JPS60238482A - 被覆超硬合金およびその製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は被覆超硬合金に関し、特に高速切削用のコーテ
ィング工具として用いられる被覆超硬合金に関する。

（従来の技術） 超硬合金を母材として、母材表面にＴ１０　。

Ｔ１ＣＮ　、　ＴｉＮ　、　Ａｌ２Ｏ３等を単層または
積層に被覆した被覆超硬合金は、母材の靭性と、表面層
の硬質層のもつ耐摩耗性、耐熱性、耐化学反応性を兼備
しておυ、工具材料として優れた性能を有している。

（発明の解決しようとする問題点） 近時、切削速度の高速化によって、工具材料等にはよシ
高度の耐か純性が要求されてきておシ、シかも、汎用性
を損われていない工具材料の開発が望まれている。

超硬合金を母材とする被覆超硬合金を切削工具材料とし
て用いる場合に、例えば炭素鋼を切削速度が３００　ｍ
／ｍｉｎ以上の高速で切削すると、その刃先温度が超硬
合金の液相温度（約１３００℃）を超えるため、合金の
軟弱化にょｐ刃先部の塑性、変形性が劣下して（すなわ
ち塑性変形を生じ）、著しく耐摩耗性が低下してしまい
短時間で使用不可能となり、いかにＡｔ２０３やＴｉＯ
の膜厚を厚くしても、その効果は期待できないのが現状
である。

このために、より耐熱性の優れる、サーメットや、セラ
ミックスを母材とする被覆工具材料も開発されてきてい
る。しかしながら、所詮、サーメットやセラミックスの
靭性は、超硬合金に比較すればはるかに低く、汎用工具
としては、使用に耐えない。

例えば、３００　ｍ／ｍｉｎを越える高速切削において
は、Ａｔ２０３やＡｔ２ｏ３−’ｒｉｃ系のセラミック
ス工具が使用されるが、それらは主として、送りや切シ
込みの小さい仕上切削加工においてである。これらの工
具材料は、高速シや切込量が大きくなると靭性が不足し
て使用に耐えない。

また最近、ＳｉＮ４系の工具材料も開発されているが、
ＳｉＮ４は鋼との反応性が高いため、通常の一般鋼切削
においては使用に耐えない。このＳｉＮ４を母材として
、表面にＡｔ２ｏ３を被覆した工具材料も開発されてい
るが、これもＳｉＮ４工具の範噴を越えるものではなく
、満足なものとは言えない。

被覆切削工具の母材として必要とされる耐摩耗性と靭性
を兼備した母材としては、依然として超硬合金が優れて
いると言える。しかし高速切削に用いると前述のよう橙
、セラミックスに比較してその液相温度が低いための、
耐塑性変形性の劣化という問題がある。

本発明は、上記の問題点を解決して、耐塑性変形性の優
れる超硬合金を母材とした、高速切削も可能で、汎用性
も損われない被覆超硬合金を提供することを目的とし、
本発明の被覆超硬合金は優ｔた高速切削工具材料として
用いることができる。

（問題点を解決する手段） 本発明は、周期律表ＩＶａ　、　Ｖａおよびｖｌａ　族
金属の１種もしくはそれ以上の炭化物および／または窒
化物の１種もしくはそれ以上を硬質相とし、鉄族金属の
１種もし７くはそれ以上を結合相とした超硬合金におい
て、該超硬合金の表面から１〜１００μよシ内部には主
としてＷＣとＣＯからなる複炭化物が析出してなる超硬
合金を母材とし、該母材表面に、周期律表■ａ、■ａお
よびｖＩａ　族の金属とＡｔ　、　ＳｉおよびＢからな
る群より選ばれる１種以上と、Ｏ，Ｂ、Ｎおよび０から
なる群より選ばれる１種以上から構成される被覆を有す
る被覆超硬合金を提供するものである。

