JPS591103A - 被覆硬質工具刃先体 - Google Patents
被覆硬質工具刃先体Info
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- JPS591103A JPS591103A JP10937382A JP10937382A JPS591103A JP S591103 A JPS591103 A JP S591103A JP 10937382 A JP10937382 A JP 10937382A JP 10937382 A JP10937382 A JP 10937382A JP S591103 A JPS591103 A JP S591103A
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- JP
- Japan
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- layer
- furnace
- metal
- intermediate layer
- gas
- Prior art date
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
- 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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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
【発明の詳細な説明】
本発明は、いわゆる超硬合金又はサーメツ)1基材とし
、最外層をアルミナとする多層被覆硬質工具刃先体にお
いて、中間層の金属組織学的構造が微細化され、旦つ強
靭化され、更にまた基材と中間層間及び中間層と最外層
間の接合強度が強化された被覆硬質工具刃先体を提供す
るものである。
、最外層をアルミナとする多層被覆硬質工具刃先体にお
いて、中間層の金属組織学的構造が微細化され、旦つ強
靭化され、更にまた基材と中間層間及び中間層と最外層
間の接合強度が強化された被覆硬質工具刃先体を提供す
るものである。
各梱材料の切削にいわゆる超硬合金又はサーメットがそ
の工具刃先体として上動に用いられているが、これら超
硬合金又はサーメットに各攬金楓の炭化物、窒化物、酸
化物或いはこれらの相互固溶体を単層又は積層して被覆
し工具刃先体を構成するとき著しくその性能が改善され
ることが知られている。
の工具刃先体として上動に用いられているが、これら超
硬合金又はサーメットに各攬金楓の炭化物、窒化物、酸
化物或いはこれらの相互固溶体を単層又は積層して被覆
し工具刃先体を構成するとき著しくその性能が改善され
ることが知られている。
!寺に最外1@ f AtzOs及び/又はZrO2と
するときはその耐摩耗性の改善はめざましいものがある
ことも知られている。
するときはその耐摩耗性の改善はめざましいものがある
ことも知られている。
そのため今日までkt20s及び/又はZrO2を最外
層とする工具刃先体の少なからぬ提案がなされ3貞 て来た。
層とする工具刃先体の少なからぬ提案がなされ3貞 て来た。
しかしこの場合最も困難な問題Vikt203層とそれ
に隣接する面との間の接合強度が十分でないことであり
上記従来提案の下部分は上記接合強度の改善に関するも
のであったが、いずれも尚十分な改善とは云えないもの
である。
に隣接する面との間の接合強度が十分でないことであり
上記従来提案の下部分は上記接合強度の改善に関するも
のであったが、いずれも尚十分な改善とは云えないもの
である。
最本単純な接合力強化の提案としては超硬合金基材の表
面に先づFe、Co、Niの群から選ばれた金楓層を被
覆し、その上にAt20s1に被覆するものであり、こ
れはCoなどとkttOsとの接合力が大であることか
ら結合力強化の目的にはかなうものであったが、切削工
具刃先体として使用するとき大きな切削抵抗力の下でC
Oなとの層の存在のためにかえって切刃近傍に局所的な
塑性変形を生じこのため靭性に乏しいkttOs層は破
損欠落し、かえって工具寿命を短くすると云う欠点があ
った。
面に先づFe、Co、Niの群から選ばれた金楓層を被
覆し、その上にAt20s1に被覆するものであり、こ
れはCoなどとkttOsとの接合力が大であることか
ら結合力強化の目的にはかなうものであったが、切削工
具刃先体として使用するとき大きな切削抵抗力の下でC
Oなとの層の存在のためにかえって切刃近傍に局所的な
塑性変形を生じこのため靭性に乏しいkttOs層は破
損欠落し、かえって工具寿命を短くすると云う欠点があ
った。
更にこの種の提案では、COなどがAt tOsの気相
からの蒸着においてktxosの結晶の成長を促進する
と云う性質があるため、該結晶の粗大化を招きそれ自体
機械的強度を低下せしめる原因の一つとなると云う欠点
もあった。
からの蒸着においてktxosの結晶の成長を促進する
と云う性質があるため、該結晶の粗大化を招きそれ自体
機械的強度を低下せしめる原因の一つとなると云う欠点
もあった。
COなとの金属がAl2O3被覆層との結合力に優れて
いると云う長所をもち、更に一方ではま逢気相からのA
t20s結晶の成長を助勢すると云う一見有利な特徴は
、00などを結合材金属として含む超硬合金表面全直接
