JPS60187678A - 被覆焼結合金工具 - Google Patents
被覆焼結合金工具Info
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- JPS60187678A JPS60187678A JP4277584A JP4277584A JPS60187678A JP S60187678 A JPS60187678 A JP S60187678A JP 4277584 A JP4277584 A JP 4277584A JP 4277584 A JP4277584 A JP 4277584A JP S60187678 A JPS60187678 A JP S60187678A
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- sintered alloy
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- intermediate layer
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- coated
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- 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
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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】
〔技術分野〕
本発明は、切削工具、耐摩耗工具及び耐衝撃工具に適す
る被覆焼結合金に係り、具体的には焼結合金基体と被覆
層との間に中間層を介在させることにより耐摩耗性、耐
塑性変形性及び耐欠損性が向上し、特に切削工具として
使用したときに重負荷の加わる切削領域において耐チッ
ピング性及び耐塑性変形性を主とする切削性能にすぐれ
た被覆焼結合金工具に関する。
る被覆焼結合金に係り、具体的には焼結合金基体と被覆
層との間に中間層を介在させることにより耐摩耗性、耐
塑性変形性及び耐欠損性が向上し、特に切削工具として
使用したときに重負荷の加わる切削領域において耐チッ
ピング性及び耐塑性変形性を主とする切削性能にすぐれ
た被覆焼結合金工具に関する。
従来、炭化タングステン基超硬合金の表面に周期律表の
４ａ 、５ａ 、６ａ族金属の炭化物、窒化物、酸化物
、硼化物、硅化物、硫化物及びこれらの相互固溶体並び
に酸化アルミニウムのうちの少なくとも１種の単層又は
２種以上からなる多重層の被覆層を形成してなる被覆超
硬合金は多数提案され、その一部は広く実用化されてい
る。
４ａ 、５ａ 、６ａ族金属の炭化物、窒化物、酸化物
、硼化物、硅化物、硫化物及びこれらの相互固溶体並び
に酸化アルミニウムのうちの少なくとも１種の単層又は
２種以上からなる多重層の被覆層を形成してなる被覆超
硬合金は多数提案され、その一部は広く実用化されてい
る。
しかし一般に従来の被覆超硬合金は、被覆層が炭化タン
グステン基超硬合金よりも脆弱であるために超硬合金の
みの場合よりも低い応力でクラックが発生し、この被覆
層に発生したクラックが超硬合金内部に迄容易に進展し
て被覆超硬合金の欠損に結び付くという問題がある。そ
こで被覆超硬合金の耐欠損性を向上させるために超硬合
金表面部の靭性な富化したものが提案されている。例え
ば、超硬合金の表面部に内部と比べて軟質の中間層を存
在させて、この中間層の表面に被覆層を形成させた被覆
超硬合金が特公昭５７−３９３０１に提案されてあり、
又超硬合金の表面硬さを低くして内部になるほど次第に
硬さを高くし、この超硬合金表面に被覆層を形成させた
被覆超硬合金が特公昭５８−２６４２８に提案されてい
る。しかしこれらの軟質な中間層の存在する被覆超硬合
金は、軟質な中間層が被覆層に生じたクラックを超硬合
金内部に進展するのを抑制する効果はあるものの負荷が
作用したときに塑性変形し易くなり、例えば切削工具と
して使用したときに重負荷の加わるような切削領域又は
高温状態になるような切削領域では刃先に塑性変形が生
じて寿命が短かいという問題がある。
グステン基超硬合金よりも脆弱であるために超硬合金の
みの場合よりも低い応力でクラックが発生し、この被覆
層に発生したクラックが超硬合金内部に迄容易に進展し
て被覆超硬合金の欠損に結び付くという問題がある。そ
こで被覆超硬合金の耐欠損性を向上させるために超硬合
金表面部の靭性な富化したものが提案されている。例え
ば、超硬合金の表面部に内部と比べて軟質の中間層を存
在させて、この中間層の表面に被覆層を形成させた被覆
超硬合金が特公昭５７−３９３０１に提案されてあり、
又超硬合金の表面硬さを低くして内部になるほど次第に
硬さを高くし、この超硬合金表面に被覆層を形成させた
被覆超硬合金が特公昭５８−２６４２８に提案されてい
る。しかしこれらの軟質な中間層の存在する被覆超硬合
金は、軟質な中間層が被覆層に生じたクラックを超硬合
