JPH10237650A - Ｗｃ基超硬合金およびその製造方法 - Google Patents
Ｗｃ基超硬合金およびその製造方法Info
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- JPH10237650A JPH10237650A JP9039134A JP3913497A JPH10237650A JP H10237650 A JPH10237650 A JP H10237650A JP 9039134 A JP9039134 A JP 9039134A JP 3913497 A JP3913497 A JP 3913497A JP H10237650 A JPH10237650 A JP H10237650A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 切削用工具材料としてコーティング工具の代
用に最適なＷＣ基超硬合金及びその製造方法に関するも
のである。 【解決手段】 ＷとＴｉを必須成分としＭｏ，Ｖ，Ｎ
ｂ，Ｔａ，Ｚｒ及び，Ｈｆの少なくとも１種とＮ（窒
素）とＣ（炭素）とを含有してなる炭化物、窒化物、炭
窒化物の硬質相を７５〜９５重量％と残部が鉄族金属を
主成分とする結合相と不可避的不純物で構成される焼結
合金において、該焼結合金中のＷの含有量がＷＣに換算
して６０〜９０重量％、Ｔｉの含有量がＴｉＮ，又はＴ
ｉＮとＴｉＣに換算して３〜３０重量％、Ｍｏ，Ｖ，Ｎ
ｂ，Ｔａ，Ｚｒ及びＨｆの合計含有量がＭｏ2 Ｃ，Ｖ
Ｃ，ＮｂＣ，ＴａＣ，ＺｒＣ，ＨｆＣに換算し０．５〜
１０重量％であり、表面に５〜１５μｍ厚みの炭窒化物
層が存在し、該層は合金に含有される硬質相金属成分の
すべてとＮとＣからなる相互固溶体であり、かつ表面粗
さがＲａで１．５μｍ以下であることを特徴とするＷＣ
基超硬合金。
用に最適なＷＣ基超硬合金及びその製造方法に関するも
のである。 【解決手段】 ＷとＴｉを必須成分としＭｏ，Ｖ，Ｎ
ｂ，Ｔａ，Ｚｒ及び，Ｈｆの少なくとも１種とＮ（窒
素）とＣ（炭素）とを含有してなる炭化物、窒化物、炭
窒化物の硬質相を７５〜９５重量％と残部が鉄族金属を
主成分とする結合相と不可避的不純物で構成される焼結
合金において、該焼結合金中のＷの含有量がＷＣに換算
して６０〜９０重量％、Ｔｉの含有量がＴｉＮ，又はＴ
ｉＮとＴｉＣに換算して３〜３０重量％、Ｍｏ，Ｖ，Ｎ
ｂ，Ｔａ，Ｚｒ及びＨｆの合計含有量がＭｏ2 Ｃ，Ｖ
Ｃ，ＮｂＣ，ＴａＣ，ＺｒＣ，ＨｆＣに換算し０．５〜
１０重量％であり、表面に５〜１５μｍ厚みの炭窒化物
層が存在し、該層は合金に含有される硬質相金属成分の
すべてとＮとＣからなる相互固溶体であり、かつ表面粗
さがＲａで１．５μｍ以下であることを特徴とするＷＣ
基超硬合金。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、例えば旋削工具、
フライス工具、ドリル、エンドミルなどの切削用工具、
又は金型、鍛造用パンチなど耐摩耗用工具として適して
いる。中でも切削用工具材料としてコーティング工具の
代用に最適なＷＣ基超硬合金及びその製造方法に関する
ものである。
フライス工具、ドリル、エンドミルなどの切削用工具、
又は金型、鍛造用パンチなど耐摩耗用工具として適して
いる。中でも切削用工具材料としてコーティング工具の
代用に最適なＷＣ基超硬合金及びその製造方法に関する
ものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、切削工具は超硬合金工具とサーメ
ット工具の２種類あったが、超硬工具は靱性に優れるが
耐摩耗性に劣り、サーメット工具は耐摩耗性には優れる
が靱性に劣るという一長一短があった。そこで超硬合金
にＴｉＣ，ＴｉＣＮ，Ａｌ2 Ｏ 3 などのセラミックスを
被覆し、靱性と耐摩耗性を両立させたコーティング工具
の登場により切削工具の性能は飛躍的に向上した。例え
ば、ＷＣ基超硬合金の表面にＴｉＣ及び／又はＴｉＮ及
びＡｌ2 Ｏ3 を被覆してなり、基体表面部にＣｏリッチ
層を内層とする窒化層を形成した表面被覆超硬合金（特
開昭６１−１１０７７１号公報）、ＣＶＤ法によりＴｉ
Ｃ、Ａｌ2Ｏ3 などの被覆層を被覆してなり、被覆層直
下に０．５〜５μｍの炭窒化物層が存在しその直下に結
合相富化領域が５〜１００μｍの厚さで存在する被覆超
硬合金（特開平５−１７１４４２号公報）等が提案され
ている。しかしながら超硬合金にこれらセラミックスを
被覆するには化学蒸着法（ＣＶＤ）も物理蒸着法（ＰＶ
Ｄ）という工程が必要となり、製造コストが高くなるの
が欠点である。又、ＣＶＤやＰＶＤで被覆されたセラミ
ックス膜は超硬合金との密着度が十分であるとは言え
ず、コーティング工具の寿命はセラミックス膜の剥離が
原因であるという問題がある。このようなコーティング
工具の密着度の問題に対し種々改善提案がなされてお
り、代表的なものに特開平７−１２６８３３公報や特開
平７−１８８９０１公報がある。しかしながらこれらの
提案は製造コストの低減には結びついていない。
ット工具の２種類あったが、超硬工具は靱性に優れるが
耐摩耗性に劣り、サーメット工具は耐摩耗性には優れる
が靱性に劣るという一長一短があった。そこで超硬合金
にＴｉＣ，ＴｉＣＮ，Ａｌ2 Ｏ 3 などのセラミックスを
被覆し、靱性と耐摩耗性を両立させたコーティング工具
の登場により切削工具の性能は飛躍的に向上した。例え
ば、ＷＣ基超硬合金の表面にＴｉＣ及び／又はＴｉＮ及
びＡｌ2 Ｏ3 を被覆してなり、基体表面部にＣｏリッチ
層を内層とする窒化層を形成した表面被覆超硬合金（特
開昭６１−１１０７７１号公報）、ＣＶＤ法によりＴｉ
Ｃ、Ａｌ2Ｏ3 などの被覆層を被覆してなり、被覆層直
下に０．５〜５μｍの炭窒化物層が存在しその直下に結
合相富化領域が５〜１００μｍの厚さで存在する被覆超
硬合金（特開平５−１７１４４２号公報）等が提案され
ている。しかしながら超硬合金にこれらセラミックスを
被覆するには化学蒸着法（ＣＶＤ）も物理蒸着法（ＰＶ
Ｄ）という工程が必要となり、製造コストが高くなるの
が欠点である。又、ＣＶＤやＰＶＤで被覆されたセラミ
ックス膜は超硬合金との密着度が十分であるとは言え
ず、コーティング工具の寿命はセラミックス膜の剥離が
原因であるという問題がある。このようなコーティング
工具の密着度の問題に対し種々改善提案がなされてお
り、代表的なものに特開平７−１２６８３３公報や特開
平７−１８８９０１公報がある。しかしながらこれらの
提案は製造コストの低減には結びついていない。
【０００３】「粉体および粉末冶金」、２９（１９８
２）、１５９において林らは超硬合金表面部に硬質層を
形成させる技術を開示するとともにＣＶＤ、ＰＶＤ法に
よる被覆超硬合金に対する新しい手法を示唆するもので
あると言及している。確かに本手法は焼結技術のみで合
金表面部に硬質層を形成させるため製造コスト的に非常
にメリットがある。しかし切削工具として実用化に至っ
ていないのは耐摩耗性を維持するだけの硬質層厚み（５
〜１５μｍ）を形成させると硬質層の凹凸が激しくな
り、切削時に硬質層を構成している硬質粒子の脱落が生
じ、結果的に耐摩耗性の悪化を招くためである。
２）、１５９において林らは超硬合金表面部に硬質層を
形成させる技術を開示するとともにＣＶＤ、ＰＶＤ法に
よる被覆超硬合金に対する新しい手法を示唆するもので
あると言及している。確かに本手法は焼結技術のみで合
金表面部に硬質層を形成させるため製造コスト的に非常
にメリットがある。しかし切削工具として実用化に至っ
ていないのは耐摩耗性を維持するだけの硬質層厚み（５
〜１５μｍ）を形成させると硬質層の凹凸が激しくな
り、切削時に硬質層を構成している硬質粒子の脱落が生
じ、結果的に耐摩耗性の悪化を招くためである。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】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基超硬合金
の最表面に焼結技術によって表面粗さがＲａで１．５μ
ｍ以下の所定の厚みを持った平滑な炭窒化物層を存在さ
せ、コーティング工具並の耐摩耗性と耐欠損性を維持し
つつコーティング工具以上の密着度と製造コストの低減