さらにまた本発明は、ｗｅ　とＴｉ　、　ｚｒ　、　Ｎ
ｂ　。

Ｔａ　、　Ｏｒ　、　Ｍｏ　およびＷからなる群よシ選
ばれた金属の複炭化物および／または複窒化物の１種も
しくはそれ以上を硬質相とし、鉄族金属の１種もしくは
それ以上を結合相とした超硬合金において、該超硬合金
表面から１〜１００μｍの部分においては、Ｔｉ　、　
Ｚｒ　、　Ｎｂ　、　Ｔａ　、　Ｃｒ。

Ｍｏ　およびＷからなる群よシ選ばれる２種以上の金属
の複炭化物および／または複窒化物の１種もしく杜それ
以上からなる硬質相が、該合金表面から１〜１００μｍ
　よシ内部における硬質相の割合に比べ著しく少ない、
または消失し、さらに該合金表面から１〜１００　ｔｔ
ｍ　においては、主として、ＷＣとＣＯからなる複炭化
物が消失している超硬合金を母材とし、該母材表面に、
周期律表■ａ　、　ＶａおよびＶａ　族の金属とＡｔ。

Ｓｌ　および１うからなる群より選ばれる１種以上と、
Ｃ，Ｂ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上か
ら構成される被覆を有する被覆超硬合金をも提供するも
のである。

（作　用） 本発明は、超硬合金の結合炭素量を該超硬合金の理論的
結合炭素量より著しく低くシ、合金中にη相と呼ばれる
主としてＣｏ　とＷからなる複炭化物（ｃｏ３ｗ３ｃ　
、　ｃｏ６ｗ６ｃ）を存在させることによって、−に述
の問題点を解決し、それによｐ該超硬合金を母材とする
被覆超硬合金の耐熱性を改善するものである。

超硬合金は、その含有炭素量によって、その合金特性が
著しく変化することはよく知られる。

通常は、ＷＣ相とＣＯ相からなる２相合金又は、Ｔｉ　
、　Ｔａ　、　Ｎｂ　、　Ｍｏ　、　Ｗ　、　Ｏｒ　の
炭化物、窒化物、炭窒化物の１種以上からなる固溶体相
からなる３相合金が存在する炭素量領域で実用に供され
ている。

この理由は、従来はη相が出現すると著しく強度が低下
してしまうと考えられていたからであり、いかにη相の
出現しない合金を作成するかが、当業者にとって、生産
技術上の大きな問題であシ、η相出現を極力抑えた合金
しか実用に供されていなかった。

本発明の特徴は、このような従来の概念に反し、意図的
に超硬合金内部にη相を出現せしめたところにある。

本発明者らは、被覆超硬合金部材の欠損状況を詳細に検
討した結果、被覆超硬合金部材の欠損および破壊の殆ど
が、該部材の表面のごく近傍（表面から１〜１００μｍ
の領域）に起点を−もつ亀裂に帰因しているとの新しい
知見を得丸さらにまた本発明者らは、合金中にη相が共
存する超硬合金は、η相が出現していない合金に比べる
と、靭性杜や５劣るものの、その液相出現温度は逆に約
６０℃も高いため、耐塑性変形性と、耐熱性はより優れ
ているということも見出した。

そして、超硬合金表面から１〜１００μｍ　の領域にお
いてη相を消失させれば、たとえ該合金内部にη相が存
在していても、通常の合金と同様に靭性が保持できるこ
と、加えてその内部にη相が存在していれば耐塑性変形
性および耐熱性が向上することを見出し、本発明に到達
した。

本発明の被覆超硬合金において、母材とする超硬合金は
、周期律表ＩＶａ　、　ＶａおよびＶｉａ　族金属の１
種もしくはそれ以上の炭化物および／または窒化物の１
種もしくはそれ以上を硬質相とし、鉄族金属の１種もし
くはそれ以上を結合相とするものである。