金内部に進展するのを抑制する効果はあるものの負荷が
作用したときに塑性変形し易くなり、例えば切削工具と
して使用したときに重負荷の加わるような切削領域又は
高温状態になるような切削領域では刃先に塑性変形が生
じて寿命が短かいという問題がある。
本発明は、上記９ような従来の被覆超硬合金の問題点を
解決したもので、特に切削工具として使用したときに旋
削での高速切削又は高送り切削からドリル等の穴あけ加
工の切削まで、耐摩耗性は勿論のこと耐欠損性及び耐塑
性変形性の要求されるような切削領域にも適する被覆焼
結合金工具の提供を目的とする。
解決したもので、特に切削工具として使用したときに旋
削での高速切削又は高送り切削からドリル等の穴あけ加
工の切削まで、耐摩耗性は勿論のこと耐欠損性及び耐塑
性変形性の要求されるような切削領域にも適する被覆焼
結合金工具の提供を目的とする。
超硬合金を切削工具として使用する際の工具寿命に影響
を与える合金特性のうち、とくに重要なものは、耐摩耗
性、耐欠損性及び高温における耐塑性変形性である。こ
れら３者のうち、耐摩耗性に関しては、超硬合金表面に
炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物等を被覆することに
よって、それが大きく改善できることは周知の事実であ
り、被覆超硬合金として広く実用化されている。しかし
ながら、耐欠損性と耐塑性変形性については、これらを
共に満足する超硬合金は未だ得られていない。即ち両者
は相反する性質のものであり、例えば耐欠損性を高めよ
うとすれば、超硬合金中の硬質相粒子を大きくしたり、
結合相量を増加させるなどするために、一般に合金硬さ
の低下を招く。
を与える合金特性のうち、とくに重要なものは、耐摩耗
性、耐欠損性及び高温における耐塑性変形性である。こ
れら３者のうち、耐摩耗性に関しては、超硬合金表面に
炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物等を被覆することに
よって、それが大きく改善できることは周知の事実であ
り、被覆超硬合金として広く実用化されている。しかし
ながら、耐欠損性と耐塑性変形性については、これらを
共に満足する超硬合金は未だ得られていない。即ち両者
は相反する性質のものであり、例えば耐欠損性を高めよ
うとすれば、超硬合金中の硬質相粒子を大きくしたり、
結合相量を増加させるなどするために、一般に合金硬さ
の低下を招く。
又耐塑性変形性を向」ニさせようとすれば、逆に結合相
量を減じ、硬さを上昇させるのが最も効果が大きい。こ
のような背景をもとに、現在、実用化されている被覆超
硬合金の基体としては、硬質相粒子の粒度及び結合相量
を種々変化させたものとなっており、これらを切削条件
などに応じて適宜使い分けなければならないのが実状で
ある。一方、耐欠損性を重視して、被覆層と超硬合金基
体との間に、局部的に軟質層を存在せしめた被覆超硬合
金が提案されているが、この場合、耐欠損性を重視する
余り、耐塑性変形性は犠牲になっている。
量を減じ、硬さを上昇させるのが最も効果が大きい。こ
のような背景をもとに、現在、実用化されている被覆超
硬合金の基体としては、硬質相粒子の粒度及び結合相量
を種々変化させたものとなっており、これらを切削条件
などに応じて適宜使い分けなければならないのが実状で
ある。一方、耐欠損性を重視して、被覆層と超硬合金基
体との間に、局部的に軟質層を存在せしめた被覆超硬合
金が提案されているが、この場合、耐欠損性を重視する
余り、耐塑性変形性は犠牲になっている。
以上のような現状を踏まえ、発明者等は、被覆焼結合金
について、耐摩耗性は勿論のこと、更に耐欠損性と耐塑
性変形性の両方共同上させることを追究した結果、本発
明を完成するに到ったものである。
について、耐摩耗性は勿論のこと、更に耐欠損性と耐塑
性変形性の両方共同上させることを追究した結果、本発
明を完成するに到ったものである。
即ち、本発明の被覆焼結合金工具は、元素周期律表の４
ａ 、５ａ 、６ａ族金属の炭化物、窒化物、及びこれ
らの相互固溶体のうちの少なくとも１種の硬質相とＣｏ
、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｗのうちの少なくとも１種
の結合相とを含有する焼結合金基体の表面に元素周期律
表の４ａ 、５ａ 、６ａ族金属の炭化物、窒化物、酸
化物、硼化物、硅化物、硫化物及びこれらの相互固溶体
並びに酸化アルミニウムのうちの少なくとも１種の単層
又は２種以上からなる多重層の被覆層を形成してなる被
覆焼結合金の焼結合金基体と被覆層との間に、焼結合金
基体よりも靭性に富み、しかも焼結合金基体の表面に対
して平行にラメラ状の軟質部と硬質部が交互に配置され
てなる中間層を介在させたものである。
ａ 、５ａ 、６ａ族金属の炭化物、窒化物、及びこれ
らの相互固溶体のうちの少なくとも１種の硬質相とＣｏ
、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｗのうちの少なくとも１種
の結合相とを含有する焼結合金基体の表面に元素周期律
表の４ａ 、５ａ 、６ａ族金属の炭化物、窒化物、酸