Az20s全被覆する場合に、むしろ大きな欠点となる
ことが知られている。その理由は被覆すべき超硬合金の
表面に露呈しているWCや’l’ic結晶而とCO面晶
面とでは、上記の理由でAt20s結晶の成長速度が異
り、WC,TiC面上では遅く細いAz20s結晶が成
長するため基材と被覆の境界面近傍に有害な巣孔及び粗
大At 203粒子ができることにある。
いると云う長所をもち、更に一方ではま逢気相からのA
t20s結晶の成長を助勢すると云う一見有利な特徴は
、00などを結合材金属として含む超硬合金表面全直接
Az20s全被覆する場合に、むしろ大きな欠点となる
ことが知られている。その理由は被覆すべき超硬合金の
表面に露呈しているWCや’l’ic結晶而とCO面晶
面とでは、上記の理由でAt20s結晶の成長速度が異
り、WC,TiC面上では遅く細いAz20s結晶が成
長するため基材と被覆の境界面近傍に有害な巣孔及び粗
大At 203粒子ができることにある。
このような欠点を排除して、巣孔のない緻密なkt20
s被覆層を得る九めの提案として超硬合金表面に先づ結
合材金属を含まない゛viC内層を被覆し、CO系で結
合材金属の影響tjJ断し、然る後htzos2気相か
ら蒸着すると云う被覆物品の提案がある。(例えば特開
昭48−59106゜U8P3.837.896 )
この提案によってCOなど結5貞 合拐金pj4を含まなl/−緻密なAt203被覆層が
得られることは事実であろうが、しかしこの提案にも次
のような欠点がある。
s被覆層を得る九めの提案として超硬合金表面に先づ結
合材金属を含まない゛viC内層を被覆し、CO系で結
合材金属の影響tjJ断し、然る後htzos2気相か
ら蒸着すると云う被覆物品の提案がある。(例えば特開
昭48−59106゜U8P3.837.896 )
この提案によってCOなど結5貞 合拐金pj4を含まなl/−緻密なAt203被覆層が
得られることは事実であろうが、しかしこの提案にも次
のような欠点がある。
すなわちmlにはTiCとAt20s との結合力の不
足のために一つの重要な課題であるところの被覆J−間
の強力な接合が得られないことであり、第′ 2には
AzzOsの被覆速度が低く被覆コストの一ヒで不、f
IIがあることである。そして、第3にはcoなどの結
合打金txt含有しないIll i C内層を形成する
ことが著しく困難で工業的でないことである。
足のために一つの重要な課題であるところの被覆J−間
の強力な接合が得られないことであり、第′ 2には
AzzOsの被覆速度が低く被覆コストの一ヒで不、f
IIがあることである。そして、第3にはcoなどの結
合打金txt含有しないIll i C内層を形成する
ことが著しく困難で工業的でないことである。
これらの欠点を改善するために IT j C/、中間
層を彼績した中間被憶体を、最外層At203のffL
樟前に、結合材金属の融点以上に再加熱して基材中の結
合材金属を中間層に拡散侵入させ、然る後に最外層At
20sを被覆せしめる方法が提案されている。(例えは
特開昭51−151279. USP4.018.63
1%開昭56−145181. USP4.282.2
89 )これらの提案が上述の欠点の成るものを改善す
ることは事実であるが、結合相金為の融点以上に再加熱
することにより基材を構成する炭化物等測6頁 質相の結晶粒を粗大化することは勿論、中間層を構成す
る炭化物等の結晶全粗大化し、且つ過剰な結合相金属の
中間層への侵入のため中間層の軟化をもらし、別の欠点
を生むと太う結果となる。
層を彼績した中間被憶体を、最外層At203のffL
樟前に、結合材金属の融点以上に再加熱して基材中の結
合材金属を中間層に拡散侵入させ、然る後に最外層At
20sを被覆せしめる方法が提案されている。(例えは
特開昭51−151279. USP4.018.63
1%開昭56−145181. USP4.282.2
89 )これらの提案が上述の欠点の成るものを改善す
ることは事実であるが、結合相金為の融点以上に再加熱
することにより基材を構成する炭化物等測6頁 質相の結晶粒を粗大化することは勿論、中間層を構成す
る炭化物等の結晶全粗大化し、且つ過剰な結合相金属の
中間層への侵入のため中間層の軟化をもらし、別の欠点
を生むと太う結果となる。
本発明は上記先行技術の欠点全詳細に分析、研究を重ね
て得られた次のような知見に基いてなされたものである
。
て得られた次のような知見に基いてなされたものである
。
(11AzzOsの被覆のためKは、被覆すべき而に適
度にCOなど鉄族金属を介在させるべきである。
度にCOなど鉄族金属を介在させるべきである。
すなわち下地面とAtxOs4I!覆七の接合力を強化
し、且つkttos結昌の生成を適度に助勢するためで
ある。
し、且つkttos結昌の生成を適度に助勢するためで
ある。
(2)普通超硬台金の表面上でAttOs結晶が粗大に
なり且つその近傍に巣孔を生ずるのは該表面に露呈して
いるCoなど結合相金属の無比単位当りの面積が大きい
ためであり、且つ又紹出単位間の距シが大きいため、つ
ま夛WC,TjCなどの粒径が大きいためである。
なり且つその近傍に巣孔を生ずるのは該表面に露呈して
いるCoなど結合相金属の無比単位当りの面積が大きい
ためであり、且つ又紹出単位間の距シが大きいため、つ
ま夛WC,TjCなどの粒径が大きいためである。
面
