC−16wt％Co組成における断面相図である。
第１図中、WCは炭化タングステン，γはCo相，ηはW3Co
3Cの相,Cはカーボンを示し、斜線を施した部分は、結合
相の固液共存温度領域を示す。
第１図中、WCは炭化タングステン，γはCo相，ηはW3Co
3Cの相,Cはカーボンを示し、斜線を施した部分は、結合
相の固液共存温度領域を示す。
Claims (4)
- 【請求項１】Co及び／又はNiを主成分とする結合相３〜
25重量％と、残り炭化タングステンの相と周期律表4a,5
a,6a族金属の炭化物，炭窒化物，炭酸化物，炭窒酸化物
及びこれらの相互固溶体の中の少なくとも１種のＢ−１
型結晶構造の相とでなる硬質相と不可避不純物とからな
る超硬合金の表面に単層又は多層の被覆層を形成してな
る被覆超硬合金において、該超硬合金は、遊離炭素を含
有している芯部と、該芯部を包囲して遊離炭素を含有し
ていない周辺部とからなり、しかも該超硬合金の表面か
ら少なくとも５μｍまでの内部の表面層は、該Ｂ−１型
結晶構造の硬質相が該芯部に比べて相対的に減少してな
るＢ−１型結晶構造の相の貧化層と、かつ該結合相が該
芯部に比べて相対的に増加してなる結合相の富化層とが
存在していることを特徴とする高靭性被覆超硬合金。 - 【請求項２】上記周辺部は、上記超硬合金の表面から内
部に向って50〜400μｍの深さであることを特徴とする
特許請求の範囲第１項記載の高靭性被覆超硬合金。 - 【請求項３】上記該Ｂ−１型結晶構造の相の貧化層は、
上記超硬合金の表面から内部に向って10〜50μｍの深さ
であることを特徴とする特許請求の範囲第１項又は第２
項記載の高靭性被覆超硬合金。 - 【請求項４】上記結合相の富化層は、上記超硬合金の表
面で最大値の結合相濃度となった後、該超硬合金の表面
から少なくとも５μｍまでは内部に向って減少し、該超
硬合金の表面から少なくとも10μｍの所で最小値の結合
相濃度となってから再び増加して内部の平均的結合相濃
度となることを特徴とする特許請求の範囲第１項，第２
項又は第３項記載の高靭性被覆超硬合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1337657A JPH0784643B2 (ja) | 1989-12-26 | 1989-12-26 | 高靭性被覆超硬合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1337657A JPH0784643B2 (ja) | 1989-12-26 | 1989-12-26 | 高靭性被覆超硬合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03197664A JPH03197664A (ja) | 1991-08-29 |
| JPH0784643B2 true JPH0784643B2 (ja) | 1995-09-13 |
Family
ID=18310719
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1337657A Expired - Lifetime JPH0784643B2 (ja) | 1989-12-26 | 1989-12-26 | 高靭性被覆超硬合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0784643B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP4198160A4 (en) * | 2021-07-02 | 2024-08-14 | Zhuzhou Cemented Carbide Group Co Ltd | FUNCTIONAL GRADIENT CEMENTED CARBIDE, ITS PREPARATION METHOD AND ITS USE |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5978671B2 (ja) * | 2012-03-15 | 2016-08-24 | 住友電気工業株式会社 | 刃先交換型切削チップ |
Family Cites Families (2)
| 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 |
| JP2556086B2 (ja) * | 1988-03-07 | 1996-11-20 | 三菱マテリアル株式会社 | Ａ▲ｌ▼およびＡ▲ｌ▼合金切削用ブレ−カ−付表面被覆切削チップ |
-
1989
- 1989-12-26 JP JP1337657A patent/JPH0784643B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP4198160A4 (en) * | 2021-07-02 | 2024-08-14 | Zhuzhou Cemented Carbide Group Co Ltd | FUNCTIONAL GRADIENT CEMENTED CARBIDE, ITS PREPARATION METHOD AND ITS USE |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH03197664A (ja) | 1991-08-29 |
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