化物、硼化物、硅化物、硫化物及びこれらの相互固溶体
並びに酸化アルミニウムのうちの少なくとも１種の単層
又は２種以上からなる多重層の被覆層を形成してなる被
覆焼結合金の焼結合金基体と被覆層との間に、焼結合金
基体よりも靭性に富み、しかも焼結合金基体の表面に対
して平行にラメラ状の軟質部と硬質部が交互に配置され
てなる中間層を介在させたものである。
本発明における中間層は、焼結合金基体内部と同等ある
いはそれ以上の硬さを持つラメラ状の硬質部と、結合相
とほぼ同等の硬さをもつラメラ状の軟質部とから成り、
これらは基体表面に対して平行に、内部に向って所定深
さまで交互に存在する。このようにラメラ状の軟質部と
硬質部を基体表面に平行に交互に配置することの利点を
述べると、低靭性の被覆層に生じたき裂が基体内部に向
って進展する際、中間層内に存在して結合相とほぼ同等
の靭性を有する軟質部で抑止されることになり、本発明
工具は耐欠損性の向上がはかられている。又、切削工具
として使用するとき、工具に塑性変形を引起すのは、工
具表面のうち、特にすくい面における張力であるが、こ
の張力を中間層内に存在して基体内部の硬質相とほぼ同
等の硬さを有する硬質部が担うことになり、本発明工具
は十分な耐塑性変形性を有することになる。このような
中間層は、ラメラ状の硬質部とラメラ状の軟質部が基体
表面に対して平行に連続して交互に存在することによっ
て積層状になっている場合もあるが特に、ラメラ状の軟
質部につい【は、基体表面に平行方向で断続的な形態の
方が耐塑性変形性に対して望ましく、又この断続的な形
態のラメラ状の軟質部が基体表面に平行方向の長さくａ
）と基体表面に垂直方向の長さくｂ）の比（ａ／ｂ ）
が１０〜１００程度にあることが耐塑性変形性と耐欠損
性から望ましい。以上のような中間層を基体表面部に有
する本発明の被覆焼結合金工具は、耐摩耗性、耐欠損性
及び耐塑性変形性をすべて兼ね備えた工具となる。
いはそれ以上の硬さを持つラメラ状の硬質部と、結合相
とほぼ同等の硬さをもつラメラ状の軟質部とから成り、
これらは基体表面に対して平行に、内部に向って所定深
さまで交互に存在する。このようにラメラ状の軟質部と
硬質部を基体表面に平行に交互に配置することの利点を
述べると、低靭性の被覆層に生じたき裂が基体内部に向
って進展する際、中間層内に存在して結合相とほぼ同等
の靭性を有する軟質部で抑止されることになり、本発明
工具は耐欠損性の向上がはかられている。又、切削工具
として使用するとき、工具に塑性変形を引起すのは、工
具表面のうち、特にすくい面における張力であるが、こ
の張力を中間層内に存在して基体内部の硬質相とほぼ同
等の硬さを有する硬質部が担うことになり、本発明工具
は十分な耐塑性変形性を有することになる。このような
中間層は、ラメラ状の硬質部とラメラ状の軟質部が基体
表面に対して平行に連続して交互に存在することによっ
て積層状になっている場合もあるが特に、ラメラ状の軟
質部につい【は、基体表面に平行方向で断続的な形態の
方が耐塑性変形性に対して望ましく、又この断続的な形
態のラメラ状の軟質部が基体表面に平行方向の長さくａ
）と基体表面に垂直方向の長さくｂ）の比（ａ／ｂ ）
が１０〜１００程度にあることが耐塑性変形性と耐欠損
性から望ましい。以上のような中間層を基体表面部に有
する本発明の被覆焼結合金工具は、耐摩耗性、耐欠損性
及び耐塑性変形性をすべて兼ね備えた工具となる。
本発明において、中間層の厚みが５μｍ未満では耐欠損
性の向上させるのを二十分でなく、又１００μｍを超え
て厚くなると耐塑性変形性が劣る傾向が強くなるのと製
造工程時間が長くなる等の煩雑さが加わるために中間層
の厚さは５μｍ以上〜１００μｍ以下が好ましい。この
中間層を形成している硬質部が基体表面に対して垂直方
向の長さで１μｍ未満では耐塑性変形性の向上がはかれ
ず、１０μｍを超えると耐欠損性を低下させることから
硬質部は、基体表面に対する垂直方向の長さで１ ｔｚ
ｍ以上ｌＯμｍ以下が好ましい。又中間層を形成してい
る軟質部が基体表面に対して垂直方向の長さで０．２μ
！η未満では耐欠損性に対して効果が弱く、２μｍを超
えると塑性変形し易くなることから軟質部は、基体表面
に対する垂直方向の長さで０．２μｍ以上〜２μｍ以下
が好ましい。この中間層を形成している硬質部は、焼結
合金基体の硬質相とほぼ同等の成分からなり、そのミク
ロ硬さは基体内部の硬さと同等あるいはそれ以上である
ことが好ましい。又中間層を形成している軟質部は、焼
結合金基体の結合相とほぼ同等の成分からなり、そのミ
クロ硬さは結合相成分の硬さを反映したものであること
が好ましい。
性の向上させるのを二十分でなく、又１００μｍを超え
て厚くなると耐塑性変形性が劣る傾向が強くなるのと製
造工程時間が長くなる等の煩雑さが加わるために中間層
の厚さは５μｍ以上〜１００μｍ以下が好ましい。この
中間層を形成している硬質部が基体表面に対して垂直方
向の長さで１μｍ未満では耐塑性変形性の向上がはかれ
ず、１０μｍを超えると耐欠損性を低下させることから
硬質部は、基体表面に対する垂直方向の長さで１ ｔｚ