因の一つでもある。
7真
上記知見によれば、緻密で強度高く耐摩耗耐食性にすぐ
れたktzosなどの薄層全、Goなど結合材台用とW
C,TiCなど炭化物とからなる超硬合金表面に強固に
被覆するには、何らかの方法により被覆すべき面に適当
量のCOなど結合相金Nt積極的に露出させ、且つその
露出部分は極めて細い点状又は線状に近接して(密度高
く)分布することが望゛ましいと云うことになる。
れたktzosなどの薄層全、Goなど結合材台用とW
C,TiCなど炭化物とからなる超硬合金表面に強固に
被覆するには、何らかの方法により被覆すべき面に適当
量のCOなど結合相金Nt積極的に露出させ、且つその
露出部分は極めて細い点状又は線状に近接して(密度高
く)分布することが望゛ましいと云うことになる。
発明者らは上記知見から得られた望ましい状態を実現す
べく鋭意研究を重ねた結果、更に次のような1喪な知見
が得られた。
べく鋭意研究を重ねた結果、更に次のような1喪な知見
が得られた。
+41 Coなど結合相金属とWe、TiCなどの硬
質相とよりなる超硬合金基材の表面に格別な処理を施す
ことなく通常のCVL)(Chemical Vapo
rDepos r t Jon化学蒸着)の方法で′I
″jc などを被覆する場合、被覆層を構成するTie
なとの結晶粒間には微細な間隙や空間があり、全体とし
て欠陥を含む構造である。
質相とよりなる超硬合金基材の表面に格別な処理を施す
ことなく通常のCVL)(Chemical Vapo
rDepos r t Jon化学蒸着)の方法で′I
″jc などを被覆する場合、被覆層を構成するTie
なとの結晶粒間には微細な間隙や空間があり、全体とし
て欠陥を含む構造である。
(5)上記微細な欠陥は結合剤金属で補填し、接合する
のがよいのであるが、折角形成されている硬質相粒子同
志の結合全分離させる程多量の結合相金属の侵入はかえ
って中間層全軟弱化させる。
のがよいのであるが、折角形成されている硬質相粒子同
志の結合全分離させる程多量の結合相金属の侵入はかえ
って中間層全軟弱化させる。
(6)基材から中間層への結合相金属の拡散侵入の程度
は、蒸着反応室内のCH4ガスの濃度、全ガス圧、温度
によって制御できる。(例えば粉体粉末冶金協会昭、)
IJ55年度秋季大会講演概要集P60r ’II +
Cコーティングにおける超硬母材表面のC。
は、蒸着反応室内のCH4ガスの濃度、全ガス圧、温度
によって制御できる。(例えば粉体粉末冶金協会昭、)
IJ55年度秋季大会講演概要集P60r ’II +
Cコーティングにおける超硬母材表面のC。
の挙動」佐々木恒etal )
(7) 上記+1jiC等被積績を構成する結晶粒間
の上記間隙の大きさ及び量は、上記結晶の成長速度及び
結晶の大きさに関係があり、成長速度及び/又は結晶の
大きさが大である程大である。
の上記間隙の大きさ及び量は、上記結晶の成長速度及び
結晶の大きさに関係があり、成長速度及び/又は結晶の
大きさが大である程大である。
(8) 従って上記+11iC寺被榎層の表面に露呈
するCO等結合相金属の単位の大きさ及びその分布は上
記’l’ic等被撞層全構成するTiC等結晶の大きさ
及び結晶成長速度によって制御できる。
するCO等結合相金属の単位の大きさ及びその分布は上
記’l’ic等被撞層全構成するTiC等結晶の大きさ
及び結晶成長速度によって制御できる。
(9)上記TiC等被覆層の表面1<kt宜0s等耐摩
耗性被横を通常CVD の方法で行う場合AjtOs等
結晶の成長は主に上記TiC等被覆層の表面に露呈した
CO等結合相金桐を起点として生じ、上記AtzOs9
頁 等結晶の大きさは上記TiC等被覆層を構成する上記T
iC等結晶粒の大きさを超えることがない。
耗性被横を通常CVD の方法で行う場合AjtOs等
結晶の成長は主に上記TiC等被覆層の表面に露呈した
CO等結合相金桐を起点として生じ、上記AtzOs9
頁 等結晶の大きさは上記TiC等被覆層を構成する上記T
iC等結晶粒の大きさを超えることがない。
■ 上記TiC等被覆層t−構成する上記TiC等結晶
粒の大きさは、上記TiC等被慣の工程の初期段階又は
その工程の全時間中に微量のAt含有ガス又はSi 含
有ガス金導入することにより微細化される。
粒の大きさは、上記TiC等被慣の工程の初期段階又は
その工程の全時間中に微量のAt含有ガス又はSi 含
有ガス金導入することにより微細化される。
本発明は以上の知見に基いてなされたものであり、その
構成は次の如くである。すなわち最外層をα−アルミナ
及び/又はに−アルミナの層とし基材を周期律表第1V
a、 va、 Via族から選ばれた少くとも一種の金
属の炭化物、窒化物及び/又は炭窒化物又は上記化合物
の二種以上の混合物及び/又は相互固溶体が硬質相要素
(以下110等硬質相物質と呼ぶ)、鉄・コバルト・ニ
ッケル・クロム・モリブデンの群から選ばれた少くとも
1種の金属が結合相要素(以下CO等結合相金属と呼ぶ
)であるXいわゆる超硬合金又tより−メットとする多
層被覆硬質工具刃先体において、上記最外層に隣接する
中間層は01以上1.0%以下(%にこと10頁 わりない限9重1%)のCO等結合相金PA(以FCo
等中間層結合相金属と呼ぶ)と、0.01%以上0.1
%以下のAt、8i及び/又はそitらの化合物と、残
部が周期律表第1Va、Va族から選ばれた少くとも1
種の金属の炭化物・窒化物及び/又は炭窒化物又はこれ