超硬合金表面近傍でη相が出現していない層（η相消失
領域）を、表面から１〜１００μｍの領域としたのは、
η相消失層の厚さが１μｍよシ薄くなると靭性保持が困
難であシ、また１００μｍ′を越えると耐熱性が低下す
るためである。好ましくは５〜５０μｍ　の領域である
。

さらに高靭性を達成するには、曾金表面部１〜１００　
ｔｔｍ　において、Ｔｉ　、　Ｚｒ　、　Ｎｂ　、　Ｔ
ａ　。

Ｏｒ　、　Ｍｏ　、　Ｗからなる群よシ選んだ２種以上
の金への複炭化物および／又は複窒化物の１種もしくは
、それ以上からなる硬質相を、他の内部より著しく少な
くするか、消失するかによればよい。す々わち、硬質相
が表面部において少ないことによシ、表面層の靭性を向
上できるが上記の範囲をこえると、表面部の耐塑性髪形
性が低下してくるため好−ましくない。

出現するη相量は、合金中の炭素量によシ異るが、本発
明の超硬合金母材の炭素量は、合金中のｃｏ　結合相量
（重量％）と、飽和磁気量（４πσ　値）の比率であら
れして、 の範囲が好ましい。１４以下では、合金中のη相量が多
くなり汎用性が低下してくる。また１６を越える場合は
η相の出現がみられない。

また、母材の合金表面から１〜１００μｍ　の部分をη
相消失相とするために、該合金に被覆を設ける以前に、
炭化水素、　Ｎ２．　ＮＨ３ガスまたはＣＯガスの雰囲
気中、９００〜１１００℃にて、１〜５００　ｔｏｒｒ
　の減圧下で熱処理するのが好ましい。

この場合９００℃以下では消失効果が弱く、１１００℃
以上では、合金内部深くまでη相が消失してしまう。又
、１’ｔｏｒｒ　以下では消失効果が弱すぎ、３００　
ｔｏｒｒ　以上では効果がありすぎろ。

当然のことではあるが、とのη相消失のための処理を、
該合金を粉末圧粉体よシ焼結体とする焼結課程の一部に
とり入れて行い、合金表面部〜１００μｍ　寸でのη相
を消失させ、表向部は靭性に富む層とし、若干低下する
耐塑性変形性を補うために該焼結体のすくい面ないしに
け面の一部を研削して用いても本来の目的を達成しうる
。

本発明に用いる被覆層は、周期律表ＩＶａ、Ｖａおよび
Ｖｌａ　族の金属と、Ａｔ　、　ＳｉおよびＢからなる
群より選んだ１種以上と、Ｃ，Ｂ、ＮおよびＯからなる
群より選んだ１種以上から構成される、単層又は混合物
もしくは化合物の１種もしくはそれ以上を被覆してなる
ものである。

Ｔｉｅ　、　ＥＩｉＯ、ＴｉＮ　、　Ａｔ２０３等の硬
度の高い物質を被覆層として選択すれば、耐摩耗性が向
上する。Ａｔ２ｏ３　、　ＺｒＯ２、ＴｉＯ２等の酸化
物を被覆層として用いれば、母材の耐熱性と相乗して、
耐熱性が著しく向上する。

又、ＴｉＣ，ＴｉＮ　、　Ａｔ２０３　、　ＺｒＯ２等
の混合体、固溶体等のような複合化された層又は、これ
らを交互に積層したものでもよい。

これら被覆層を形成するには、化学蒸着法（ＯＶＤ法）
、プラズマＣＶＤ法、光励起ＯＶＤ法等の化学的蒸着を
用いてもよいし、またイオンブレーティング、イオンミ
キシング、イオンビームデポジション等の物理的蒸着に
よってもよい。

また、硬質の炭素膜や、硬質のＢＮ膜を本発明の超硬合
金（母材）上に直接に、またはＴｉｅ。

ＳｉＯ、ＴｉＮ　、　Ａｔ２０３　もしくはアモルファ
スＢＮ等を中間層として介在させた上に、被覆すれば、
母材の耐熱性と、被覆層の高硬度という長所をもって、
高性能の被覆超硬合金工具が得られる。