ｍ以上ｌＯμｍ以下が好ましい。又中間層を形成してい
る軟質部が基体表面に対して垂直方向の長さで０．２μ
！η未満では耐欠損性に対して効果が弱く、２μｍを超
えると塑性変形し易くなることから軟質部は、基体表面
に対する垂直方向の長さで０．２μｍ以上〜２μｍ以下
が好ましい。この中間層を形成している硬質部は、焼結
合金基体の硬質相とほぼ同等の成分からなり、そのミク
ロ硬さは基体内部の硬さと同等あるいはそれ以上である
ことが好ましい。又中間層を形成している軟質部は、焼
結合金基体の結合相とほぼ同等の成分からなり、そのミ
クロ硬さは結合相成分の硬さを反映したものであること
が好ましい。
本発明の被覆焼結合金工具において、焼結合金基体とし
てはＷＣ−Ｃｏ基超硬合金、ＴｉＣ−Ｎ１−Ｍ。
てはＷＣ−Ｃｏ基超硬合金、ＴｉＣ−Ｎ１−Ｍ。
基サーメット及びＴｉｃ−ＴｉＮ−Ｎｉ−Ｍｏ基サーメ
ットにも応用できるが特に、焼結合金基体の硬質相が灰
化タングステン相と周期律表４ａ 、 ５ａ 、 ６ａ
族金属の炭化物、窒化物及びこれらの相互固溶体のうち
の少なくとも１種からなる立方晶系化合物相とからなる
超硬合金の場合、中間層にもこの超硬合金と同一成分の
硬質相を含有して、この中間層内に含有する立方晶系化
合物相の炭化タングステン相に対する割合が焼結合金基
体内における同割合よりも減少していないことが望まし
い。このように立方晶系化合物相が中間層内に存在して
いると、まず第１に、立方晶系化合物例えば、ＴａＣ。
ットにも応用できるが特に、焼結合金基体の硬質相が灰
化タングステン相と周期律表４ａ 、 ５ａ 、 ６ａ
族金属の炭化物、窒化物及びこれらの相互固溶体のうち
の少なくとも１種からなる立方晶系化合物相とからなる
超硬合金の場合、中間層にもこの超硬合金と同一成分の
硬質相を含有して、この中間層内に含有する立方晶系化
合物相の炭化タングステン相に対する割合が焼結合金基
体内における同割合よりも減少していないことが望まし
い。このように立方晶系化合物相が中間層内に存在して
いると、まず第１に、立方晶系化合物例えば、ＴａＣ。
Ｔｉｃ、ＴｉＮ、 （Ｔｉ ＋Ｗ）Ｃ＋ （Ｔａ ＋Ｗ
）Ｃ＋ （Ｔｉ 、Ｔａ 、Ｗ）Ｃ。
）Ｃ＋ （Ｔｉ 、Ｔａ 、Ｗ）Ｃ。
（Ｔ １１ｗ）ＣＮ＋ （Ｔａ 、Ｎｂ ＋ Ｗ）Ｃ＋
（Ｔ １１ Ｔａ 、Ｎｂ 、Ｗ）Ｃ等の単−化合物
又は複合化合物を含む超硬合金においては、これらの単
−化合物又は複合化合物からなる立方晶系化合物相の結
合炭素量および／または結合窒素量がある程度の幅を持
ちつるために低炭素および／または低窒素側のη相及び
高炭素および／または高窒素側の遊離炭素および／また
は遊離窒素が共に出現しない健全相の炭素量および／ま
たは窒素量幅が拡大する。このことは化学蒸着法又は物
理蒸着法により超硬合金表面に被覆層を形成する被覆工
程において多大の利点をもたらす。
（Ｔ １１ Ｔａ 、Ｎｂ 、Ｗ）Ｃ等の単−化合物
又は複合化合物を含む超硬合金においては、これらの単
−化合物又は複合化合物からなる立方晶系化合物相の結
合炭素量および／または結合窒素量がある程度の幅を持
ちつるために低炭素および／または低窒素側のη相及び
高炭素および／または高窒素側の遊離炭素および／また
は遊離窒素が共に出現しない健全相の炭素量および／ま
たは窒素量幅が拡大する。このことは化学蒸着法又は物
理蒸着法により超硬合金表面に被覆層を形成する被覆工
程において多大の利点をもたらす。
即ち、特に高温での処理が要求される化学蒸着法によっ
て例えば、ＴｉＣの被覆層を超硬合金基体表面に形成す
る場合、基体から被覆層中への炭素ふよび／または窒素
の流出のため被覆層と基体との境界部にη相が形成され
ることは知られている。
て例えば、ＴｉＣの被覆層を超硬合金基体表面に形成す
る場合、基体から被覆層中への炭素ふよび／または窒素
の流出のため被覆層と基体との境界部にη相が形成され
ることは知られている。
このη相は、健全な合金基体よりも著しく脆弱であり、
被覆超硬合金工具にとって大いに有害な相である。とり
わけ工具の耐欠損性の低下につながることは多くの研究
報文にみられるところである。
被覆超硬合金工具にとって大いに有害な相である。とり
わけ工具の耐欠損性の低下につながることは多くの研究
報文にみられるところである。
そこで本発明の如く、基体表面部の中間層内に立方晶系
化合物相を残存せしめて健全相の炭素量および／または
窒素量幅を拡大しズおけば、被覆層の被覆工程において
基体から被覆層中へ炭素および／または窒素が流出して
も有害なη相が形成され難く、もし仮にη相が形成され
たとし又も最小量に抑制することができることがら耐欠
損性に対して効果がある。次に立方晶系化合物が中間層
内に存在している第２の利点は、被覆超硬合金工具の使
用中に１部被覆層が剥離除去された後も直ちには工具寿
命とならず、被覆層の剥離した状態で連続して使用され
ることが多いが、このような場合、露出した超硬合金基
体表面の中間層内に立方晶系化合物が存在していれば、
高温における耐摩耗性及び被加工材との耐圧着性にもす
ぐれ、この耐圧着性にすぐれることから圧着分離損傷も
生じ難くなって耐欠損性にすぐれると共に被加工材の仕