ら化合物の混合物及び/又は相互固溶体(以下’l”i
c等等間間層化合物呼ぶ)からなシ、上記TiC等中間
層化合物の結晶粒の大きさは1.0μm以下好ましくは
0.5μm以下であり、上記Co等中間層結合相金属は
上記AzzOs最外層と接する向上に上記TiC等中間
層化合物の結晶粒界に沿って犀出し、上7 kttOs
等最外層と強固に接合していること11−1+!f徴と
する被覆硬質工具刃先体である。
構成は次の如くである。すなわち最外層をα−アルミナ
及び/又はに−アルミナの層とし基材を周期律表第1V
a、 va、 Via族から選ばれた少くとも一種の金
属の炭化物、窒化物及び/又は炭窒化物又は上記化合物
の二種以上の混合物及び/又は相互固溶体が硬質相要素
(以下110等硬質相物質と呼ぶ)、鉄・コバルト・ニ
ッケル・クロム・モリブデンの群から選ばれた少くとも
1種の金属が結合相要素(以下CO等結合相金属と呼ぶ
)であるXいわゆる超硬合金又tより−メットとする多
層被覆硬質工具刃先体において、上記最外層に隣接する
中間層は01以上1.0%以下(%にこと10頁 わりない限9重1%)のCO等結合相金PA(以FCo
等中間層結合相金属と呼ぶ)と、0.01%以上0.1
%以下のAt、8i及び/又はそitらの化合物と、残
部が周期律表第1Va、Va族から選ばれた少くとも1
種の金属の炭化物・窒化物及び/又は炭窒化物又はこれ
ら化合物の混合物及び/又は相互固溶体(以下’l”i
c等等間間層化合物呼ぶ)からなシ、上記TiC等中間
層化合物の結晶粒の大きさは1.0μm以下好ましくは
0.5μm以下であり、上記Co等中間層結合相金属は
上記AzzOs最外層と接する向上に上記TiC等中間
層化合物の結晶粒界に沿って犀出し、上7 kttOs
等最外層と強固に接合していること11−1+!f徴と
する被覆硬質工具刃先体である。
本発明の最も大きな構成上の特徴は、上記Atz03等
最外JtIjK隣接する中間層にCO等結合相金属を含
んでおり且つこれが上記At203等最外層と接する面
上に上記TiC等中間層化合物の粒界に沿って露出し、
上記TiC等中間層化合物の結晶粒はAt−8i及び/
又はそれらの化合物の存在によ11貞 ってきわめて微細に制御されているところにある。
最外JtIjK隣接する中間層にCO等結合相金属を含
んでおり且つこれが上記At203等最外層と接する面
上に上記TiC等中間層化合物の粒界に沿って露出し、
上記TiC等中間層化合物の結晶粒はAt−8i及び/
又はそれらの化合物の存在によ11貞 ってきわめて微細に制御されているところにある。
本発明の効果は前述の知見より自ら明らかであるが、第
一には蒸着された中間層が本来的にもつ内部の微細な欠
陥を基材より拡散侵入させた必要、十分量の結合相金属
によシ補横・接合することKより中間層が著しく強化さ
れること、第二には基材より拡散侵入させた上記結合相
金属が中間層の上記表面にまで分布し露出し、且つこの
露出単位が中間層に含有せしめたAz、Si又はそれら
の化合物の作用によシ微細化されたTie等硬買相結晶
粒界に微細且つ緻密に分布することにより、微細にして
緻密なAtzOs結晶がその上に強い接合力の下に成長
すること、第三には基材からの結合相金網の拡散に伴い
基材と中間層の接合が強化されると云うことである。
一には蒸着された中間層が本来的にもつ内部の微細な欠
陥を基材より拡散侵入させた必要、十分量の結合相金属
によシ補横・接合することKより中間層が著しく強化さ
れること、第二には基材より拡散侵入させた上記結合相
金属が中間層の上記表面にまで分布し露出し、且つこの
露出単位が中間層に含有せしめたAz、Si又はそれら
の化合物の作用によシ微細化されたTie等硬買相結晶
粒界に微細且つ緻密に分布することにより、微細にして
緻密なAtzOs結晶がその上に強い接合力の下に成長
すること、第三には基材からの結合相金網の拡散に伴い
基材と中間層の接合が強化されると云うことである。
以下実施例によって更に内容を明細圧したい。
超硬合金P30用母材(形状TNMA332型スローア
ウエイチツプ)ヲ、インコネル製炉芯管を有する外熱式
炉中へ5000ケ装入し、次の条件で硬質被覆層を付与
した。
ウエイチツプ)ヲ、インコネル製炉芯管を有する外熱式
炉中へ5000ケ装入し、次の条件で硬質被覆層を付与
した。
第1段
Hz + 1.5 % CH4カス雰囲気中テ105o
℃迄加熱し、その温度全保持したまま炉内へ10%Ti
Cz4−90%112組成(容量チ)のガスを流入させ
炉内’i39mbar の減圧にし、7分間保持した。
℃迄加熱し、その温度全保持したまま炉内へ10%Ti
Cz4−90%112組成(容量チ)のガスを流入させ
炉内’i39mbar の減圧にし、7分間保持した。
第2段
次いで流入ガス金上記のものから、5%’l”ic?z
n−18%cH4−1%AtCts−0.1%C0−7
5,9%02組成のガスに換え炉内圧力’ft300m
bar180分間保持した。180分後、炉内温度を9
50℃に冷却した。冷却中の炉内雰囲気はIlz雰囲気
とした。
n−18%cH4−1%AtCts−0.1%C0−7
5,9%02組成のガスに換え炉内圧力’ft300m
bar180分間保持した。180分後、炉内温度を9
50℃に冷却した。冷却中の炉内雰囲気はIlz雰囲気
とした。
H3段
炉内温度を950℃に保持したまま120分間4.5%