（発明の効果） 本発明の被覆超硬合金は、従来に比べ、耐塑性変形性お
よび耐熱性が向上し、かつ、従来の合金同様の靭性を保
持し、さらに高硬度を有するので、高速切削にも長時間
耐え得る優れた工具材料として用いることができる。ま
た、被覆されていない超硬合金母材そのものも、工具材
料としての汎用性を備えた優れたものである。

（実施例） 実施例１ ８５重量％ｗｅ、−＋ｏ重量％の（Ｔｉ　、　Ｔａ　。

Ｗ）ａおよび５重量％Ｃｏ　からなる超硬合金で、その
炭素量がそれぞれ異なる（Ａ）　、　（Ｂ）　、　（Ｃ
りの３種類の合金を作成した。それぞれの飽和磁気量（
４πσ値）は、（Ａ）７２　、　（Ｂ）７　ａ　、　（
ｃｐｓ　５　（ガウス／ｃｍ’／９）　であった。

これら（Ａ）〜（０）の合金を、ＣＶＤ装置内で温度１
０００℃にて、ＣＯガス雰囲気２００　ｔｏｒｒにて３
０分保持した後、Ｔｉ０１４２容量チ、０１（４１０容
量％、残部Ｈ２からなるガス中温度１０００℃にてその
表面にＴｊＣを厚さ５μｍ生成させ、しかる後ＡｔＣ１
３５容量％、００５容量襲、残部Ｈ２なるガス中、温度
１０００℃にて、さらに厚さ５μｍ　のｈｔ２ｏ３を生
成させた。

このようにして得た合金の断面組織を見ると、（Ａ）は
表面よシ８０μｍ　まではＷＣ−Ｃｏの２相領域で、そ
れ以上内部はｗｅ　相、ＣＯ相、η相（ｃｏ３ｗ３ｃ　
）と（ＴｉＴａＷ　）　Ｃ相の４相領域であった。（Ｂ
）は同じ（５０ｔｔｍ　まではｗｅ　−ｃｏの２札領域
であった。（０）は９０μｍ　まではＷｅ　−ＣＯ相、
それ以上の内部はＷＣ相、Ｃｏ　相、（ＴｉＴａＷ　）
Ｃ相の３相領域で、η相り存在しなかった。

これら（Ａ）〜（０１によるコーティングチップについ
て、下記表１の条件によシ切削テストを行った。。

表　１ テスト結果を表２に示す 表　２ 実施例２ 実施例１０合金（Ｂ）を用いて、表３に示すようなコー
ティングを行ったそれぞれについて、表１と同条件で切
削テストを行った。この結果についてもまとめて表６に
示す。

表　６ 実施例６ ８５重量％ｗｅ、２Ａｔ％ＴａＣＮ３重量％ＴｌＣｌ３
重量％ＴｉＮ、５重量％ＣＯの超硬合金を、４πσイＶ
ＣＯ比−１５，８のものを、ｉ　ＱＯＯ℃にて、それぞ
れ１００　ｔｏｒｒ　の（イ）ＯＨ４ガス、（ロ）Ｎ２
ガス、（ハ）ＮＨ３ガス、に）ＣＯガスの各雰囲気中で
加熱処理を施した。

この結果、これらの加熱処理以前では合金表面壕ではη
相と、ＷＣ相と、Ｔｉ　、　Ｔａ　、　Ｗからなる複炭
窒化物相とＣＯ相からなっていたが、（イ）工程では、
８０μまでＷＣ相とＣＯ相の２相領域、（ロ）、（ハ）
およびに）の工程では、９０μまでη相なく、（Ｔｉ　
、　Ｔａ　、　ｗ　）の複炭窒化物相とＣＯ相と、ＷＣ
相が若干、豊富な、６相領域となっていた。

実施例４ 実施例３の（イ）工程を施したチップにプラズマＣｖＤ
法でＴｉｌ　３μｍ１アモルファスＢＮ　を１１ｍ　コ
ーティングしたのち、硬質なりＮ　膜（硬度６０００ｋ
ｇ／Ｌ［ｌｌＩ＋２）をコーティングして表１の条件で
切削したところ、４０分まで切削可能であった。

代理人　内　１）　明 代理人　萩　原　亮　−

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. （１）周期律表ＩＶａ、　Ｖａおよび■ａ族金属の１種
   もしくはそれ以上の炭化物および／または窒化物の１種
   もしくはそれ以上を硬質相とし、鉄族金属の１種もしく
   はそれ以上を結合相とした超硬合金において、該超硬合
   金の表面から１〜１００μより内部には主としてｗｅ　
   とＯｏ　からなる複炭化物が析出してなる超硬合金を母
   材とし、該母材表面に、周期律表■ａ。 Ｖａ　およびＶａ族の金属とＡ／！、　、　Ｓｉおよび
   Ｂからなる群よ）選ばれる１種以上と、Ｃ！　、　Ｂ。 Ｎおよび０からなる群よシ選ばれる１種以上から構成さ
   れる被覆を有する被覆超硬合金。
2. （２）　ＷＣとＴｉ　、　Ｚｒ　、　Ｎｂ　、　Ｔａ　
   、　Ｃｒ　、　ＭｏおよびＷからなる群よシ選ばれた金
   属の複炭化物および／または複窒化物の１種もしくはそ
   れ以上を硬質相とし、鉄族金属の１種もしくはそれ以上
   を結合相とした超硬合金において、該超硬合金表面から
   １〜１００μｍ　の部分においては、Ｔｉ　、　Ｚｒ　
   、　Ｎｂ　、　Ｔａ　、　Ｏｒ　、　ＭｏおよびＷから
   なる群より選ばれる２種以上の金属の複炭化物および／
   または複窒化物の１種もしくはそれ以上からなる硬質相
   が、該合金表面から１〜１００μｍ　よシ内部における
   硬質相の割合に比べ著しく少ない、または消失し、さら
   に該合金表面から１〜１００μｍ　においては、主とし
   て、Ｗｃ　とｃｏ　からなる複炭化物が消失している超
   硬合金を母材とし、該母材表面に、周期律表ＩＶａ　、
   　ＶａおよびＶｌａ族の金属とＡｔ、　ＳｉおよびＢか
   らなる群よシ選ばれる１種以上と、Ｃ！、Ｂ、Ｎおよび
   ０からなる群よシ選ばれる１種以上から構成される被覆
   を有する被覆超硬合金。
3. （３）超硬合金母材の表面を被覆するにあたり前もって
   、炭化水素ｒ　Ｎ２　＋　ＮＨ３またはＣＯガスのいず
   れかのガス雰囲気にて、１〜３００ｔｏｒｒ　の減圧下
   、温度９００〜１１００℃に加熱して、それＫよシ該合
   金表面から１〜１００μｍ　においては、主としてｗｃ
   　とｃ。 からなる複炭化物が消失しているか、またはＴ土、　Ｚ
   ｒ　、　Ｎｂ　、　Ｔａ　、　Ｏｒ、ＭｏおよびＷから
   なる群よシ選ばれた２種以上の金属の複炭化物および／
   または複窒化物の１種もしくはそれ以上からなる硬質相
   が消失または他よシ少なくされた超硬合金を特徴とする
   特許請゛求の範囲第（１）項または第（２）項に記載さ
   れる被覆超硬合金。
4. （４）　ｃｏ　を結合とする超硬合金の飽和磁気量力ζ
   Ｃｏ　結合相との比率で表示して、 の範囲にある特許請求の範囲の第（１）項、第（２）項
   または第（３）項のいずれかに記載される被覆超硬合金
   。