上面精度もあまり損なわない。
化合物相を残存せしめて健全相の炭素量および／または
窒素量幅を拡大しズおけば、被覆層の被覆工程において
基体から被覆層中へ炭素および／または窒素が流出して
も有害なη相が形成され難く、もし仮にη相が形成され
たとし又も最小量に抑制することができることがら耐欠
損性に対して効果がある。次に立方晶系化合物が中間層
内に存在している第２の利点は、被覆超硬合金工具の使
用中に１部被覆層が剥離除去された後も直ちには工具寿
命とならず、被覆層の剥離した状態で連続して使用され
ることが多いが、このような場合、露出した超硬合金基
体表面の中間層内に立方晶系化合物が存在していれば、
高温における耐摩耗性及び被加工材との耐圧着性にもす
ぐれ、この耐圧着性にすぐれることから圧着分離損傷も
生じ難くなって耐欠損性にすぐれると共に被加工材の仕
上面精度もあまり損なわない。
本発明の被覆焼結合金工具は、例えば従来の粉末冶金法
で作製した焼結合金基体の表面に、目的の中間層成分を
構成する軟質部と硬質部のそれぞれの粉末をスラリー状
にして交互に繰り返し塗布した後、液相出現温度以上で
再加熱して中間層を作成し、次に中間層の表面に化学蒸
着法又は物理蒸着法によって被覆層を形成することによ
って得ることができる。この中間層の作成は、Ｃｏ ＋
Ｎ １ ＋Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ等の少なくとも１種
の目的とする軟質部を構成する金属粉末と４ａ 、 ５
ａ 、 ６ａ族金属の炭化物、窒化物、硼化物、硅化物
、酸化物及びこれらの相互固溶体のうちの少なくとも１
種の目的とする硬質部を構成する金属化合物粉末とをそ
れぞれスラリー状にして交互に繰り返し焼結合金基体表
面又は焼結前の圧粉体もしくは成形体の表面に塗布する
こともできる。又、Ｇｏ、Ｎｉ。
で作製した焼結合金基体の表面に、目的の中間層成分を
構成する軟質部と硬質部のそれぞれの粉末をスラリー状
にして交互に繰り返し塗布した後、液相出現温度以上で
再加熱して中間層を作成し、次に中間層の表面に化学蒸
着法又は物理蒸着法によって被覆層を形成することによ
って得ることができる。この中間層の作成は、Ｃｏ ＋
Ｎ １ ＋Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ等の少なくとも１種
の目的とする軟質部を構成する金属粉末と４ａ 、 ５
ａ 、 ６ａ族金属の炭化物、窒化物、硼化物、硅化物
、酸化物及びこれらの相互固溶体のうちの少なくとも１
種の目的とする硬質部を構成する金属化合物粉末とをそ
れぞれスラリー状にして交互に繰り返し焼結合金基体表
面又は焼結前の圧粉体もしくは成形体の表面に塗布する
こともできる。又、Ｇｏ、Ｎｉ。
Ｆｅの少なくとも１種以上と４ａ 、５ａ 、６ａ族金
属の少なくとも１種以上と炭素および／または窒素を交
互に繰り返し焼結合金基体表面に真空又は雰囲気ガス中
で蒸着、イオンブレーティング又はスパッタリングによ
り付着させた後液相出現温度以」ユに再加熱することに
よっても中間層を作成することができる。更に焼結合金
基体を焼結後の冷却過程又は焼結後回加熱して液相出現
温度以上で浸炭又は脱炭もしくはこれらの繰り返しが可
能になるように炉内雰囲気をコントロールすることによ
って中間層を作成することもできる。
属の少なくとも１種以上と炭素および／または窒素を交
互に繰り返し焼結合金基体表面に真空又は雰囲気ガス中
で蒸着、イオンブレーティング又はスパッタリングによ
り付着させた後液相出現温度以」ユに再加熱することに
よっても中間層を作成することができる。更に焼結合金
基体を焼結後の冷却過程又は焼結後回加熱して液相出現
温度以上で浸炭又は脱炭もしくはこれらの繰り返しが可
能になるように炉内雰囲気をコントロールすることによ
って中間層を作成することもできる。
実施例Ｉ
ＷＣ−５％Ｔｉｃ−５％ＴａＣ−６％Ｃｏの組成（重量
％）に配合した超硬合金圧粉体を用意し、これを真空中
、１４００℃で４０分間焼結して得た超硬合金の表面に
Ｃｏ粉末及びＷＣ−５％Ｔｉｃ−５％ＴａＣ混合粉末の
各スラリー（溶剤エタノール）を繰り返し交互に塗布し
た後、真空中１４００℃で１０分間再加熱して本発明に
かかる超硬合金基体試片を作製した。
％）に配合した超硬合金圧粉体を用意し、これを真空中
、１４００℃で４０分間焼結して得た超硬合金の表面に
Ｃｏ粉末及びＷＣ−５％Ｔｉｃ−５％ＴａＣ混合粉末の
各スラリー（溶剤エタノール）を繰り返し交互に塗布し
た後、真空中１４００℃で１０分間再加熱して本発明に
かかる超硬合金基体試片を作製した。
この試片の表面近傍の断面組織を顕微鏡にて観察したと
ころ、基体試片の表面に対して垂直方向の長さが７μｍ
でＣｏ相の少ないラメラ状の硬質部と、同じく長さが１
μｍでほぼＣｏ相からなるラメラ状の軟質部とが交互に
存在する組織が基体表面より内部に向つ−（３０μｍの
深さまで存在していた。
ころ、基体試片の表面に対して垂直方向の長さが７μｍ
でＣｏ相の少ないラメラ状の硬質部と、同じく長さが１
μｍでほぼＣｏ相からなるラメラ状の軟質部とが交互に
存在する組織が基体表面より内部に向つ−（３０μｍの