を実現させるＷＣ基超硬合金及びその製造方法を提供す
るものである。
な問題点を解決したもので、具体的にはＷＣ基超硬合金
の最表面に焼結技術によって表面粗さがＲａで１．５μ
ｍ以下の所定の厚みを持った平滑な炭窒化物層を存在さ
せ、コーティング工具並の耐摩耗性と耐欠損性を維持し
つつコーティング工具以上の密着度と製造コストの低減
を実現させるＷＣ基超硬合金及びその製造方法を提供す
るものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、コーティ
ング工具の諸特性の改善、特に密着度および製造コスト
の改善について種々検討した結果、次の知見を得た。第
１に製造コストを低減させるためには、合金の焼結中に
コーティング皮膜に相当する炭窒化物硬質層を析出生成
させる必要があり、かつ析出生成された炭窒化物硬質層
は該層直下のＷＣ基超硬合金との密着性に非常に優れる
こと、第２に出発原料、特にＷＣの粒度を細かくすれば
析出生成する硬質層の凹凸の低減が可能となり平滑な硬
質層を得ることが可能となること。この第１、第２の知
見に基づいて本発明を完成するに至った。
ング工具の諸特性の改善、特に密着度および製造コスト
の改善について種々検討した結果、次の知見を得た。第
１に製造コストを低減させるためには、合金の焼結中に
コーティング皮膜に相当する炭窒化物硬質層を析出生成
させる必要があり、かつ析出生成された炭窒化物硬質層
は該層直下のＷＣ基超硬合金との密着性に非常に優れる
こと、第２に出発原料、特にＷＣの粒度を細かくすれば
析出生成する硬質層の凹凸の低減が可能となり平滑な硬
質層を得ることが可能となること。この第１、第２の知
見に基づいて本発明を完成するに至った。
【０００６】すなわち、本発明は以下の各項によって特
定される。 (1)ＷとＴｉを必須成分としＭｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｚ
ｒ及びＨｆの少なくとも１種とＮ（窒素）とＣ（炭素）
とを含有してなる炭化物、窒化物、炭窒化物の硬質相を
７５〜９５重量％、好ましくは８５〜９５重量％と残部
が鉄族金属を主成分とする結合相と不可避的不純物で構
成される焼結合金において、該焼結合金中のＷの含有量
がＷＣに換算して６０〜９０重量％、好ましくは６０〜
８０重量％、Ｔｉの含有量がＴｉＮ，又はＴｉＮとＴｉ
Ｃに換算して３〜３０重量％、好ましくは１０〜２０重
量％、Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｚｒ及びＨｆの合計含有
量がＭｏ2 Ｃ，ＶＣ，ＮｂＣ，ＴａＣ，ＺｒＣ及びＨｆ
Ｃに換算し０．５〜１０重量％、好ましくは３〜８重量
％であり、表面に５〜１５μｍ厚み、好ましくは８〜１
５μｍの厚みの炭窒化物層が存在し、該層は合金に含有
される硬質相金属成分のすべてとＮとＣからなる相互固
溶体であり、かつ表面粗さがＲａで１．５μｍ以下、好
ましくは０．５μｍ以下であることを特徴とするＷＣ基
超硬合金。 (2)炭窒化物層の硬さが１８００以上、好ましくは２０
００以上であることを特徴とする上記(1) に記載のＷＣ
基超硬合金。 (3)炭素と窒素の含有量が重量比で炭素／（炭素＋窒
素）が０．６〜０．９５、好ましくは０．７〜０．９で
あることを特徴とする上記(2) に記載のＷＣ基超硬合
金。
定される。 (1)ＷとＴｉを必須成分としＭｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｚ
ｒ及びＨｆの少なくとも１種とＮ（窒素）とＣ（炭素）
とを含有してなる炭化物、窒化物、炭窒化物の硬質相を
７５〜９５重量％、好ましくは８５〜９５重量％と残部
が鉄族金属を主成分とする結合相と不可避的不純物で構
成される焼結合金において、該焼結合金中のＷの含有量
がＷＣに換算して６０〜９０重量％、好ましくは６０〜
８０重量％、Ｔｉの含有量がＴｉＮ，又はＴｉＮとＴｉ
Ｃに換算して３〜３０重量％、好ましくは１０〜２０重
量％、Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｚｒ及びＨｆの合計含有
量がＭｏ2 Ｃ，ＶＣ，ＮｂＣ，ＴａＣ，ＺｒＣ及びＨｆ
Ｃに換算し０．５〜１０重量％、好ましくは３〜８重量
％であり、表面に５〜１５μｍ厚み、好ましくは８〜１
５μｍの厚みの炭窒化物層が存在し、該層は合金に含有
される硬質相金属成分のすべてとＮとＣからなる相互固
溶体であり、かつ表面粗さがＲａで１．５μｍ以下、好
ましくは０．５μｍ以下であることを特徴とするＷＣ基
超硬合金。 (2)炭窒化物層の硬さが１８００以上、好ましくは２０
００以上であることを特徴とする上記(1) に記載のＷＣ
基超硬合金。 (3)炭素と窒素の含有量が重量比で炭素／（炭素＋窒
素）が０．６〜０．９５、好ましくは０．７〜０．９で
あることを特徴とする上記(2) に記載のＷＣ基超硬合
金。
【０００７】(4)ＷとＴｉを必須成分としＭｏ，Ｖ，Ｎ
ｂ，Ｔａ，Ｚｒ及びＨｆの少なくとも１種とＮ（窒素）
とＣ（炭素）とを含有してなる炭化物、窒化物、炭窒化
物の硬質相を７５〜９５重量％、好ましくは８５〜９５
重量％と残部が鉄族金属を主成分とする結合相と不可避
的不純物で構成される焼結合金において、該焼結合金中
のＷの含有量がＷＣに換算して６０〜９０重量％、好ま
しくは６０〜８０重量％、Ｔｉの含有量がＴｉＮ，又は
ＴｉＮとＴｉＣに換算して３〜３０重量％、好ましくは
１０〜２０重量％、Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｚｒ及びＨ
ｆの合計含有量がＭｏ2 Ｃ，ＶＣ，ＮｂＣ，ＴａＣ，Ｚ
ｒＣ及びＨｆＣに換算し０．５〜１０重量％、好ましく
は３〜８重量％であり、表面に５〜１５μｍ厚み、好ま
しくは８〜１５μｍの厚みの炭窒化物層が存在し、該層
は合金に含有される硬質相金属成分のすべてとＮとＣか
らなる相互固溶体であり、当該層直下に５〜５０μｍ厚
み、好ましくは１５〜２０μｍの厚みのＷＣと金属結合
相のみで構成される層（脱β層）が存在し、かつ表面粗
さがＲａで１．５μｍ以下、好ましくは０．５μｍ以下
であることを特徴とするＷＣ基超硬合金。 (5)炭窒化物層の硬さが１８００以上、好ましくは２０
００以上であることを特徴とする上記(4) に記載のＷＣ
基超硬合金。 (6)炭素と窒素の含有量が重量比で炭素／（炭素＋窒
素）が０．６〜０．９５、好ましくは０．７〜０．９で
あることを特徴とする上記(5) に記載のＷＣ基超硬合
金。
ｂ，Ｔａ，Ｚｒ及びＨｆの少なくとも１種とＮ（窒素）
とＣ（炭素）とを含有してなる炭化物、窒化物、炭窒化
物の硬質相を７５〜９５重量％、好ましくは８５〜９５
重量％と残部が鉄族金属を主成分とする結合相と不可避
的不純物で構成される焼結合金において、該焼結合金中
のＷの含有量がＷＣに換算して６０〜９０重量％、好ま
しくは６０〜８０重量％、Ｔｉの含有量がＴｉＮ，又は
ＴｉＮとＴｉＣに換算して３〜３０重量％、好ましくは
１０〜２０重量％、Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｚｒ及びＨ
ｆの合計含有量がＭｏ2 Ｃ，ＶＣ，ＮｂＣ，ＴａＣ，Ｚ
ｒＣ及びＨｆＣに換算し０．５〜１０重量％、好ましく
は３〜８重量％であり、表面に５〜１５μｍ厚み、好ま
しくは８〜１５μｍの厚みの炭窒化物層が存在し、該層
は合金に含有される硬質相金属成分のすべてとＮとＣか
らなる相互固溶体であり、当該層直下に５〜５０μｍ厚
み、好ましくは１５〜２０μｍの厚みのＷＣと金属結合
相のみで構成される層（脱β層）が存在し、かつ表面粗
さがＲａで１．５μｍ以下、好ましくは０．５μｍ以下
であることを特徴とするＷＣ基超硬合金。 (5)炭窒化物層の硬さが１８００以上、好ましくは２０
００以上であることを特徴とする上記(4) に記載のＷＣ
基超硬合金。 (6)炭素と窒素の含有量が重量比で炭素／（炭素＋窒
素）が０．６〜０．９５、好ましくは０．７〜０．９で
あることを特徴とする上記(5) に記載のＷＣ基超硬合
金。
【０００８】(7)粒度０．５μｍ以下、好ましくは０．
４５μｍ以下のＷＣとＴｉを必須的に含み４ａ族金属及
び５ａ族金属から選ばれる金属の炭化物、窒化物及び炭
窒化物及び６ａ族金属の炭化物（Ｗを除く）からなる群
から選ばれる少なくとも一種又は粒度０．５μｍ以下、
好ましくは０．４５μｍ以下のＷＣとＴｉを必須的に含
み４ａ族金属及び５ａ族金属から選ばれる金属の炭化
物、窒化物及び炭窒化物及び６ａ族金属の炭化物（Ｗを
除く）からなる群から選ばれる少なくとも二種の相互固
溶体とからなる物質と鉄族金属を出発原料とし配合後、
混合、成形、焼結及び冷却工程を経て上記 (1)のＷＣ基
超硬合金とする製造方法であって、該焼結工程が１００
０℃から液相出現温度以上である最終焼結温度まで、好
ましくは１３００〜１５００℃、１〜５Ｔｏｒｒ、好ま
しくは２〜４Ｔｏｒｒの一定圧力の窒素ガス雰囲気下と
し、最終焼結温度にて１００〜５００Ｔｏｒｒ、好まし
くは２００〜４００Ｔｏｒｒの一定圧力の窒素ガス雰囲
気下で１〜３時間好ましくは１．５〜２時間保持し、該
窒素雰囲気で冷却速度６℃／ｍｉｎ以上、好ましくは７
〜８℃／ｍｉｎで冷却することを特徴とするＷＣ基超硬
合金の製造方法。
４５μｍ以下のＷＣとＴｉを必須的に含み４ａ族金属及
び５ａ族金属から選ばれる金属の炭化物、窒化物及び炭
窒化物及び６ａ族金属の炭化物（Ｗを除く）からなる群
から選ばれる少なくとも一種又は粒度０．５μｍ以下、
好ましくは０．４５μｍ以下のＷＣとＴｉを必須的に含
み４ａ族金属及び５ａ族金属から選ばれる金属の炭化
物、窒化物及び炭窒化物及び６ａ族金属の炭化物（Ｗを
除く）からなる群から選ばれる少なくとも二種の相互固
溶体とからなる物質と鉄族金属を出発原料とし配合後、
混合、成形、焼結及び冷却工程を経て上記 (1)のＷＣ基
超硬合金とする製造方法であって、該焼結工程が１００
０℃から液相出現温度以上である最終焼結温度まで、好
ましくは１３００〜１５００℃、１〜５Ｔｏｒｒ、好ま
しくは２〜４Ｔｏｒｒの一定圧力の窒素ガス雰囲気下と
し、最終焼結温度にて１００〜５００Ｔｏｒｒ、好まし
くは２００〜４００Ｔｏｒｒの一定圧力の窒素ガス雰囲
気下で１〜３時間好ましくは１．５〜２時間保持し、該
窒素雰囲気で冷却速度６℃／ｍｉｎ以上、好ましくは７
〜８℃／ｍｉｎで冷却することを特徴とするＷＣ基超硬
合金の製造方法。
【０００９】(8)粒度０．５μｍ以下、好ましくは０．
４５μｍ以下のＷＣとＴｉを必須的に含み４ａ族金属及
び５ａ族金属から選ばれる金属の炭化物、窒化物及び炭
窒化物及び６ａ族金属の炭化物（Ｗを除く）からなる群
から選ばれる少なくとも一種又は粒度０．５μｍ以下、
好ましくは０．４５μｍ以下のＷＣとＴｉを必須的に含
み４ａ族金属及び５ａ族金属から選ばれる金属の炭化
物、窒化物及び炭窒化物及び６ａ族金属の炭化物（Ｗを
除く）からなる群から選ばれる少なくとも二種の相互固
溶体とからなる物質と鉄族金属を出発原料とし配合後、
混合、成形、焼結及び冷却工程を経て上記 (4)のＷＣ基
超硬合金とする製造方法であって、該焼結工程が１００
０℃から液相出現温度以上である最終焼結温度まで、好
ましくは１３００〜１５００℃、１０-5Ｔｏｒｒ以上１
Ｔｏｒｒ以下、好ましくは１０-4〜１０-3Ｔｏｒｒの一
定圧力の窒素ガス雰囲気下とし、最終焼結温度にて１０
０〜５００Ｔｏｒｒ、好ましくは２００〜４００Ｔｏｒ
ｒの一定圧力の窒素ガス雰囲気下で１〜３時間、好まし
くは１．５〜２時間保持し、該窒素雰囲気で冷却速度６
℃／ｍｉｎ以上、好ましくは７〜８℃／ｍｉｎで冷却す
ることを特徴とするＷＣ基超硬合金の製造方法。
４５μｍ以下のＷＣとＴｉを必須的に含み４ａ族金属及
び５ａ族金属から選ばれる金属の炭化物、窒化物及び炭
窒化物及び６ａ族金属の炭化物（Ｗを除く）からなる群
から選ばれる少なくとも一種又は粒度０．５μｍ以下、
好ましくは０．４５μｍ以下のＷＣとＴｉを必須的に含
み４ａ族金属及び５ａ族金属から選ばれる金属の炭化
物、窒化物及び炭窒化物及び６ａ族金属の炭化物（Ｗを
除く）からなる群から選ばれる少なくとも二種の相互固
溶体とからなる物質と鉄族金属を出発原料とし配合後、
混合、成形、焼結及び冷却工程を経て上記 (4)のＷＣ基
超硬合金とする製造方法であって、該焼結工程が１００
０℃から液相出現温度以上である最終焼結温度まで、好
ましくは１３００〜１５００℃、１０-5Ｔｏｒｒ以上１
Ｔｏｒｒ以下、好ましくは１０-4〜１０-3Ｔｏｒｒの一
定圧力の窒素ガス雰囲気下とし、最終焼結温度にて１０
０〜５００Ｔｏｒｒ、好ましくは２００〜４００Ｔｏｒ
ｒの一定圧力の窒素ガス雰囲気下で１〜３時間、好まし
くは１．５〜２時間保持し、該窒素雰囲気で冷却速度６
℃／ｍｉｎ以上、好ましくは７〜８℃／ｍｉｎで冷却す
ることを特徴とするＷＣ基超硬合金の製造方法。
【００１０】上記各項の発明により奏せられる先行技術
に対する有利な効果を要約すると次のとおりとなる。 (1) 所定の厚み、粗さを両立させた炭窒化物硬質層を析
出生成させることで切削工具、耐摩工具としての実用化
が可能となった。 (2) 炭窒化物硬質層の硬さを１８００以上にすることで
コーティング工具並の耐摩耗性と耐欠損性を実現でき
た。 (3) 炭素と窒素の含有量を最適化することで耐熱亀裂性
が改善される。 (4) 炭窒化物硬質層直下に脱β層（エース層）を付与す
ることで重切削も可能となる。 (5) 炭窒化物硬質層の硬さを１８００以上にすることで
コーティング工具並の耐摩耗性と耐欠損性を実現でき、
重切削が可能となる。 (6) 炭素と窒素の含有量を最適化することで耐熱亀裂性
が改善され、重切削が可能となる。 (7) ＣＶＤ、ＰＶＤの被覆工程を必要とせず焼結だけで
コーティング並の軽切削が可能である。 (8) ＣＶＤ、ＰＶＤの被覆工程を必要とせず焼結だけで
コーティング並の重切削が可能である。
に対する有利な効果を要約すると次のとおりとなる。 (1) 所定の厚み、粗さを両立させた炭窒化物硬質層を析
出生成させることで切削工具、耐摩工具としての実用化
が可能となった。 (2) 炭窒化物硬質層の硬さを１８００以上にすることで
コーティング工具並の耐摩耗性と耐欠損性を実現でき
た。 (3) 炭素と窒素の含有量を最適化することで耐熱亀裂性
が改善される。 (4) 炭窒化物硬質層直下に脱β層（エース層）を付与す
ることで重切削も可能となる。 (5) 炭窒化物硬質層の硬さを１８００以上にすることで
コーティング工具並の耐摩耗性と耐欠損性を実現でき、
重切削が可能となる。 (6) 炭素と窒素の含有量を最適化することで耐熱亀裂性
が改善され、重切削が可能となる。 (7) ＣＶＤ、ＰＶＤの被覆工程を必要とせず焼結だけで
コーティング並の軽切削が可能である。 (8) ＣＶＤ、ＰＶＤの被覆工程を必要とせず焼結だけで
コーティング並の重切削が可能である。
【００１１】
【発明の実施の形態】本発明における硬質相は、炭窒化
物を必須成分として含み炭化物及び窒化物の少なくとも
一種を必要に応じて含有してなるものをいう。例えばＷ
Ｃ，ＴｉＣ，ＴｉＣＮ，Ｍｏ2 Ｃ，ＭＣ，ＭＮ，ＭＣＮ
（但しＭはＶ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｚｒ，Ｈｆ）を挙げること
ができる。また（Ｔｉ，Ｍ）Ｃ，（Ｔｉ，Ｍ）Ｎ，（Ｔ
ｉ，Ｍ）ＣＮ，（Ｔｉ，Ｍｏ）Ｃ，（Ｔｉ，Ｍｏ）ＣＮ
や（Ｔｉ，Ｗ，Ｍ）Ｃ，（Ｔｉ，Ｗ，Ｍ）Ｎ，（Ｔｉ，
Ｗ，Ｍ）ＣＮ，（Ｔｉ，Ｗ，Ｍｏ）Ｃ，（Ｔｉ，Ｗ，Ｍ
ｏ）ＣＮなどの相互固溶体を形成する炭化物、窒化物、
炭窒化物も含む。これら硬質相の他に本発明を構成して
いる結合相は、具体的にはＣｏ，Ｎｉ，Ｆｅを主成分と
し、他に硬質相を構成している元素を固溶して形成され
ている。本発明における硬質相は９５重量％を越えると
相対的に結合相が５％未満となり耐欠損性の低下が著し
くなるのと、逆に７５重量％未満になると結合相量が相
対的に２５％以上となり、合金そのものの硬度が低下し
耐塑性変形性の著しい低下を招く。よって硬質相は合金
全体の７５〜９５重量％と定めた。
物を必須成分として含み炭化物及び窒化物の少なくとも
一種を必要に応じて含有してなるものをいう。例えばＷ
Ｃ，ＴｉＣ，ＴｉＣＮ，Ｍｏ2 Ｃ，ＭＣ，ＭＮ，ＭＣＮ
（但しＭはＶ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｚｒ，Ｈｆ）を挙げること
ができる。また（Ｔｉ，Ｍ）Ｃ，（Ｔｉ，Ｍ）Ｎ，（Ｔ
ｉ，Ｍ）ＣＮ，（Ｔｉ，Ｍｏ）Ｃ，（Ｔｉ，Ｍｏ）ＣＮ
や（Ｔｉ，Ｗ，Ｍ）Ｃ，（Ｔｉ，Ｗ，Ｍ）Ｎ，（Ｔｉ，
Ｗ，Ｍ）ＣＮ，（Ｔｉ，Ｗ，Ｍｏ）Ｃ，（Ｔｉ，Ｗ，Ｍ
ｏ）ＣＮなどの相互固溶体を形成する炭化物、窒化物、
炭窒化物も含む。これら硬質相の他に本発明を構成して
いる結合相は、具体的にはＣｏ，Ｎｉ，Ｆｅを主成分と
し、他に硬質相を構成している元素を固溶して形成され
ている。本発明における硬質相は９５重量％を越えると
相対的に結合相が５％未満となり耐欠損性の低下が著し
くなるのと、逆に７５重量％未満になると結合相量が相
対的に２５％以上となり、合金そのものの硬度が低下し
耐塑性変形性の著しい低下を招く。よって硬質相は合金
全体の７５〜９５重量％と定めた。
【００１２】本発明のＷＣ基超硬合金におけるＷ量は合
金中に含まれているＷをすべてＷＣに換算し６０〜９０
重量％からなるものである。ＷＣは弾性率が７００００
ｋｇ／ｍｍ2 であり、他の硬質相、例えばＴｉＣの弾性
率が３２０００ｋｇ／ｍｍ2に比べ非常に高い。この弾
性率の大きさは耐欠損性に寄与する。種々の実験結果よ
りＷＣ量が６０重量％未満であると耐欠損性が著しく低
下することがわかった。逆に９０重量％を越えると他の
硬質相、特にＴｉ成分で構成される硬質相量が相対的に
減ることから合金表面部に析出生成される炭窒化物硬質
層の耐摩耗性が劣化してしまう。
金中に含まれているＷをすべてＷＣに換算し６０〜９０
重量％からなるものである。ＷＣは弾性率が７００００
ｋｇ／ｍｍ2 であり、他の硬質相、例えばＴｉＣの弾性
率が３２０００ｋｇ／ｍｍ2に比べ非常に高い。この弾
性率の大きさは耐欠損性に寄与する。種々の実験結果よ
りＷＣ量が６０重量％未満であると耐欠損性が著しく低
下することがわかった。逆に９０重量％を越えると他の
硬質相、特にＴｉ成分で構成される硬質相量が相対的に
減ることから合金表面部に析出生成される炭窒化物硬質
層の耐摩耗性が劣化してしまう。
【００１３】またＴｉ含有量は合金中に含まれているＮ
量すべてをＴｉＮになるものと換算し、残ったＴｉはＴ
ｉＣになるものと換算し、この換算量がＴｉＮ、又はＴ
ｉＮとＴｉＣで３〜３０重量％からなるものである。上
記換算でＴｉ量が３重量％未満となると合金表面部に析
出生成される炭窒化物硬質層の耐摩耗性が劣化し、３０
重量％越えると相対的にＷＣ量が減ることで耐欠損性が
大幅に低下する。更にＭｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｚｒ及び
Ｈｆの合計含有量がＭｏ2 Ｃ，ＶＣ，ＮｂＣ，ＴａＣ，
ＺｒＣ及びＨｆＣに換算して０．５〜１０重量％と規定
しているのは、０．５重量％未満となると耐塑性変形性
が劣化し、１０重量％を越えると相対的にＷＣ成分、Ｔ
ｉ成分で構成される硬質相が減り耐欠損性や耐摩耗性の
低下を招く。Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｚｒ及びＨｆの少
なくとも１種類が規定量入っていれば良好な耐塑性変形
性が保たれる。
量すべてをＴｉＮになるものと換算し、残ったＴｉはＴ
ｉＣになるものと換算し、この換算量がＴｉＮ、又はＴ
ｉＮとＴｉＣで３〜３０重量％からなるものである。上
記換算でＴｉ量が３重量％未満となると合金表面部に析
出生成される炭窒化物硬質層の耐摩耗性が劣化し、３０
重量％越えると相対的にＷＣ量が減ることで耐欠損性が
大幅に低下する。更にＭｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｚｒ及び
Ｈｆの合計含有量がＭｏ2 Ｃ，ＶＣ，ＮｂＣ，ＴａＣ，
ＺｒＣ及びＨｆＣに換算して０．５〜１０重量％と規定
しているのは、０．５重量％未満となると耐塑性変形性
が劣化し、１０重量％を越えると相対的にＷＣ成分、Ｔ
ｉ成分で構成される硬質相が減り耐欠損性や耐摩耗性の
低下を招く。Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｚｒ及びＨｆの少
なくとも１種類が規定量入っていれば良好な耐塑性変形
性が保たれる。
【００１４】本発明における焼結合金の最表面には５〜
１５μｍの炭窒化物硬質層が存在し、該層は合金に含有
される硬質相金属成分のすべてとＮとＣからなる相互固
溶体で構成されており、これにより従来のＣＶＤ膜、Ｐ
ＶＤ膜と区別することができる。該層の厚みが５μｍ未
満であると耐摩耗性が劣化し、１５μｍを越えると耐摩
耗性は良好であるが脆くなり耐欠損性が著しく低下す
る。又該層は液相焼結中に高窒素雰囲気にすることで合
金中の硬質相金属成分とＣの一部が液相焼結中に表面部
へ拡散移動し窒素ガスと反応し析出生成する。よって該
層はおのずと合金に含有される硬質相金属成分のすべて
とＮとＣからなる相互固溶体となる。又、該層の表面粗
さが１．５μｍを越えると切削時に該層の硬質粒子の脱
落が激しくなり、耐摩耗性の劣化や切屑の擦過によって
起こるクレーター摩耗の進行が著しくなる。
１５μｍの炭窒化物硬質層が存在し、該層は合金に含有
される硬質相金属成分のすべてとＮとＣからなる相互固
溶体で構成されており、これにより従来のＣＶＤ膜、Ｐ
ＶＤ膜と区別することができる。該層の厚みが５μｍ未
満であると耐摩耗性が劣化し、１５μｍを越えると耐摩
耗性は良好であるが脆くなり耐欠損性が著しく低下す
る。又該層は液相焼結中に高窒素雰囲気にすることで合
金中の硬質相金属成分とＣの一部が液相焼結中に表面部
へ拡散移動し窒素ガスと反応し析出生成する。よって該
層はおのずと合金に含有される硬質相金属成分のすべて
とＮとＣからなる相互固溶体となる。又、該層の表面粗
さが１．５μｍを越えると切削時に該層の硬質粒子の脱
落が激しくなり、耐摩耗性の劣化や切屑の擦過によって
起こるクレーター摩耗の進行が著しくなる。
【００１５】本発明で最も重要な点は該層の厚みと表面
粗さを両立させたことにある。つまりＷＣ基超硬合金の
表面に炭窒化物硬質層を形成させる技術は「粉体および
粉末冶金」、２９（１９８２）、１５９や特開平５−１
７１４４２号公報に開示されている。しかし「粉体およ
び粉末冶金」、２９（１９８２）、１５９では５μｍ厚
み以上で平滑な炭窒化物硬質層は得られておらず、また
特開平５−１７１４４２号公報でも５μｍ厚みを越える
と炭窒化物層の表面粒度が荒くなると明記している。本
発明者らは混合前のＷＣ原料の粒度に関して種々検討し
た結果、ＷＣ粒度が０．５μｍ以下のものを出発原料と
して用い、混合、成形し１０００℃から液相出現温度以
上である最終焼結温度まで１〜５Ｔｏｒｒの一定圧力の
窒素ガス雰囲気下とし、最終焼結温度にて１００〜５０
０Ｔｏｒｒの一定圧力の窒素ガス雰囲気下で１〜３時間
保持し、該窒素雰囲気で冷却速度６℃／ｍｉｎ以上で冷
却する条件で焼結すれば厚みが５〜１５μｍかつ表面粗
さがＲａで１．５μｍ以下の平滑な炭窒化物硬質層が得
られることを見いだした。
粗さを両立させたことにある。つまりＷＣ基超硬合金の
表面に炭窒化物硬質層を形成させる技術は「粉体および
粉末冶金」、２９（１９８２）、１５９や特開平５−１
７１４４２号公報に開示されている。しかし「粉体およ
び粉末冶金」、２９（１９８２）、１５９では５μｍ厚
み以上で平滑な炭窒化物硬質層は得られておらず、また
特開平５−１７１４４２号公報でも５μｍ厚みを越える
と炭窒化物層の表面粒度が荒くなると明記している。本
発明者らは混合前のＷＣ原料の粒度に関して種々検討し
た結果、ＷＣ粒度が０．５μｍ以下のものを出発原料と
して用い、混合、成形し１０００℃から液相出現温度以
上である最終焼結温度まで１〜５Ｔｏｒｒの一定圧力の
窒素ガス雰囲気下とし、最終焼結温度にて１００〜５０
０Ｔｏｒｒの一定圧力の窒素ガス雰囲気下で１〜３時間
保持し、該窒素雰囲気で冷却速度６℃／ｍｉｎ以上で冷
却する条件で焼結すれば厚みが５〜１５μｍかつ表面粗
さがＲａで１．５μｍ以下の平滑な炭窒化物硬質層が得
られることを見いだした。
【００１６】ＷＣ原料粒度が０．５μｍを越えると結果
的に表面粗さがＲａで１．５μｍを越える凹凸の激しい
炭窒化物硬質層となる。理由として次のことが考えられ
る。炭窒化物硬質層は前述のように析出生成によって得
られる。合金中で体積的に大部分をしめるＷＣの粒度が
粗いと析出サイトが限定され不均一に炭窒化物が成長
し、厚くなると表面粗さが悪化する。しかしＷＣ粒度が
細かいと析出サイトが均一になり厚くなっても平滑な炭
窒化物硬質層が生成する。ただし焼結後のＷＣ粒度は液
相焼結中に粒成長するため必ずしも０．５μｍ以下では
ない。ＷＣ以外の出発原料の粒度は本発明に本質的な影
響を与えない。尚、表面粗さはＪＩＳ（Ｂ０６１０）に
定める中心線平均粗さ（Ｒａ）を採用している。測定方
法は触針法を採用し、測定長さは０．８ｍｍとした。
的に表面粗さがＲａで１．５μｍを越える凹凸の激しい
炭窒化物硬質層となる。理由として次のことが考えられ
る。炭窒化物硬質層は前述のように析出生成によって得
られる。合金中で体積的に大部分をしめるＷＣの粒度が
粗いと析出サイトが限定され不均一に炭窒化物が成長
し、厚くなると表面粗さが悪化する。しかしＷＣ粒度が
細かいと析出サイトが均一になり厚くなっても平滑な炭
窒化物硬質層が生成する。ただし焼結後のＷＣ粒度は液
相焼結中に粒成長するため必ずしも０．５μｍ以下では
ない。ＷＣ以外の出発原料の粒度は本発明に本質的な影
響を与えない。尚、表面粗さはＪＩＳ（Ｂ０６１０）に
定める中心線平均粗さ（Ｒａ）を採用している。測定方
法は触針法を採用し、測定長さは０．８ｍｍとした。
【００１７】本発明のＷＣ基超硬合金は切削工具として
使う際、低切り込みの軽切削用と高切り込みや断続切削
などの重切削用に炭窒化物硬質層直下の合金構造を用途
別に変えることが望ましい。炭窒化物硬質層直下の合金
構造を変えることは焼結条件、特に昇温時の雰囲気を操
作することで可能である。まず軽切削用のＷＣ基超硬合
金の製造方法であるが、１０００℃から液相出現温度ま
で窒素ガス圧が１〜５Ｔｏｒｒと限定している。１Ｔｏ
ｒｒ未満であると炭窒化物硬質層直下にＷＣと結合相だ
けで構成される領域（脱β相領域）が生じる。脱β層領
域があると重切削条件では耐欠損性に優れた効果を生む
が、切り込みが浅い軽切削条件になると表面部のみに応
力が集中し、硬度の低い脱β相領域が存在することで耐
塑性変形性が著しく劣るので好ましくない。また５Ｔｏ
ｒｒを越えると合金内部にポアが発生し、このポアを起
点に欠損しやすくなるため好ましくない。最終焼結温度
は液相出現温度の直上が好ましい。液相出現温度は合金
の炭素量により多少変化するが、１３５０℃〜１５００
℃程度である。この最終焼結温度で窒素雰囲気１００〜
５００Ｔｏｒｒと限定しているのは、１００Ｔｏｒｒ未
満であると炭窒化物硬質層が析出生成せず、析出生成し
たとしても十分な厚みが得られないからである。又５０
０Ｔｏｒｒを越えるとたとえ粒度０．５μｍ以下の微細
なＷＣを原料に用いても表面粗さがＲａで１．５μｍを
越えてしまうからである。
使う際、低切り込みの軽切削用と高切り込みや断続切削
などの重切削用に炭窒化物硬質層直下の合金構造を用途
別に変えることが望ましい。炭窒化物硬質層直下の合金
構造を変えることは焼結条件、特に昇温時の雰囲気を操
作することで可能である。まず軽切削用のＷＣ基超硬合
金の製造方法であるが、１０００℃から液相出現温度ま
で窒素ガス圧が１〜５Ｔｏｒｒと限定している。１Ｔｏ
ｒｒ未満であると炭窒化物硬質層直下にＷＣと結合相だ
けで構成される領域（脱β相領域）が生じる。脱β層領
域があると重切削条件では耐欠損性に優れた効果を生む
が、切り込みが浅い軽切削条件になると表面部のみに応
力が集中し、硬度の低い脱β相領域が存在することで耐
塑性変形性が著しく劣るので好ましくない。また５Ｔｏ
ｒｒを越えると合金内部にポアが発生し、このポアを起
点に欠損しやすくなるため好ましくない。最終焼結温度
は液相出現温度の直上が好ましい。液相出現温度は合金
の炭素量により多少変化するが、１３５０℃〜１５００
℃程度である。この最終焼結温度で窒素雰囲気１００〜
５００Ｔｏｒｒと限定しているのは、１００Ｔｏｒｒ未
満であると炭窒化物硬質層が析出生成せず、析出生成し
たとしても十分な厚みが得られないからである。又５０
０Ｔｏｒｒを越えるとたとえ粒度０．５μｍ以下の微細
なＷＣを原料に用いても表面粗さがＲａで１．５μｍを
越えてしまうからである。
【００１８】最終焼結温度にて規定の窒素雰囲気にして
いても保持時間が１時間未満だと炭窒化物硬質層の厚み
が５μｍ以下のものしか得られなく、３時間以上保持す
ると合金全体のＷＣが粒成長により粗大化し、それによ
り硬度が低下し耐塑性変形性が著しく劣化するという問
題が生じる。冷却工程は最終焼結温度の窒素雰囲気を維
持したまま、冷却速度６℃／ｍｉｎ以上の速さで冷却す
る必要がある。もし最終焼結温度の窒素雰囲気よりも低
い窒素分圧で冷却すると炭窒化物硬質層から脱窒が生
じ、せっかく得られていた硬質層厚みが減少してしま
う。又加窒雰囲気で冷却すると表面粗さがＲａ１．５μ
ｍを越えてしまう。さらに冷却速度が６℃／ｍｉｎ未満
の場合、メカニズムは不明であるが炭窒化物硬質層直上
に金属結合相のシミダシが発生する。このシミダシがあ
ると切削時に被削材と反応を起こしやすくなり溶着欠損
や被削材の仕上げ面粗さに影響を与えるため好ましくな
い。こうして得られた軽切削用のＷＣ基超硬合金は最表
面に炭窒化物硬質相、その直下にＷとＴｉとＭｏ，Ｖ，
Ｎｂ，Ｔａ，Ｚｒ及びＨｆの中の少なくとも１種とＮ
（窒素）とＣ（炭素）とを含有してなる炭化物、窒化
物、炭窒化物の硬質相と金属結合相から成る組成を持つ
合金で構成される。
いても保持時間が１時間未満だと炭窒化物硬質層の厚み
が５μｍ以下のものしか得られなく、３時間以上保持す
ると合金全体のＷＣが粒成長により粗大化し、それによ
り硬度が低下し耐塑性変形性が著しく劣化するという問
題が生じる。冷却工程は最終焼結温度の窒素雰囲気を維
持したまま、冷却速度６℃／ｍｉｎ以上の速さで冷却す
る必要がある。もし最終焼結温度の窒素雰囲気よりも低
い窒素分圧で冷却すると炭窒化物硬質層から脱窒が生
じ、せっかく得られていた硬質層厚みが減少してしま
う。又加窒雰囲気で冷却すると表面粗さがＲａ１．５μ
ｍを越えてしまう。さらに冷却速度が６℃／ｍｉｎ未満
の場合、メカニズムは不明であるが炭窒化物硬質層直上
に金属結合相のシミダシが発生する。このシミダシがあ
ると切削時に被削材と反応を起こしやすくなり溶着欠損
や被削材の仕上げ面粗さに影響を与えるため好ましくな
い。こうして得られた軽切削用のＷＣ基超硬合金は最表
面に炭窒化物硬質相、その直下にＷとＴｉとＭｏ，Ｖ，
Ｎｂ，Ｔａ，Ｚｒ及びＨｆの中の少なくとも１種とＮ
（窒素）とＣ（炭素）とを含有してなる炭化物、窒化
物、炭窒化物の硬質相と金属結合相から成る組成を持つ
合金で構成される。
【００１９】次に重切削用のＷＣ基超硬合金の製造方法
についてであるが、軽切削用ＷＣ基超硬合金と違うのは
焼結条件、その中で１０００℃から液相出現温度以上で
ある最終焼結温度間の雰囲気である。この間を真空雰囲
気とすると炭窒化物硬質層直下にＷＣと金属結合相だけ
で構成される脱β層が生成される。真空度は１０-5Ｔｏ
ｒｒ以上１Ｔｏｒｒ以下が好ましい。つまりこの真空度
は脱β層の厚みを制御する因子であり、この脱β層の厚
みは５μｍから５０μｍが好ましい。５μｍ未満となる
と重切削に対する耐欠損性が十分でなく、５０μｍを越
えると耐塑性変形性が著しく低下してしまうからであ
る。尚、この脱β層の厚みは真空度によって制御でき高
真空であればあるほど厚みが増加することがわかってい
る。最終焼結温度における焼結条件や冷却条件は軽切削
用ＷＣ基超硬合金と全く同じである。こうして得られた
重切削用のＷＣ基超硬合金は最表面に炭窒化物硬質相、
その直下にＷＣと金属結合相だけで成る脱β層、さらに
その直下にＷとＴｉとＭｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｚｒ及び
Ｈｆの中の少なくとも１種とＮ（窒素）とＣ（炭素）と
を含有してなる炭化物、窒化物、炭窒化物の硬質相と金
属結合相から成る組成を持つ合金で構成される。
についてであるが、軽切削用ＷＣ基超硬合金と違うのは
焼結条件、その中で１０００℃から液相出現温度以上で
ある最終焼結温度間の雰囲気である。この間を真空雰囲
気とすると炭窒化物硬質層直下にＷＣと金属結合相だけ
で構成される脱β層が生成される。真空度は１０-5Ｔｏ
ｒｒ以上１Ｔｏｒｒ以下が好ましい。つまりこの真空度
は脱β層の厚みを制御する因子であり、この脱β層の厚
みは５μｍから５０μｍが好ましい。５μｍ未満となる
と重切削に対する耐欠損性が十分でなく、５０μｍを越
えると耐塑性変形性が著しく低下してしまうからであ
る。尚、この脱β層の厚みは真空度によって制御でき高
真空であればあるほど厚みが増加することがわかってい
る。最終焼結温度における焼結条件や冷却条件は軽切削
用ＷＣ基超硬合金と全く同じである。こうして得られた
重切削用のＷＣ基超硬合金は最表面に炭窒化物硬質相、
その直下にＷＣと金属結合相だけで成る脱β層、さらに
その直下にＷとＴｉとＭｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｚｒ及び
Ｈｆの中の少なくとも１種とＮ（窒素）とＣ（炭素）と
を含有してなる炭化物、窒化物、炭窒化物の硬質相と金
属結合相から成る組成を持つ合金で構成される。
【００２０】軽切削用ＷＣ基超硬合金、重切削用ＷＣ基
超硬合金ともに最表面の炭窒化物硬質層の硬さが１８０
０以上あることが望ましい。コーティング工具の皮膜が
剥離しないような切削条件では硬度が１８００未満であ
ると耐摩耗性がコーティング工具並に発揮することがで
きないからである。この炭窒化物硬質層の硬度は試料を
７°に研磨し、マイクロビッカースにて荷重５００ｇ、
１０点硬度測定し平均値で算出した。さらに本発明にお
けるＷＣ基超硬合金中に含有する窒素は、主に硬質相に
固溶して室温から高温での強度の向上に効果があり、機
械的な耐欠損性、耐熱衝撃性の問題から重量比で炭素／
（炭素＋窒素）＝０．６〜０．９５でなることが好まし
いことである。本発明のＷＣ基超硬合金は最表面に存在
する炭窒化物硬質層がコーティング工具並の耐摩耗性を
発揮し、直下の合金が耐欠損性を維持する。また析出生
成により得た該層は直下の合金との密着度がＣＶＤやＰ
ＶＤによって得られたコーティング膜より高いため、耐
剥離性に優れている。従来問題であった炭窒化物硬質層
の表面粗さと厚みの両立は微粒ＷＣを原料として使用
し、特定焼結条件を採用することで可能としている。
又、昇温中の雰囲気コントロールで軽切削用、重切削用
の２種類のＷＣ超硬合金を得ることが可能である。いず
れの合金もコーティング工具に対しＣＶＤ、ＰＶＤを必
要としない為、大幅な製造コスト低減が実現できる。
超硬合金ともに最表面の炭窒化物硬質層の硬さが１８０
０以上あることが望ましい。コーティング工具の皮膜が
剥離しないような切削条件では硬度が１８００未満であ
ると耐摩耗性がコーティング工具並に発揮することがで
きないからである。この炭窒化物硬質層の硬度は試料を
７°に研磨し、マイクロビッカースにて荷重５００ｇ、
１０点硬度測定し平均値で算出した。さらに本発明にお
けるＷＣ基超硬合金中に含有する窒素は、主に硬質相に
固溶して室温から高温での強度の向上に効果があり、機
械的な耐欠損性、耐熱衝撃性の問題から重量比で炭素／
（炭素＋窒素）＝０．６〜０．９５でなることが好まし
いことである。本発明のＷＣ基超硬合金は最表面に存在
する炭窒化物硬質層がコーティング工具並の耐摩耗性を
発揮し、直下の合金が耐欠損性を維持する。また析出生
成により得た該層は直下の合金との密着度がＣＶＤやＰ
ＶＤによって得られたコーティング膜より高いため、耐
剥離性に優れている。従来問題であった炭窒化物硬質層
の表面粗さと厚みの両立は微粒ＷＣを原料として使用
し、特定焼結条件を採用することで可能としている。
又、昇温中の雰囲気コントロールで軽切削用、重切削用
の２種類のＷＣ超硬合金を得ることが可能である。いず
れの合金もコーティング工具に対しＣＶＤ、ＰＶＤを必
要としない為、大幅な製造コスト低減が実現できる。
【００２１】
【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）市販の出発物質を表１に示す重量比率で配
合した後、湿式ボールミルによる混合粉砕を行った。
尚、本発明品１〜６と比較品１〜８は粒径０．４μｍの
ＷＣを比較品９は粒径１．０μｍのＷＣ原料を使用し
た。（但しＣ／（Ｃ＋Ｎ）については焼結中にＣ値、Ｎ
値が変動するため焼結合金の分析値を示した。またその
他の組成成分は焼結後も変化が見られなかったので焼結
合金の組成成分は省略した。）それぞれの試料を乾燥
後、ＣＮＭＧ１２０４０８形状にプレス成形（プレス圧
１ｔ／ｃｍ2 ）した。これらの成形圧粉体を炉を設置
し、炉内を真空にし７℃／ｍｉｎの昇温速度で１０００
℃に加熱後、炉内を３Ｔｏｒｒの窒素雰囲気とし、１４
５０℃まで加熱、１４５０℃で１５０Ｔｏｒｒの窒素雰
囲気に切り替え、９０分間保持した。冷却工程として１
５０Ｔｏｒｒの窒素雰囲気を維持したまま１０００℃ま
で７℃／ｍｉｎで冷却し、以降は室温まで放冷し、切削
用チップを作成した。
るが、本発明はこれに限定されるものではない。 （実施例１）市販の出発物質を表１に示す重量比率で配
合した後、湿式ボールミルによる混合粉砕を行った。
尚、本発明品１〜６と比較品１〜８は粒径０．４μｍの
ＷＣを比較品９は粒径１．０μｍのＷＣ原料を使用し
た。（但しＣ／（Ｃ＋Ｎ）については焼結中にＣ値、Ｎ
値が変動するため焼結合金の分析値を示した。またその
他の組成成分は焼結後も変化が見られなかったので焼結
合金の組成成分は省略した。）それぞれの試料を乾燥
後、ＣＮＭＧ１２０４０８形状にプレス成形（プレス圧
１ｔ／ｃｍ2 ）した。これらの成形圧粉体を炉を設置
し、炉内を真空にし７℃／ｍｉｎの昇温速度で１０００
℃に加熱後、炉内を３Ｔｏｒｒの窒素雰囲気とし、１４
５０℃まで加熱、１４５０℃で１５０Ｔｏｒｒの窒素雰
囲気に切り替え、９０分間保持した。冷却工程として１
５０Ｔｏｒｒの窒素雰囲気を維持したまま１０００℃ま
で７℃／ｍｉｎで冷却し、以降は室温まで放冷し、切削
用チップを作成した。
【００２２】
【表１】
【００２３】このようにして得た焼結合金の炭窒化物硬
質層の厚み、硬度、表面粗さを測定した。結果を表２に
示す。尚、本発明品１〜６と比較品１〜９の最表面の炭
窒化物硬質層を薄膜Ｘ線で定性分析した結果、結晶構造
がＮａＣｌ型構造の相互固溶体単相であった。又、いず
れの試料も相互固溶体の成分はＥＰＭＡで分析した結
果、配合組成の硬質相金属成分と炭素と窒素で構成され
ていた。さらにいずれの試料も炭窒化物硬質層直下は配
合硬質相金属成分の炭化物、窒化物、炭窒化物と金属結
合組成であった。表２に示した本発明品１〜６と比較品
１〜９およびＷＣ−７％Ｃｏ超硬合金に膜厚５μｍのＴ
ｉＣを被覆したコーティングチップの耐摩耗性試験と耐
欠損性試験を行った。
質層の厚み、硬度、表面粗さを測定した。結果を表２に
示す。尚、本発明品１〜６と比較品１〜９の最表面の炭
窒化物硬質層を薄膜Ｘ線で定性分析した結果、結晶構造
がＮａＣｌ型構造の相互固溶体単相であった。又、いず
れの試料も相互固溶体の成分はＥＰＭＡで分析した結
果、配合組成の硬質相金属成分と炭素と窒素で構成され
ていた。さらにいずれの試料も炭窒化物硬質層直下は配
合硬質相金属成分の炭化物、窒化物、炭窒化物と金属結
合組成であった。表２に示した本発明品１〜６と比較品
１〜９およびＷＣ−７％Ｃｏ超硬合金に膜厚５μｍのＴ
ｉＣを被覆したコーティングチップの耐摩耗性試験と耐
欠損性試験を行った。
【００２４】耐摩耗試験は、被削材ＳＣＭ４３５、切削
速度：２５０ｍ／ｍｉｎ、切り込み：１．５ｍｍ、送り
０．３０ｍｍ／ｒｅｖ．、で３０分間湿式連続旋削を行
った時の平均逃げ面摩耗量で評価した。耐欠損性試験は
ＳＣＭ４３５（４本溝付）、切削速度：１００ｍ／ｍｉ
ｎ、切り込み１．５ｍｍ、送り：０．２０ｍｍ／ｒｅ
ｖ．で欠損に至るまで湿式断続旋削を行い、欠損に至る
までの時間で評価した。ただし最高切削時間は３００秒
とした。得られた結果を表３に示す。
速度：２５０ｍ／ｍｉｎ、切り込み：１．５ｍｍ、送り
０．３０ｍｍ／ｒｅｖ．、で３０分間湿式連続旋削を行
った時の平均逃げ面摩耗量で評価した。耐欠損性試験は
ＳＣＭ４３５（４本溝付）、切削速度：１００ｍ／ｍｉ
ｎ、切り込み１．５ｍｍ、送り：０．２０ｍｍ／ｒｅ
ｖ．で欠損に至るまで湿式断続旋削を行い、欠損に至る
までの時間で評価した。ただし最高切削時間は３００秒
とした。得られた結果を表３に示す。
【００２５】
【表２】
【００２６】
【表３】
【００２７】（実施例２）実施例１の表１に示す本発明
品１に示した配合組成成分のものを表４に示すような焼
結条件で焼結した。こうして得た本発明品７〜１６およ
び比較品９〜１８に関して炭窒化物硬質層の厚み、硬
度、又炭窒化物硬質層直下の脱β層の厚みを測定し表５
に記載した。又表５には焼結合金のＣ／（Ｃ＋Ｎ）の結
果も併せて示す。次に実施例１と同じ切削条件で耐摩耗
性と耐欠損性を評価した。結果を表６に示す。
品１に示した配合組成成分のものを表４に示すような焼
結条件で焼結した。こうして得た本発明品７〜１６およ
び比較品９〜１８に関して炭窒化物硬質層の厚み、硬
度、又炭窒化物硬質層直下の脱β層の厚みを測定し表５
に記載した。又表５には焼結合金のＣ／（Ｃ＋Ｎ）の結
果も併せて示す。次に実施例１と同じ切削条件で耐摩耗
性と耐欠損性を評価した。結果を表６に示す。
【００２８】
【表４】
【００２９】
【表５】
【００３０】
【表６】
【００３１】（実施例３）さらに本発明品７、１４と比
較品１２とコーティングチップのみに関して軽切削条件
での耐摩耗試験として被削材ＳＣＭ４３５、切削速度：
２５０ｍ／ｍｉｎ、切り込み：０．５ｍｍ、送り：０．
１０ｍｍ／ｒｅｖ．、で６０分間湿式連続旋削を行った
時の平均逃げ面摩耗量で評価した。軽切削条件の耐欠損
性試験はＳＣＭ４３５（４本溝付）、切削速度：１００
ｍ／ｍｉｎ、切り込み０．５ｍｍ、送り：０．１５ｍｍ
／ｒｅｖ．で欠損に至るまで湿式断続旋削を行い、欠損
に至るまでの時間で評価した。ただし最高切削時間は３
００秒とした。結果を表７に示す。又これらのサンプル
に関して重切削条件での耐摩耗試験として被削材ＳＣＭ
４３５、切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ、切り込み：３．
５ｍｍ、送り：０．３６ｍｍ／ｒｅｖ．、で１５分間湿
式連続旋削を行った時の平均逃げ面摩耗量で評価した。
重切削条件の耐欠損性試験はＳＣＭ４３５（４本溝
付）、切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ、切り込み３．５ｍ
ｍ／ｒｅｖ．で欠損に至るまで湿式断続旋削を行い、欠
損に至るまでの時間で評価した。ただし最高切削時間は
３００秒とした。結果を表８に示す。
較品１２とコーティングチップのみに関して軽切削条件
での耐摩耗試験として被削材ＳＣＭ４３５、切削速度：
２５０ｍ／ｍｉｎ、切り込み：０．５ｍｍ、送り：０．
１０ｍｍ／ｒｅｖ．、で６０分間湿式連続旋削を行った
時の平均逃げ面摩耗量で評価した。軽切削条件の耐欠損
性試験はＳＣＭ４３５（４本溝付）、切削速度：１００
ｍ／ｍｉｎ、切り込み０．５ｍｍ、送り：０．１５ｍｍ
／ｒｅｖ．で欠損に至るまで湿式断続旋削を行い、欠損
に至るまでの時間で評価した。ただし最高切削時間は３
００秒とした。結果を表７に示す。又これらのサンプル
に関して重切削条件での耐摩耗試験として被削材ＳＣＭ
４３５、切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ、切り込み：３．
５ｍｍ、送り：０．３６ｍｍ／ｒｅｖ．、で１５分間湿
式連続旋削を行った時の平均逃げ面摩耗量で評価した。
重切削条件の耐欠損性試験はＳＣＭ４３５（４本溝
付）、切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ、切り込み３．５ｍ
ｍ／ｒｅｖ．で欠損に至るまで湿式断続旋削を行い、欠
損に至るまでの時間で評価した。ただし最高切削時間は
３００秒とした。結果を表８に示す。
【００３２】
【表７】
【００３３】
【表８】
【００３４】
【発明の効果】以上、本発明のＷＣ基超硬合金は表面部
の炭窒化物硬質層でもって耐摩耗性を高める効果を引き
出し、しかもその厚み、粗さを調整し耐欠損性や硬質相
脱落による耐摩耗性低下を防ぎ、コーティングチップ並
の耐摩耗性と耐欠損性を両立させることが可能な上、該
層は析出によって得られたものである故、コーティング
チップの弱点である膜剥離現象が生じないという結果を
引き出したものである。また該層は焼結技術によって得
られるもの故、ＣＶＤやＰＶＤでセラミックスを被覆し
たコーティングチップに対し製造コスト的にも低減が図
れる利点を持つものである。
の炭窒化物硬質層でもって耐摩耗性を高める効果を引き
出し、しかもその厚み、粗さを調整し耐欠損性や硬質相
脱落による耐摩耗性低下を防ぎ、コーティングチップ並
の耐摩耗性と耐欠損性を両立させることが可能な上、該
層は析出によって得られたものである故、コーティング
チップの弱点である膜剥離現象が生じないという結果を
引き出したものである。また該層は焼結技術によって得
られるもの故、ＣＶＤやＰＶＤでセラミックスを被覆し
たコーティングチップに対し製造コスト的にも低減が図
れる利点を持つものである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ // Ｂ２３Ｂ 27/14 Ｂ２３Ｂ 27/14 Ｂ
Claims (8)
- 【請求項１】 ＷとＴｉを必須成分としＭｏ，Ｖ，Ｎ
ｂ，Ｔａ，Ｚｒ及びＨｆの少なくとも１種とＮ（窒素）
とＣ（炭素）とを含有してなる炭化物、窒化物、炭窒化
物の硬質相を７５〜９５重量％と残部が鉄族金属を主成
分とする結合相と不可避的不純物で構成される焼結合金
において、 該焼結合金中のＷの含有量がＷＣに換算して６０〜９０
重量％、Ｔｉの含有量がＴｉＮ，又はＴｉＮとＴｉＣに
換算して３〜３０重量％、Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｚｒ
及びＨｆの合計含有量がＭｏ2 Ｃ，ＶＣ，ＮｂＣ，Ｔａ
Ｃ，ＺｒＣ及びＨｆＣに換算し０．５〜１０重量％であ
り、 表面に５〜１５μｍ厚みの炭窒化物層が存在し、該層は
合金に含有される硬質相金属成分のすべてとＮとＣから
なる相互固溶体であり、かつ表面粗さがＲａで１．５μ
ｍ以下であることを特徴とするＷＣ基超硬合金。 - 【請求項２】 炭窒化物層の硬さが１８００以上である
ことを特徴とする請求項１に記載のＷＣ基超硬合金。 - 【請求項３】 炭素と窒素の含有量が重量比で炭素／
（炭素＋窒素）が０．６〜０．９５であることを特徴と
する請求項２に記載のＷＣ基超硬合金。 - 【請求項４】 ＷとＴｉを必須成分としＭｏ，Ｖ，Ｎ
ｂ，Ｔａ，Ｚｒ及びＨｆの少なくとも１種とＮ（窒素）
とＣ（炭素）とを含有してなる炭化物、窒化物、炭窒化
物の硬質相を７５〜９５重量％と残部が鉄族金属を主成
分とする結合相と不可避的不純物で構成される焼結合金
において、 該焼結合金中のＷの含有量がＷＣに換算して６０〜９０
重量％、Ｔｉの含有量がＴｉＮ、又はＴｉＮとＴｉＣに
換算して３〜３０重量％、Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｚｒ
及びＨｆの合計含有量がＭｏ2 Ｃ，ＶＣ，ＮｂＣ，Ｔａ
Ｃ，ＺｒＣ及びＨｆＣに換算して０．５〜１０重量％で
あり、 最外層に５〜１５μｍ厚みの炭窒化物層が存在し、該層
は合金に含有される硬質相金属成分のすべてとＮとＣか
らなる相互固溶体であり、当該層直下に５〜５０μｍ厚
みのＷＣと金属結合相のみで構成される層（脱β層）が
存在し、かつ最外層の表面粗さがＲａで１．５μｍ以下
であることを特徴とするＷＣ基超硬合金。 - 【請求項５】 炭窒化物層の硬さが１８００以上である
ことを特徴とする請求項４に記載のＷＣ基超硬合金。 - 【請求項６】 炭素と窒素の含有量が重量比で炭素／
（炭素＋窒素）０．６〜０．９５であることを特徴とす
る請求項５に記載のＷＣ基超硬合金。 - 【請求項７】 粒度０．５μｍ以下のＷＣとＴｉを必須
的に含み４ａ族金属及び５ａ族金属から選ばれる金属の
炭化物、窒化物及び炭窒化物及び６ａ族金属の炭化物
（Ｗを除く）からなる群から選ばれる少なくとも一種又
は粒度０．５μｍ以下のＷＣとＴｉを必須的に含み４ａ
族金属及び５ａ族金属から選ばれる金属の炭化物、窒化
物及び炭窒化物及び６ａ族金属の炭化物（Ｗを除く）か
らなる群から選ばれる少なくとも二種の相互固溶体とか
らなる物質と鉄族金属を出発原料とし配合後、混合、成
形、焼結及び冷却工程を経て請求項１のＷＣ基超硬合金
とする製造方法であって、 該焼結工程が１０００℃から液相出現温度以上である最
終焼結温度まで１〜５Ｔｏｒｒの一定圧力の窒素ガス雰
囲気下とし、最終焼結温度にて１００〜５００Ｔｏｒｒ
の一定圧力の窒素ガス雰囲気下で１〜３時間保持、該窒
素雰囲気で冷却速度６℃／ｍｉｎ以上で冷却することを
特徴とするＷＣ基超硬合金の製造方法。 - 【請求項８】 粒度０．５μｍ以下のＷＣとＴｉを必須
的に含み４ａ族金属及び５ａ族金属から選ばれる金属の
炭化物、窒化物及び炭窒化物及び６ａ族金属の炭化物
（Ｗを除く）からなる群から選ばれる少なくとも一種又
は粒度０．５μｍ以下のＷＣとＴｉを必須的に含み４ａ
族金属及び５ａ族金属から選ばれる金属の炭化物、窒化
物及び炭窒化物及び６ａ族金属の炭化物（Ｗを除く）か
らなる群から選ばれる少なくとも二種の相互固溶体とか
らなる物質と鉄族金属を出発原料とし配合後、混合、成
形、焼結及び冷却工程を経て請求項４のＷＣ基超硬合金
とする製造方法であって、 該焼結工程が１０００℃から液相出現温度以上である最
終焼結温度まで１０-5Ｔｏｒｒ以上１Ｔｏｒｒ以下の真
空とし、最終焼結温度にて１００〜５００Ｔｏｒｒの一
定圧力の窒素ガス雰囲気下で１〜３時間保持、該窒素雰
囲気で冷却速度６℃／ｍｉｎ以上で冷却することを特徴
とするＷＣ基超硬合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9039134A JPH10237650A (ja) | 1997-02-24 | 1997-02-24 | Ｗｃ基超硬合金およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9039134A JPH10237650A (ja) | 1997-02-24 | 1997-02-24 | Ｗｃ基超硬合金およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10237650A true JPH10237650A (ja) | 1998-09-08 |
Family
ID=12544645
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9039134A Pending JPH10237650A (ja) | 1997-02-24 | 1997-02-24 | Ｗｃ基超硬合金およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH10237650A (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2004110689A1 (ja) * | 2003-06-13 | 2004-12-23 | Mitsubishi Materials Kobe Tools Corporation | 表面被覆歯切工具用超硬合金基材、及び表面被覆歯切工具 |
| US7163657B2 (en) | 2003-12-03 | 2007-01-16 | Kennametal Inc. | Cemented carbide body containing zirconium and niobium and method of making the same |
| JP2007007850A (ja) * | 2005-06-27 | 2007-01-18 | Sandvik Intellectual Property Ab | 被覆切削工具インサート |
| JP5314807B1 (ja) * | 2013-01-23 | 2013-10-16 | サンアロイ工業株式会社 | 超硬合金及びその製造方法、並びに超硬工具 |
| JP2014015636A (ja) * | 2012-07-06 | 2014-01-30 | Toyo Advanced Technologies Co Ltd | 硬質皮膜、硬質皮膜を有する金型及び工具 |
| US8834594B2 (en) | 2011-12-21 | 2014-09-16 | Kennametal Inc. | Cemented carbide body and applications thereof |
| JP2016169408A (ja) * | 2015-03-11 | 2016-09-23 | 新日鐵住金株式会社 | 超硬工具及び超硬工具の製造方法 |
| JP2019157182A (ja) * | 2018-03-09 | 2019-09-19 | 住友電気工業株式会社 | 超硬合金、それを含む切削工具、超硬合金の製造方法および切削工具の製法方法 |
-
1997
- 1997-02-24 JP JP9039134A patent/JPH10237650A/ja active Pending
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2004110689A1 (ja) * | 2003-06-13 | 2004-12-23 | Mitsubishi Materials Kobe Tools Corporation | 表面被覆歯切工具用超硬合金基材、及び表面被覆歯切工具 |
| US8859115B2 (en) | 2003-06-13 | 2014-10-14 | Mitsubishi Materials Corporation | Cemented carbide material for surface coated gear cutting tool and surface coated gear cutting tool |
| US7163657B2 (en) | 2003-12-03 | 2007-01-16 | Kennametal Inc. | Cemented carbide body containing zirconium and niobium and method of making the same |
| US7309466B2 (en) | 2003-12-03 | 2007-12-18 | Kennametal Inc. | Cemented carbide body containing zirconium and niobium and method of making the same |
| US8394169B2 (en) | 2003-12-03 | 2013-03-12 | Kennametal Inc. | Cemented carbide body containing zirconium and niobium and method of making the same |
| JP2007007850A (ja) * | 2005-06-27 | 2007-01-18 | Sandvik Intellectual Property Ab | 被覆切削工具インサート |
| US8834594B2 (en) | 2011-12-21 | 2014-09-16 | Kennametal Inc. | Cemented carbide body and applications thereof |
| JP2014015636A (ja) * | 2012-07-06 | 2014-01-30 | Toyo Advanced Technologies Co Ltd | 硬質皮膜、硬質皮膜を有する金型及び工具 |
| JP5314807B1 (ja) * | 2013-01-23 | 2013-10-16 | サンアロイ工業株式会社 | 超硬合金及びその製造方法、並びに超硬工具 |
| JP2016169408A (ja) * | 2015-03-11 | 2016-09-23 | 新日鐵住金株式会社 | 超硬工具及び超硬工具の製造方法 |
| JP2019157182A (ja) * | 2018-03-09 | 2019-09-19 | 住友電気工業株式会社 | 超硬合金、それを含む切削工具、超硬合金の製造方法および切削工具の製法方法 |
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