ktcts −10チCot−85,5チH2組成のガ
スを流入し続け、炉内圧力は20mbarに保持し13
貞 た。120分後、炉内雰囲気をH2ガスに切換冷却した
。その結果、平均粒径03μmからなるTiCを主成分
とし、0.08重量−のAt化合物並びに、0.36重
量%のCo成分並びに酸素を微量含有する被覆層が中間
層として、約55μm厚さに生成、最外層として、酸化
アルミニウム層が約1.0μm厚さに生成した。この様
にして得られたチップ28−1とする。
ktcts −10チCot−85,5チH2組成のガ
スを流入し続け、炉内圧力は20mbarに保持し13
貞 た。120分後、炉内雰囲気をH2ガスに切換冷却した
。その結果、平均粒径03μmからなるTiCを主成分
とし、0.08重量−のAt化合物並びに、0.36重
量%のCo成分並びに酸素を微量含有する被覆層が中間
層として、約55μm厚さに生成、最外層として、酸化
アルミニウム層が約1.0μm厚さに生成した。この様
にして得られたチップ28−1とする。
実施例2.。
実施例1.と同様に炉内に装入した5000ケのスロー
アウェイチップに次の条件で被覆層を付与した。
アウェイチップに次の条件で被覆層を付与した。
第1段
H*+1.51CH* ガス券り気中テ1o5o℃迄加
熱した後、その温度を保持したまま炉内を39mbar
になる迄排気し次いで、炉内に10%TiCz4−90
%Hz組成のガスを流入した。3分間ガスを流入し続は
炉内圧力は30mbarに保持した。
熱した後、その温度を保持したまま炉内を39mbar
になる迄排気し次いで、炉内に10%TiCz4−90
%Hz組成のガスを流入した。3分間ガスを流入し続は
炉内圧力は30mbarに保持した。
第2段
次いで炉内を1050℃に保持したまま、流入ガニ4頁
x2上記組成ノモノカら、5%TiCz4−15%C1
14−79%H2−1%ktcts 組成のカスに切
換、炉内圧力を230mbarに保持し続けながら30
0分間被覆処理を行ない、その後炉内へのガスの流入を
停止し、炉内ガス金排気した。
14−79%H2−1%ktcts 組成のカスに切
換、炉内圧力を230mbarに保持し続けながら30
0分間被覆処理を行ない、その後炉内へのガスの流入を
停止し、炉内ガス金排気した。
第3段
更に1050℃に保持された炉内に
4.5%AtCts −10%C(J2−20%C0−
65,5%lit組成のガスを流入させ、炉内圧力金3
0mbarに保持したまま60分間ガスを流入させ続け
た。60分後炉内fHtガスに置換し、冷却し友。その
結果母材超硬工具表面に平均粒径0.5μmからなるT
lcを主成分とし、O,OS電41%のAt化合物並ひ
に0.5重量%のCo 成分會含有する被覆層が中間層
として約5zun 厚さに生成、最外層として、中間層
と強固に密着した酸化アルミニウムが1.5μm厚さに
生成した。この様にして得られ友チップを8−2とする
。
65,5%lit組成のガスを流入させ、炉内圧力金3
0mbarに保持したまま60分間ガスを流入させ続け
た。60分後炉内fHtガスに置換し、冷却し友。その
結果母材超硬工具表面に平均粒径0.5μmからなるT
lcを主成分とし、O,OS電41%のAt化合物並ひ
に0.5重量%のCo 成分會含有する被覆層が中間層
として約5zun 厚さに生成、最外層として、中間層
と強固に密着した酸化アルミニウムが1.5μm厚さに
生成した。この様にして得られ友チップを8−2とする
。
実施例
実施例1.と同様に炉内に5000ケのスローアウ15
頁 イチッグを装入し、次の条件で被僅層を付与した。
頁 イチッグを装入し、次の条件で被僅層を付与した。
第1段
炉内を1100℃に保持しfC,まま、4%i’1cz
4−4%CH4−92%H2組成ガス′fc流入し続は
炉、内圧力を5Qmbarにし、15分間保った。
4−4%CH4−92%H2組成ガス′fc流入し続は
炉、内圧力を5Qmbarにし、15分間保った。
第2段
15分後、上記ガスに更に、全カス量の30容量チのN
2ガス並びに0.1容量チの8iCtaガス金加え、炉
内比力全50mbar に保持したまま、ガスを流入し
続け、炉内温度を1000℃に下ける。温度は約20分
後に1000℃迄降下し、そのままの温度で300分間
ガスを流入し続け、炉内圧力は5 Qmb a r に
保持した。
2ガス並びに0.1容量チの8iCtaガス金加え、炉
内比力全50mbar に保持したまま、ガスを流入し
続け、炉内温度を1000℃に下ける。温度は約20分
後に1000℃迄降下し、そのままの温度で300分間
ガスを流入し続け、炉内圧力は5 Qmb a r に
保持した。
第3段
300分後、炉内に更にAzCts5谷鼠チ、CO28
容量囁、C0IO容量チのカスを加え約10分後にTj
Cz4. CH4及び8rCt4ガスの流入を中止し、
更に20分後N2ガスの流入を中止した。この間炉内は
1000℃5Qmbar に保持し続けた。
容量囁、C0IO容量チのカスを加え約10分後にTj
Cz4. CH4及び8rCt4ガスの流入を中止し、
更に20分後N2ガスの流入を中止した。この間炉内は
1000℃5Qmbar に保持し続けた。
その後更に120分間ガス金流入しつつ、1000℃特
開’o59−110:! (5) 5Qmbarに保持してkzz03の被覆処理を行なっ
た。その結果、母材表面に約l Itm厚さの’l’i
c内層、その外層にTicとTiNの固溶体金主成分と
し、約0.04i[%の81化合物を含有した平均粒径
03μmで厚さ約5μmからなる内層と強固に結合した
層が生成された。然も内層外層中には、平均約02重量
%のCo成分を含有していた。更に最外層として約1.
5μm厚さのAzzOsl主成分とした層が形成され友
。尚、外層と最外層との界面は多少お互いに入り組んで
おり、相互の元素が混在していた。この様にして得られ
たチップ=28−3とする。
開’o59−110:! (5) 5Qmbarに保持してkzz03の被覆処理を行なっ
た。その結果、母材表面に約l Itm厚さの’l’i
c内層、その外層にTicとTiNの固溶体金主成分と
し、約0.04i[%の81化合物を含有した平均粒径
03μmで厚さ約5μmからなる内層と強固に結合した
層が生成された。然も内層外層中には、平均約02重量
%のCo成分を含有していた。更に最外層として約1.
5μm厚さのAzzOsl主成分とした層が形成され友
。尚、外層と最外層との界面は多少お互いに入り組んで
おり、相互の元素が混在していた。この様にして得られ
たチップ=28−3とする。
実施例4゜
実施例1.と同様−に炉内に5000ケのスローアウェ
イチップ全装入し、次の条件で被覆層を付与した。
イチップ全装入し、次の条件で被覆層を付与した。
第1段
炉内を1050℃に保持したまま、5%TiCz4−8
%CH4−87%Hzのガスを流入し続け、炉内圧力は
lQQmbarに保持した。60分経過後、更に1’/
貝 5iCt4ガスを全ガス量の01容禁%全加え、そのま
ま180分間被覆し続けた。その間炉内はlQQmba
rに保持した。
%CH4−87%Hzのガスを流入し続け、炉内圧力は
lQQmbarに保持した。60分経過後、更に1’/
貝 5iCt4ガスを全ガス量の01容禁%全加え、そのま
ま180分間被覆し続けた。その間炉内はlQQmba
rに保持した。
第2段
180分経過後、炉内ガスを排気し、上記ガスの代りに
4.5チAzCzs −10%C0z−20%C0−6
5,5%H2からなるガスを60分間流入させ峰炉内圧
力は3Qmbarに保持した。その結果、母材表面に中
間層として、1’ic全主成分とし、Siの化合物全豹
0.04重量%、CO金金属約0.9重量%含有した平
均粒径0.7μmからなる硬質層が形成され、更に最外
層として、ktxos2主成分とした1、5μmの厚さ
からなる中間層と強固に結合したセラミック層が形成さ
れた。このチップyS−4とする。
4.5チAzCzs −10%C0z−20%C0−6
5,5%H2からなるガスを60分間流入させ峰炉内圧
力は3Qmbarに保持した。その結果、母材表面に中
間層として、1’ic全主成分とし、Siの化合物全豹
0.04重量%、CO金金属約0.9重量%含有した平
均粒径0.7μmからなる硬質層が形成され、更に最外
層として、ktxos2主成分とした1、5μmの厚さ
からなる中間層と強固に結合したセラミック層が形成さ
れた。このチップyS−4とする。
比較用として実施例4.の中間層生成に際して、5iC
taガスを全く添加しなかった場合のチップを8−5と
する。S−5の中間層にはS+化合物は検出されず然も
含有Coiは0.61重量%となり、TiCの平均粒径
は約1.2μmに成長しており最外層10 月 のkt20s層は、平均厚さは実施例4.よりも幾分薄
く約1.2μmであり、然も、厚さのバラツキが大きく
平滑性にとほしいものであった。
taガスを全く添加しなかった場合のチップを8−5と
する。S−5の中間層にはS+化合物は検出されず然も
含有Coiは0.61重量%となり、TiCの平均粒径
は約1.2μmに成長しており最外層10 月 のkt20s層は、平均厚さは実施例4.よりも幾分薄
く約1.2μmであり、然も、厚さのバラツキが大きく
平滑性にとほしいものであった。
また、実施例4、の中間層生成に際し、8iCt4ガス
f 1 ’d %4) %に増加させて作成したチップ
をS−6とする。S−6の中間層はSi化合物を約02
車量チ含有し然もCo含有量は1.6屯殖チとなり、+
11iCの平均粒径は約0.7μm であった。最外層
のAz203層は平均厚さ1.8z*mであった。
f 1 ’d %4) %に増加させて作成したチップ
をS−6とする。S−6の中間層はSi化合物を約02
車量チ含有し然もCo含有量は1.6屯殖チとなり、+
11iCの平均粒径は約0.7μm であった。最外層
のAz203層は平均厚さ1.8z*mであった。
実施例5゜
実施1+lJ 1.と同様に炉内に装入した5000ケ
のスローアウェイチップに次の条件で被覆層を付与した
。
のスローアウェイチップに次の条件で被覆層を付与した
。
第1段
炉内が1050℃になる迄Hz雰囲気中で昇温し、その
温度を保持したまま、炉内へ5%TiCzn −30%
CH4−65%112組成(容量)のガスを流入し5分
間炉内圧力を3Qrnbar に保持した後金カス緻の
30%のN2ガス全追加導入した。その後直ちにCH4
ガスを停止し炉内圧力t 100mba rに保持し1
9頁 つつガスの流入を続け、200分経過後ガスの流入を中
止し、炉内ガスを排気し、炉内温度1050℃に保持し
たまま、4,5チktcts −10チCot−20%
C0−65,5%H2組成のガスを流入させ、炉内圧力
’&30mbar に保持した。80分経過後炉径0.
8μmからなる被榎l−が約5μm生成しており r
Co含有ミル、0004重t%であった更に最外層 1
1〆暇 として、kt20sf主成分とする層が1.5μm厚さ
に S生成L−?−いえ。3゜アラ7”kS−7+!:
t6o ”実施例6゜ Sl、S2、S3、S4、S5、S6、S7 の夫々の
スローアウェイチップ(TNMA332型)により、4
本の溝付548C鋼材の外周断続旋削を行なった。
温度を保持したまま、炉内へ5%TiCzn −30%
CH4−65%112組成(容量)のガスを流入し5分
間炉内圧力を3Qrnbar に保持した後金カス緻の
30%のN2ガス全追加導入した。その後直ちにCH4
ガスを停止し炉内圧力t 100mba rに保持し1
9頁 つつガスの流入を続け、200分経過後ガスの流入を中
止し、炉内ガスを排気し、炉内温度1050℃に保持し
たまま、4,5チktcts −10チCot−20%
C0−65,5%H2組成のガスを流入させ、炉内圧力
’&30mbar に保持した。80分経過後炉径0.
8μmからなる被榎l−が約5μm生成しており r
Co含有ミル、0004重t%であった更に最外層 1
1〆暇 として、kt20sf主成分とする層が1.5μm厚さ
に S生成L−?−いえ。3゜アラ7”kS−7+!:
t6o ”実施例6゜ Sl、S2、S3、S4、S5、S6、S7 の夫々の
スローアウェイチップ(TNMA332型)により、4
本の溝付548C鋼材の外周断続旋削を行なった。
切削速度100 m7分、切り込み1,511.送り速
度は0.15.0.20.0.30.0.40.0.5
0.0.60゜龍/1回転、の順に夫々の送り速度で1
000回の衝撃を加え、欠けが発生しなかった場合に順
次透性開口U39−1103 (5) すkRめ、欠けが発生する迄続ける方法で1=ツノの削
欠1貝注ケ6+′1曲した。
度は0.15.0.20.0.30.0.40.0.5
0.0.60゜龍/1回転、の順に夫々の送り速度で1
000回の衝撃を加え、欠けが発生しなかった場合に順
次透性開口U39−1103 (5) すkRめ、欠けが発生する迄続ける方法で1=ツノの削
欠1貝注ケ6+′1曲した。
S−I S−28−38−48−58−68−7記゛
料番号 なかつ ×; その送り速度で1000回の衝撃に漬俣イものり
; その込妙逮度で1000回の衝撃に耐えたもの21
貞 S−1,S−2,S−3,S−4は本発明のものであり
8−5.8−6.8−7は本発明のものでは無い。中間
層のCO含有皿の少ないs−7の炭火損性が著しく悪い
ことが解る。
料番号 なかつ ×; その送り速度で1000回の衝撃に漬俣イものり
; その込妙逮度で1000回の衝撃に耐えたもの21
貞 S−1,S−2,S−3,S−4は本発明のものであり
8−5.8−6.8−7は本発明のものでは無い。中間
層のCO含有皿の少ないs−7の炭火損性が著しく悪い
ことが解る。
実施例7゜
S−1,S−2,S−3,S−4,8−5゜S−6,S
−7のチップを用い、848C鋼材(Hs28〜32)
の湿式旋削を切削速度30m/分、切り込み1.5mg
、送り速度0.15m1/1回転の条件で5分間切削し
た場合のチップすくい面のコーティング層の剥離状態を
観察したところ、S−1゜S−2,8−3,8−4には
コーティング層の擦過痕のみが認められ、剥離は全く認
められないのに対し、S−5は擦過痕の約35%が、又
、S−6は約30チが、S−7は約85%が剥離し母材
超硬合金の露出が見られた。従って本発明品であるS−
1,8−2,S−3,S−4が耐剥離性において優れて
いることが解る。
−7のチップを用い、848C鋼材(Hs28〜32)
の湿式旋削を切削速度30m/分、切り込み1.5mg
、送り速度0.15m1/1回転の条件で5分間切削し
た場合のチップすくい面のコーティング層の剥離状態を
観察したところ、S−1゜S−2,8−3,8−4には
コーティング層の擦過痕のみが認められ、剥離は全く認
められないのに対し、S−5は擦過痕の約35%が、又
、S−6は約30チが、S−7は約85%が剥離し母材
超硬合金の露出が見られた。従って本発明品であるS−
1,8−2,S−3,S−4が耐剥離性において優れて
いることが解る。
実施例8゜
8−1.S−2,S−3,S−4,S−5゜22貞
S−6,S−7のチップを用い、FC35鋳鉄(Hs2
8〜32)の乾式旋削を切削速度2(10m/分、切り
込み1.5朋、送り速度0.31171回転で5分間切
削し、チップ退部の平均摩耗中及び最大摩耗中について
比較した。
8〜32)の乾式旋削を切削速度2(10m/分、切り
込み1.5朋、送り速度0.31171回転で5分間切
削し、チップ退部の平均摩耗中及び最大摩耗中について
比較した。
この結果からも本発明品8−1.8−2゜S−3,S−
4の漫れていることが解る。
4の漫れていることが解る。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 周期律表第1Va、 ■a、 %lla族から選ばれ友
少なくとも一種の金属の炭化物、窒化物及び/又は炭窒
化物を硬質相要素とし、Fe、 CO,Ni、 Cr
及びMOの群から選ばれた少くとも一部の金属を結合
相要素とする超硬合金基材の表面の一部又は全面に2層
以上の被覆を施してなる被覆硬質工具刃先体において、
その最外層はα−アルミナ及び/又はに−アルミナの層
であり、中間層は周期律表第1Va、Va属から選ばれ
た少くとも一種の金属の炭化物、窒化物及び/又は炭窒
化物と、001 以上0.19b以下のAt、8i及び
/又はそれらの化合物及び0.1以上1.0%以下の結
合相金網(基材中の結合相金属)とよりなる単層又は複
層であり、上記中間層の上記炭化物、窒化物及び/又は
炭窒化物の粒度は1μm以下、好ましくは05μm 以
下であり、上記中間層の上記結合相金属は上記最外層に
接する面上にまで露出して分布しているこ2頁 とを特徴とする被覆硬質工具刃先体。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP10937382A JPS591103A (ja) | 1982-06-25 | 1982-06-25 | 被覆硬質工具刃先体 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP10937382A JPS591103A (ja) | 1982-06-25 | 1982-06-25 | 被覆硬質工具刃先体 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS591103A true JPS591103A (ja) | 1984-01-06 |
JPH0225721B2 JPH0225721B2 (ja) | 1990-06-05 |
Family
ID=14508587
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP10937382A Granted JPS591103A (ja) | 1982-06-25 | 1982-06-25 | 被覆硬質工具刃先体 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS591103A (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6133807A (ja) * | 1984-07-25 | 1986-02-17 | Toshiba Tungaloy Co Ltd | 回転切削工具 |
EP0701982A1 (en) * | 1994-09-16 | 1996-03-20 | Sumitomo Electric Industries, Limited | Layered film made of ultrafine particles and a hard composite material for tools possessing the film |
JP4994367B2 (ja) * | 2006-03-28 | 2012-08-08 | 京セラ株式会社 | 切削工具及びその製造方法、並びに切削方法 |
Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS54116345A (en) * | 1978-03-03 | 1979-09-10 | Mitsubishi Metal Corp | Coated sintered hard alloy member |
JPS5524803A (en) * | 1978-07-31 | 1980-02-22 | Mitsubishi Metal Corp | Tool part for surface covering |
-
1982
- 1982-06-25 JP JP10937382A patent/JPS591103A/ja active Granted
Patent Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS54116345A (en) * | 1978-03-03 | 1979-09-10 | Mitsubishi Metal Corp | Coated sintered hard alloy member |
JPS5524803A (en) * | 1978-07-31 | 1980-02-22 | Mitsubishi Metal Corp | Tool part for surface covering |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6133807A (ja) * | 1984-07-25 | 1986-02-17 | Toshiba Tungaloy Co Ltd | 回転切削工具 |
EP0701982A1 (en) * | 1994-09-16 | 1996-03-20 | Sumitomo Electric Industries, Limited | Layered film made of ultrafine particles and a hard composite material for tools possessing the film |
JP4994367B2 (ja) * | 2006-03-28 | 2012-08-08 | 京セラ株式会社 | 切削工具及びその製造方法、並びに切削方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0225721B2 (ja) | 1990-06-05 |
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