深さまで存在していた。
一方、比較の目的で、上記ラメラ状硬質部とラメラ状軟
質部の合計した成分になるようにＷＣ−５％Ｔｉｃ−５
％ＴａＣ−１３％Ｃｏ混合粉末のスラリーを上記と同一
成分の超硬合金基体表面に塗布した後、上記と同一条件
で再加熱した比較試片（ａ）及び表面処理を行なわず、
同一条件で再加熱のみ行なった比較試片（ｂ）をそれぞ
れ作製した。これら比較試片（ａ）及びＱ））の表面組
織を観察したところ、（ａ）及ヒ（ｂ）共にラメラ状の
硬質部及びラメラ状の軟質部が存在してなかった。
質部の合計した成分になるようにＷＣ−５％Ｔｉｃ−５
％ＴａＣ−１３％Ｃｏ混合粉末のスラリーを上記と同一
成分の超硬合金基体表面に塗布した後、上記と同一条件
で再加熱した比較試片（ａ）及び表面処理を行なわず、
同一条件で再加熱のみ行なった比較試片（ｂ）をそれぞ
れ作製した。これら比較試片（ａ）及びＱ））の表面組
織を観察したところ、（ａ）及ヒ（ｂ）共にラメラ状の
硬質部及びラメラ状の軟質部が存在してなかった。
ついで、上記本発明にかかる基体試片と比較試片（ａ）
及び（ｂ）の表面に、化学蒸着法により、ＴｉＣ層を５
８ｍ％Ａｔ２０３層を１μｍとなるように順次被覆して
、最終的にＴＮＭＮ３３２形状被覆超硬合金試料を得た
。こうして得た各試料について、下記に示す条件で外周
旋削による切削試験を行ない、第１表に示す結果を得た
。
及び（ｂ）の表面に、化学蒸着法により、ＴｉＣ層を５
８ｍ％Ａｔ２０３層を１μｍとなるように順次被覆して
、最終的にＴＮＭＮ３３２形状被覆超硬合金試料を得た
。こうして得た各試料について、下記に示す条件で外周
旋削による切削試験を行ない、第１表に示す結果を得た
。
（２）耐欠損性試験
被削材 ５４８Ｃ（ＨＢ２６０）等間隔４本スロット人
切削速度 １００ ｍ／ｍｉｎ 切込み量 １．５朋 送り速度 ０．２４ｍｒｇ／ｒ ｅ ｖ切削油 なし
（乾式切削） ■ 耐塑性変形性試験 被削材 ＳＮＣＭ４３９ （ＨＢ２９０）切削速度 １
５０ ｍ／ｍｉｎ 切込み量 １．５朋 切削油 なし （乾式切削） 切削時間 ３ｍ１ｎ 送り速度 ０．４朋／ｒ ｅ ｖ 第１表 実施例２ 実施例１と同一組成のものを同一条件で焼結し、この超
硬合金基体を炉内にセットして、炉内に全圧３０ ｔｏ
ｒｒのＣＨ４＋Ｈ２＋ＣＯの混合ガスを導入し、各ガス
量の比率を変えて浸炭又は脱炭を数回縁り返した後、炉
冷した。その結果得られた超硬合金試片の表面層は、実
施例Ｉとほぼ同一の組織のものであった。この試片に実
施例Ｉと同様の条件で柄臀歩←〜陳−Ｔ ｉ Ｃ層及び
Ｍ２Ｏ３層の被覆層を設けた本発明の被覆焼結合金工具
を使用して実施例１と同様の切削試験を行なった結果、
第１表に示した本発明品とほぼ同等の性能を示した。
切削速度 １００ ｍ／ｍｉｎ 切込み量 １．５朋 送り速度 ０．２４ｍｒｇ／ｒ ｅ ｖ切削油 なし
（乾式切削） ■ 耐塑性変形性試験 被削材 ＳＮＣＭ４３９ （ＨＢ２９０）切削速度 １
５０ ｍ／ｍｉｎ 切込み量 １．５朋 切削油 なし （乾式切削） 切削時間 ３ｍ１ｎ 送り速度 ０．４朋／ｒ ｅ ｖ 第１表 実施例２ 実施例１と同一組成のものを同一条件で焼結し、この超
硬合金基体を炉内にセットして、炉内に全圧３０ ｔｏ
ｒｒのＣＨ４＋Ｈ２＋ＣＯの混合ガスを導入し、各ガス
量の比率を変えて浸炭又は脱炭を数回縁り返した後、炉
冷した。その結果得られた超硬合金試片の表面層は、実
施例Ｉとほぼ同一の組織のものであった。この試片に実
施例Ｉと同様の条件で柄臀歩←〜陳−Ｔ ｉ Ｃ層及び
Ｍ２Ｏ３層の被覆層を設けた本発明の被覆焼結合金工具
を使用して実施例１と同様の切削試験を行なった結果、
第１表に示した本発明品とほぼ同等の性能を示した。
実施例３
ＷＣ−８％Ｔｉｃ−４％ＴａＣ−２ＸＮｂＣ７％ＣＯ組
成（重量％）に配合した超硬合金圧粉体を用意し、真空
中１４２０℃で５０分間焼結した後、その表面に、Ｃｏ
粉末及びＷＣ−８％ＴｉＣ−４％ＴａＣ混合粉末の各ス
ラリー（溶剤エタノール）を交互に繰り返し塗布した後
実施例１と同条件にて再加熱して超硬合金基体試片（ｃ
）を作製した。
成（重量％）に配合した超硬合金圧粉体を用意し、真空
中１４２０℃で５０分間焼結した後、その表面に、Ｃｏ
粉末及びＷＣ−８％ＴｉＣ−４％ＴａＣ混合粉末の各ス
ラリー（溶剤エタノール）を交互に繰り返し塗布した後
実施例１と同条件にて再加熱して超硬合金基体試片（ｃ
）を作製した。
上記と同一組成の超硬合金基体の表面に、Ｃｏ粉末及び
ＷＣ粉末の各スラリーを交互に繰り返し塗布した後、実
施例１と同条件にて再加熱して超硬合金基体試片（ｄ）
を作製した。こうして得た超硬合金基体試片（ｃ）及び
（ｄ）の表面組織を顕微鏡にて観察した所、共にＣｏ相
の少ないラメラ状の硬質部と、はぼＣｏ１相からなるラ
メラ状の軟質部とが交互に存在する組織が表面より内部
に向って６０μｍの深さまで存在していた。この内部者
の超硬合金基体試片（ｃ）のラメラ状硬質部には、炭化
タングステン相と（Ｗ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｎｂ）Ｃ固溶体で
ある立方晶系化合物相が存在していたのに対して、後者
の超硬合金基体試片（ｄ）のラメラ状硬質部には炭化タ
ングステン相のみからなっていた。
ＷＣ粉末の各スラリーを交互に繰り返し塗布した後、実
施例１と同条件にて再加熱して超硬合金基体試片（ｄ）
を作製した。こうして得た超硬合金基体試片（ｃ）及び
（ｄ）の表面組織を顕微鏡にて観察した所、共にＣｏ相
の少ないラメラ状の硬質部と、はぼＣｏ１相からなるラ
メラ状の軟質部とが交互に存在する組織が表面より内部
に向って６０μｍの深さまで存在していた。この内部者
の超硬合金基体試片（ｃ）のラメラ状硬質部には、炭化
タングステン相と（Ｗ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｎｂ）Ｃ固溶体で
ある立方晶系化合物相が存在していたのに対して、後者
の超硬合金基体試片（ｄ）のラメラ状硬質部には炭化タ
ングステン相のみからなっていた。
一方、比較の目的で、上記と同一成分の超硬合金基体に
表面処理を行なわずに上記と同一条件で再加熱のみ行な
った比較試片を作製した。この比較試片の表面組織を観
察した所、ラメラ状の硬質部及びラメラ状の軟質部が存
在してなかった。
表面処理を行なわずに上記と同一条件で再加熱のみ行な
った比較試片を作製した。この比較試片の表面組織を観
察した所、ラメラ状の硬質部及びラメラ状の軟質部が存
在してなかった。
ついで、上記本発明にかかる超硬合金基体試片：Ｃ）及
び（ｄ）と比較試片の各表面に、化学蒸着法により、Ｔ
ｉＣを２層ｍ 、Ｔ１ＣＮを２ｔｔｍ 、 ＴｉＮを１
８ｍとなるように順次被覆して、最終的にＳＮＭＡ４３
２形状の被覆超硬合金試料を得た。こうして得た各試料
の表面組織を顕微鏡にて観察した所、本発明の試料（ｃ
）は、被覆層と中間層との境界部に殆んどη相が存在し
てないのに対して、本発明の試料（（１）は、・被覆層
と中間層との境界部に１〜２μｍの厚みのη相が生成し
ているのが認められた。比較試料は、中間層が存在して
なく、被覆層と基体との境界部に所々η相が存在してい
るものであった。これらの各試料を実施例１と同一条件
で切削試験を行ない、その結果を第２表に示した。
び（ｄ）と比較試片の各表面に、化学蒸着法により、Ｔ
ｉＣを２層ｍ 、Ｔ１ＣＮを２ｔｔｍ 、 ＴｉＮを１
８ｍとなるように順次被覆して、最終的にＳＮＭＡ４３
２形状の被覆超硬合金試料を得た。こうして得た各試料
の表面組織を顕微鏡にて観察した所、本発明の試料（ｃ
）は、被覆層と中間層との境界部に殆んどη相が存在し
てないのに対して、本発明の試料（（１）は、・被覆層
と中間層との境界部に１〜２μｍの厚みのη相が生成し
ているのが認められた。比較試料は、中間層が存在して
なく、被覆層と基体との境界部に所々η相が存在してい
るものであった。これらの各試料を実施例１と同一条件
で切削試験を行ない、その結果を第２表に示した。
以上の実施例の結果、本発明の被覆焼結合金工具は、耐
摩耗性は勿論のこと耐欠損性及び耐塑性変形性にすぐれ
ていることからパンチ、ダイ等の剪断工具、スリッター
、裁断刃等の切断工具、ガイドブツシュ、ロール、ゲー
ジ類の機械部品治工具及びバルブ、メカニカルシール等
の耐摩耐食部品としての耐摩耗用−Ｌ具並びに旋削用工
具、フライス用工具及びエンドミル、リーマ、ドリル等
の穴あけ用工具等としての切削用工具に利用できる産業
上有用な工具材料である。
摩耗性は勿論のこと耐欠損性及び耐塑性変形性にすぐれ
ていることからパンチ、ダイ等の剪断工具、スリッター
、裁断刃等の切断工具、ガイドブツシュ、ロール、ゲー
ジ類の機械部品治工具及びバルブ、メカニカルシール等
の耐摩耐食部品としての耐摩耗用−Ｌ具並びに旋削用工
具、フライス用工具及びエンドミル、リーマ、ドリル等
の穴あけ用工具等としての切削用工具に利用できる産業
上有用な工具材料である。
特許出願人 東芝タンガロイ株式会社
Claims (2)
- （１） 元素周期律表の４ａ 、５ａ 、６ａ族金属の
炭化物、窒化物及びこれらの相互固溶体のうちの少なく
とも１種の硬質相とＣｏ ＊ Ｎ ｓ ｅ Ｆ ｅ ＋
Ｍｏ ＋ Ｃｒ ＊Ｗのうちの少なくとも１種の結合
相とを含有する焼結合金基体の表面に元素周期律表の４
ａ、５ａ。 ６ａ族金属の炭化物、窒化物、酸化物、硼化物、硅化物
、硫化物及びこれらの相互固溶体並びに酸化アルミニウ
ムのうちの少なくとも１種の単層又は２種以上からなる
多重層を形成してなる被覆焼結合金において、 前記焼結合金基体と前記被覆層との間に、該焼結合金基
体よりも靭性に富み、かつ該焼結合金基体の表面に対し
て平行にラメラ状の軟質部と硬質部が交互に配置されて
なる中間層を介在させてなることを特徴とする被覆焼結
合金工具。 - （２）上記焼結合金基体の硬質相が炭化タングステン相
と周期律表４ａ 、５ａ 、６ａ族金属の炭化物、窒化
物及びこれらの相互固溶体のうちの少なくとも１種から
なる立方晶系化合物相とからなり、かつ上記中間層にも
前記焼結合金基体と同一成分の硬質相を含有し、該中間
層内の立方晶系化合物相の炭化タングステン相に対する
割合が前記焼結合金基体内にあける同割合よりも減少し
ていないことを特徴とする特許請求の範囲第１項記載の
被覆焼結合金工具。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4277584A JPS60187678A (ja) | 1984-03-06 | 1984-03-06 | 被覆焼結合金工具 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4277584A JPS60187678A (ja) | 1984-03-06 | 1984-03-06 | 被覆焼結合金工具 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60187678A true JPS60187678A (ja) | 1985-09-25 |
| JPH0547633B2 JPH0547633B2 (ja) | 1993-07-19 |
Family
ID=12645342
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4277584A Granted JPS60187678A (ja) | 1984-03-06 | 1984-03-06 | 被覆焼結合金工具 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60187678A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0313580A (ja) * | 1989-06-09 | 1991-01-22 | Toyo Kinzoku Netsushiyori Kenkyusho:Kk | 表面処理金属体，及び，該金属体からなる溶接用ワーク位置決めピン並びに金型用押出しピン |
| JPH05329703A (ja) * | 1992-05-26 | 1993-12-14 | Mitsubishi Materials Corp | 表面被覆超硬合金切削工具 |
| JPH06262405A (ja) * | 1993-03-05 | 1994-09-20 | Toshiba Tungaloy Co Ltd | 工具用被覆部品 |
| EP1253124B2 (en) † | 2001-04-17 | 2011-06-15 | Tungaloy Corporation | Highly adhesive surface-coated cemented carbide and method for producing the same |
| JP2015509858A (ja) * | 2012-03-14 | 2015-04-02 | ベーレリト ゲーエムベーハー ウント コー． カーゲー． | 被覆された本体および本体を被覆する方法 |
-
1984
- 1984-03-06 JP JP4277584A patent/JPS60187678A/ja active Granted
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0313580A (ja) * | 1989-06-09 | 1991-01-22 | Toyo Kinzoku Netsushiyori Kenkyusho:Kk | 表面処理金属体，及び，該金属体からなる溶接用ワーク位置決めピン並びに金型用押出しピン |
| JPH05329703A (ja) * | 1992-05-26 | 1993-12-14 | Mitsubishi Materials Corp | 表面被覆超硬合金切削工具 |
| JP2591403B2 (ja) * | 1992-05-26 | 1997-03-19 | 三菱マテリアル株式会社 | 表面被覆超硬合金切削工具 |
| JPH06262405A (ja) * | 1993-03-05 | 1994-09-20 | Toshiba Tungaloy Co Ltd | 工具用被覆部品 |
| EP1253124B2 (en) † | 2001-04-17 | 2011-06-15 | Tungaloy Corporation | Highly adhesive surface-coated cemented carbide and method for producing the same |
| JP2015509858A (ja) * | 2012-03-14 | 2015-04-02 | ベーレリト ゲーエムベーハー ウント コー． カーゲー． | 被覆された本体および本体を被覆する方法 |
| US9636750B2 (en) | 2012-03-14 | 2017-05-02 | Boehlerit Gmbh & Co.Kg. | Coated body and method for coating a body |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0547633B2 (ja) | 1993-07-19 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |