JPS6035430B2 - 被覆超硬質合金製品の製造法 - Google Patents
被覆超硬質合金製品の製造法Info
- Publication number
- JPS6035430B2 JPS6035430B2 JP52036717A JP3671777A JPS6035430B2 JP S6035430 B2 JPS6035430 B2 JP S6035430B2 JP 52036717 A JP52036717 A JP 52036717A JP 3671777 A JP3671777 A JP 3671777A JP S6035430 B2 JPS6035430 B2 JP S6035430B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- zirconium
- reaction
- coated
- oxycarbide
- coating
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired
Links
Classifications
-
- 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
- C23C16/00—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes
- C23C16/22—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes characterised by the deposition of inorganic material, other than metallic material
- C23C16/30—Deposition of compounds, mixtures or solid solutions, e.g. borides, carbides, nitrides
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は耐摩耗性にすぐれた薄い被覆層を有する切削用
および耐摩耗部品用の超硬質合金製品に関する。
および耐摩耗部品用の超硬質合金製品に関する。
従来、超硬質合金製品の耐摩耗性を向上させる目的で、
その使用面に炭化チタン、窒化チタンなどの周期率表傘
、斡、舷族金属の各種炭化物、窒化物、炭窒化物および
あるいは酸化アルミニウム、酸化ジルコニウムの単層ま
たは複層を被覆することは公知であり、切削用スローア
ゥェィチップとして被覆超硬質合金製品は広く実用化さ
れている。
その使用面に炭化チタン、窒化チタンなどの周期率表傘
、斡、舷族金属の各種炭化物、窒化物、炭窒化物および
あるいは酸化アルミニウム、酸化ジルコニウムの単層ま
たは複層を被覆することは公知であり、切削用スローア
ゥェィチップとして被覆超硬質合金製品は広く実用化さ
れている。
被覆物質としてもっとも広く用いられているのは炭化チ
タンであり、超硬質合金自体と比べ耐酸化性、潤滑性、
鉄との親和力、硬度において切削工具としてすぐれた物
性を具備している。しかしながら、炭化チタン被覆の超
硬質合金は耐逃げ面摩耗性においてはすぐれた性能を発
揮するが、反面すくい面における耐摩耗性が充分でなく
、これが原因となって限界寿命が短かし、欠点があった
。本発明者はこの点の改善につき研究の結果、特定手段
によって、超硬質合金または炭化チタン等被覆超硬質合
金の表面にジルコニウムまたはハフニウムオキシカーバ
ィドを生成せしめ、これを以て基体表面を被覆すること
により耐すくい面摩耗性のすぐれた被覆超硬質合金製品
をえたものである。
タンであり、超硬質合金自体と比べ耐酸化性、潤滑性、
鉄との親和力、硬度において切削工具としてすぐれた物
性を具備している。しかしながら、炭化チタン被覆の超
硬質合金は耐逃げ面摩耗性においてはすぐれた性能を発
揮するが、反面すくい面における耐摩耗性が充分でなく
、これが原因となって限界寿命が短かし、欠点があった
。本発明者はこの点の改善につき研究の結果、特定手段
によって、超硬質合金または炭化チタン等被覆超硬質合
金の表面にジルコニウムまたはハフニウムオキシカーバ
ィドを生成せしめ、これを以て基体表面を被覆すること
により耐すくい面摩耗性のすぐれた被覆超硬質合金製品
をえたものである。
すなわち、本発明は第１に、超硬質合金の表面において
、ジルコニウムまたはハフニウムのハ。
、ジルコニウムまたはハフニウムのハ。
ゲン化物と水素および一酸化炭素を８００〜１２００℃
において反応せしめ、生成したジルコニウムまたはハフ
ニウムオキシカーバィドを以て被覆層を形成することを
特徴とする耐すくい面摩耗性の向上した被覆超硬質合金
製品の製造法であり、第２に、超硬質合金の表面を炭化
チタン等で被覆し、その表面において上記と同様にして
ジルコニウムまたはハフニウムオキシカーバィドを生成
せしめ、これを被覆外層とした耐すくい面ならびに耐逃
げ面摩耗性のすぐれた被覆超硬質合金製品の製造法であ
る。ジルコニウムまたはハフニウムオキシカーバイドの
性質ならびに応用に関してはほとんど知られておらず、
わずかに同族のチタンオキシカーバイドに関しては次の
各項が知られている。
において反応せしめ、生成したジルコニウムまたはハフ
ニウムオキシカーバィドを以て被覆層を形成することを
特徴とする耐すくい面摩耗性の向上した被覆超硬質合金
製品の製造法であり、第２に、超硬質合金の表面を炭化
チタン等で被覆し、その表面において上記と同様にして
ジルコニウムまたはハフニウムオキシカーバィドを生成
せしめ、これを被覆外層とした耐すくい面ならびに耐逃
げ面摩耗性のすぐれた被覆超硬質合金製品の製造法であ
る。ジルコニウムまたはハフニウムオキシカーバイドの
性質ならびに応用に関してはほとんど知られておらず、
わずかに同族のチタンオキシカーバイドに関しては次の
各項が知られている。
上１） ＴＩＣとＴｉ０は同じ結晶構造（立方晶Ｎａｃ
ｌ型）を有しすべての割合し、で固溶して、ＴＩＣｘ○
ｙ（チタンオキシカーバィド）が存在する。
ｌ型）を有しすべての割合し、で固溶して、ＴＩＣｘ○
ｙ（チタンオキシカーバィド）が存在する。
Ｃと○の割合によって融点と格子定数が連続的に変化す
ることが知られている。（文献１）‘２’ ＴＩＣｘ○
ｙは○の割合が大きくなるに従って、生成自由エネルギ
ーは低下し、化学的に安定な化合物となる。
ることが知られている。（文献１）‘２’ ＴＩＣｘ○
ｙは○の割合が大きくなるに従って、生成自由エネルギ
ーは低下し、化学的に安定な化合物となる。
Ｃａｒｓｏｎ達の説によると、切削工具に被覆する場合
、生成自由エネルギーの低い炭化物程高速切削では高い
耐摩耗性を示すとされている。（文献２）【３’ＴＩＣ
ｘ○ｙを切削工具に応用する試みはすでに行われており
、Ｃａ岱ｏｎ等はＴＩＣ、Ｔｉ○の各種割合の混合粉末
をホットプレスすることにより、ＴＩＣｘ○ｙを生成し
、これを工具表面にＲ・Ｆ・スパッタリング法により被
覆して、切削試験を行い、被覆前の超硬質合金に比べて
約３倍の耐摩耗性があることを報告している。
、生成自由エネルギーの低い炭化物程高速切削では高い
耐摩耗性を示すとされている。（文献２）【３’ＴＩＣ
ｘ○ｙを切削工具に応用する試みはすでに行われており
、Ｃａ岱ｏｎ等はＴＩＣ、Ｔｉ○の各種割合の混合粉末
をホットプレスすることにより、ＴＩＣｘ○ｙを生成し
、これを工具表面にＲ・Ｆ・スパッタリング法により被
覆して、切削試験を行い、被覆前の超硬質合金に比べて
約３倍の耐摩耗性があることを報告している。
（文献３）しかし、スパッタリング法は量産性に乏しく
、また被覆層と母材超硬質合金との付着強度も弱く、一
方向しか被覆することができず、実用的な点で問題が多
い。またＴＩＣ含有量の多い超硬質合金にＴＩＣを被覆
して拡散によりＴＩＣｘＱを生成する方法もあるが、こ
の方法は超硬質合金に含有される他の金属と複合化合物
を生成して好ましくない。（文献３）また、ＴＩＣを被
覆して後酸化した場合、１部ＴＩＣｘ○ｙになるものの
、Ｔｉ０２を生成し易く、耐摩耗性は、ＴＩＣの場合に
比較して低下する。このように超硬質合金をＴＩＣＸＱ
で被覆すること自体は従来から知られているが、これら
公知の手段によってはいずれも工業的あるいは性能上の
面で難点があり実用化されるに至っていない。
、また被覆層と母材超硬質合金との付着強度も弱く、一
方向しか被覆することができず、実用的な点で問題が多
い。またＴＩＣ含有量の多い超硬質合金にＴＩＣを被覆
して拡散によりＴＩＣｘＱを生成する方法もあるが、こ
の方法は超硬質合金に含有される他の金属と複合化合物
を生成して好ましくない。（文献３）また、ＴＩＣを被
覆して後酸化した場合、１部ＴＩＣｘ○ｙになるものの
、Ｔｉ０２を生成し易く、耐摩耗性は、ＴＩＣの場合に
比較して低下する。このように超硬質合金をＴＩＣＸＱ
で被覆すること自体は従来から知られているが、これら
公知の手段によってはいずれも工業的あるいは性能上の
面で難点があり実用化されるに至っていない。
同様にＺにｘ○ｙ，ＨｆＣｘ０ｙについても、それらの
良い耐摩耗性が期待されるものの、実用化されるに至っ
ていない。本発明は、工業的に生産可能な化学蒸着法に
より、超硬質合金の表面にＺにＸ○ｙまたはＨｆＣＸ○
ｙを強固に被覆する方法を探求の結果、ジルコニウムま
たはハフニウムのハロゲン化物を、８００〜１２００℃
の高温で水素および一酸化炭素と反応させて超硬質合金
の表面に直接Ｚにｘ○ｙまたはＨｆＣｘ○ｙを生成せし
め、かくしてえられた被覆層が従来知られているＴＩＣ
ｘ○ｙ被覆層に比べ実用的にすぐれていることを見出し
完成されたものである。
良い耐摩耗性が期待されるものの、実用化されるに至っ
ていない。本発明は、工業的に生産可能な化学蒸着法に
より、超硬質合金の表面にＺにＸ○ｙまたはＨｆＣＸ○
ｙを強固に被覆する方法を探求の結果、ジルコニウムま
たはハフニウムのハロゲン化物を、８００〜１２００℃
の高温で水素および一酸化炭素と反応させて超硬質合金
の表面に直接Ｚにｘ○ｙまたはＨｆＣｘ○ｙを生成せし
め、かくしてえられた被覆層が従来知られているＴＩＣ
ｘ○ｙ被覆層に比べ実用的にすぐれていることを見出し
完成されたものである。
反応の詳細な機構は不明であるが、以下の反応式で示さ
れる各種の反応が炉内でおこると考えられる。
れる各種の反応が炉内でおこると考えられる。
ＭＣＩ４十２日２→Ｍ＋４ＨＣＩ
‘１｝Ｃ０２十日２こＣＯ＋日２０
｛２）Ｍ十比○→ＭＯ十日２‘３’Ｍ＋よ
。
‘１｝Ｃ０２十日２こＣＯ＋日２０
｛２）Ｍ十比○→ＭＯ十日２‘３’Ｍ＋よ
。
一ＭＣ。５０伍 ‘４１
Ｍ＋Ｃ（基材）→ＭＣ （５’ここ
でＭはＺｒまたはＨｆを示す。
でＭはＺｒまたはＨｆを示す。
上記において、反応ガスとしてＣ０２を用いても理論的
には反応は生起するが、工業的にはＣＯを酸素源とする
方が、ＭＣＸＯｙにおけるＣと○の割合を調整して所望
のｘとｙを有するＭＣｘ０ｙを安定的に効率良く生成せ
しめるための実質上の利益は格段にすぐれている。
には反応は生起するが、工業的にはＣＯを酸素源とする
方が、ＭＣＸＯｙにおけるＣと○の割合を調整して所望
のｘとｙを有するＭＣｘ０ｙを安定的に効率良く生成せ
しめるための実質上の利益は格段にすぐれている。
即ち、ＣＯを酸素源とした場合には、ＣＯの流量が大き
く変化しても得られるＭＣｘ○ｙはほぼｘニｙと安定し
ているのに対し、Ｃ０２を用いた場合には比較的狭い流
量範囲において、ｘ、ｙの値は大きく変動し組成が変化
し易い。
く変化しても得られるＭＣｘ○ｙはほぼｘニｙと安定し
ているのに対し、Ｃ０２を用いた場合には比較的狭い流
量範囲において、ｘ、ｙの値は大きく変動し組成が変化
し易い。
又、上式において、ＣＯを酸素源として用いた場合、Ｍ
Ｃｘ○ｙがｘニｙとして安定して生成するのは、■式が
主反応として作用しＭＣｘ○ｙを生成させるからであり
、これに対してＣ０２を用いた場合には、【３｝式の反
応が先行してＭＯが優先して生成するので所望のｘ、ｙ
を安定的に製造するためにはＣ０２の流量を厳しく制御
しなければならない。
Ｃｘ○ｙがｘニｙとして安定して生成するのは、■式が
主反応として作用しＭＣｘ○ｙを生成させるからであり
、これに対してＣ０２を用いた場合には、【３｝式の反
応が先行してＭＯが優先して生成するので所望のｘ、ｙ
を安定的に製造するためにはＣ０２の流量を厳しく制御
しなければならない。
これを工業的操作の面からみれば、Ｃ０２を用いた場合
には、（３’，■式の反応の生起に序列があるために、
初期においては【３｝式の反応が活発で、コーティング
炉の入口に近い反応部室において激しく起こり、逆に排
気側では【３｝式の反応が終了して（４〕式の反応の割
合が増してくるのであって、安定的に同一の組成を有す
るＭＣｘ○ｙの大量容易に生成せしめることが困難とな
るのである。これに対してＣＯを酸素源として用いる本
発明においては、原料ガスの流量制御が容易であり、か
つ‘４｝式の反応が主であるので、上述の如きＣ０２使
用の欠点を有しない被覆方法を提供しうるのである。
には、（３’，■式の反応の生起に序列があるために、
初期においては【３｝式の反応が活発で、コーティング
炉の入口に近い反応部室において激しく起こり、逆に排
気側では【３｝式の反応が終了して（４〕式の反応の割
合が増してくるのであって、安定的に同一の組成を有す
るＭＣｘ○ｙの大量容易に生成せしめることが困難とな
るのである。これに対してＣＯを酸素源として用いる本
発明においては、原料ガスの流量制御が容易であり、か
つ‘４｝式の反応が主であるので、上述の如きＣ０２使
用の欠点を有しない被覆方法を提供しうるのである。
反応温度が高温になる程、生成物中の炭素成分が多くな
る傾向がＸ線格子定数より見られた。
る傾向がＸ線格子定数より見られた。
■の反応式ではＭＣｏ．５０ｏ．５が生成することにな
るが、ＭＣｘ○ｙと気相中のＣＯとの平衡関係があり、
高温側では炭素成分が多い方に移行するため、反応生成
物もその傾向を示すと考えられる。またさらにＭＣＸ○
ｙの値を任意に制御するため、反応ガス中にＣ伍等の炭
化水素を入れることも有効である。
るが、ＭＣｘ○ｙと気相中のＣＯとの平衡関係があり、
高温側では炭素成分が多い方に移行するため、反応生成
物もその傾向を示すと考えられる。またさらにＭＣＸ○
ｙの値を任意に制御するため、反応ガス中にＣ伍等の炭
化水素を入れることも有効である。
ジルコニウムまたはハフニウムオキシカーバイドの炭素
成分はガス組成、反応温度を変化させることにより、Ｍ
Ｃ■０ｏ．，からＭＣＭ０ｏ．６まで任意に変化させ得
る。また、反応中に超硬質合金基体中から炭素が拡散し
、‘５｝式の反応によって炭化ジルコニウムまたは炭化
ハフニウムを生ずるので、被覆層と基体の界面付近は炭
素成分の多い組織となる。
成分はガス組成、反応温度を変化させることにより、Ｍ
Ｃ■０ｏ．，からＭＣＭ０ｏ．６まで任意に変化させ得
る。また、反応中に超硬質合金基体中から炭素が拡散し
、‘５｝式の反応によって炭化ジルコニウムまたは炭化
ハフニウムを生ずるので、被覆層と基体の界面付近は炭
素成分の多い組織となる。
これを利用してＭＣから始まり炭素濃度を連続的に変化
させ得る。被覆層を形成する粒子は微粒であり、Ｘ線回
折による結晶性も良い。
させ得る。被覆層を形成する粒子は微粒であり、Ｘ線回
折による結晶性も良い。
本発明により超硬質合金に化学蒸着法でジルコニウムま
たはハフニウムオキシカーバィドを被覆した切削用スロ
ーアウェィチップは、炭化チタン被覆と比べて、すくい
面における耐摩耗性が非常に良好であり、これは高速切
削になる程顕著となる。
たはハフニウムオキシカーバィドを被覆した切削用スロ
ーアウェィチップは、炭化チタン被覆と比べて、すくい
面における耐摩耗性が非常に良好であり、これは高速切
削になる程顕著となる。
これは高温における化学的な安定性がすぐれていること
、特に耐酸化性、被削材との耐反応性にすぐれているこ
とが原因と考えられる。一方逃げ面摩耗では、炭化チタ
ンに比較してやや劣る傾向がある。これは逃げ面摩耗の
主な原因が単純なこすり摩耗であるから炭化チタンに比
べて硬度の低いジルコニウムまたはハフニウムオキシカ
ーバィドの場合ある程度やむをえないが、前述のＭＣ帆
０ｏ．．〜ＭＣＭ０ｏ．６（Ｍ＝Ｚｒ，Ｈｆ）の範囲で
はその低下はそれ程大きくなく実用上差支えはない。第
２の発明はこの点を考慮してなされたもので超硬質合金
基体を炭化チタン、窒化チタンあるいは炭窒化チタンで
被覆した後さらにジルコニウムまたはハフニウムオキシ
カーバィドを被覆することにより、その組合せ効果によ
って、耐すくい面、耐逃げ面摩耗性の双方にバランスの
とれた高い耐摩耗性を得ることができるものである。
、特に耐酸化性、被削材との耐反応性にすぐれているこ
とが原因と考えられる。一方逃げ面摩耗では、炭化チタ
ンに比較してやや劣る傾向がある。これは逃げ面摩耗の
主な原因が単純なこすり摩耗であるから炭化チタンに比
べて硬度の低いジルコニウムまたはハフニウムオキシカ
ーバィドの場合ある程度やむをえないが、前述のＭＣ帆
０ｏ．．〜ＭＣＭ０ｏ．６（Ｍ＝Ｚｒ，Ｈｆ）の範囲で
はその低下はそれ程大きくなく実用上差支えはない。第
２の発明はこの点を考慮してなされたもので超硬質合金
基体を炭化チタン、窒化チタンあるいは炭窒化チタンで
被覆した後さらにジルコニウムまたはハフニウムオキシ
カーバィドを被覆することにより、その組合せ効果によ
って、耐すくい面、耐逃げ面摩耗性の双方にバランスの
とれた高い耐摩耗性を得ることができるものである。
すなわち、第２の発明は下層である炭化チタン等によっ
て逃げ面における耐摩耗性を発揮せしめるとともに、上
層であるジルコニウムまたはハフニウムオキシカーバィ
ドによって高速切削におけるすくい面の耐摩耗性を改善
したもので充分な逃げ面摩耗性を保有するとともにこれ
に見合う耐すくい面摩耗性の具備を要求される使用分野
に適用され、その寿命延長に寄与するものである。超硬
質合金基体上に直接ジルコニウムまたはハフニウムオキ
シカーバィドを生成被覆する第１の発明にあっては被覆
層の厚みは０．５〜２０仏とすることが必要で、０．５
仏未満では耐摩耗性の効果は少なく、また２０〃以上で
は耐摩耗性向上の効果よりも靭性の低下が著しくなるの
で好ましくない。
て逃げ面における耐摩耗性を発揮せしめるとともに、上
層であるジルコニウムまたはハフニウムオキシカーバィ
ドによって高速切削におけるすくい面の耐摩耗性を改善
したもので充分な逃げ面摩耗性を保有するとともにこれ
に見合う耐すくい面摩耗性の具備を要求される使用分野
に適用され、その寿命延長に寄与するものである。超硬
質合金基体上に直接ジルコニウムまたはハフニウムオキ
シカーバィドを生成被覆する第１の発明にあっては被覆
層の厚みは０．５〜２０仏とすることが必要で、０．５
仏未満では耐摩耗性の効果は少なく、また２０〃以上で
は耐摩耗性向上の効果よりも靭性の低下が著しくなるの
で好ましくない。
また、超硬質合金基体上に炭化チタン、窒化チタン、炭
窒化チタンよりなる下層を設け、その表面をジルコニウ
ムまたはハフニウムオキシカーバィドにより被覆する第
２の発明にあっては、下層の厚みを１〜１０仏、表面層
の厚みを０．５〜１０一とすることが必要であって、い
ずれも上記範囲より薄いときは耐摩耗性に対する寄与が
少〈、またこれより厚いときは鞠性を低下させるので好
ましくない。以下実施例をもって説明する。
窒化チタンよりなる下層を設け、その表面をジルコニウ
ムまたはハフニウムオキシカーバィドにより被覆する第
２の発明にあっては、下層の厚みを１〜１０仏、表面層
の厚みを０．５〜１０一とすることが必要であって、い
ずれも上記範囲より薄いときは耐摩耗性に対する寄与が
少〈、またこれより厚いときは鞠性を低下させるので好
ましくない。以下実施例をもって説明する。
実施例 １
基体として、ＷＣ８０％、ＣＯｌｏ％、ＴＩＣ８％、Ｔ
ａＣ２％（重量％、ＩＳＯ 規格Ｐ３０グレード）より
なる超硬質合金を用い、これを耐熱合金製反応容器内で
９５０つ０に加熱し、ＺｒＣ１４
２容量％Ｃ０
１ 〃比 ９
７ 〃の割合に混合された反応ガスを１０そ／ｍｉｎの
流速で送り込んで３時間反応させた。
ａＣ２％（重量％、ＩＳＯ 規格Ｐ３０グレード）より
なる超硬質合金を用い、これを耐熱合金製反応容器内で
９５０つ０に加熱し、ＺｒＣ１４
２容量％Ｃ０
１ 〃比 ９
７ 〃の割合に混合された反応ガスを１０そ／ｍｉｎの
流速で送り込んで３時間反応させた。
残留ガスを除去した後、冷却して取り出したチップ表面
は平均５仏のジルコニウムオキシカーバィドで被覆され
た。ジルコニウムオキシカーバィドの成分比は被覆層の
格子定数から判定しＺｒＣｏ．６○ｏ．４であった。
は平均５仏のジルコニウムオキシカーバィドで被覆され
た。ジルコニウムオキシカーバィドの成分比は被覆層の
格子定数から判定しＺｒＣｏ．６○ｏ．４であった。
被覆層は褐色を呈していた。超硬質合金との界面付近は
炭化ジルコニウム成分が多く、白色金属光沢である。実
施例 ２ 下記条件により実施例１と同様にして基体を被覆した。
炭化ジルコニウム成分が多く、白色金属光沢である。実
施例 ２ 下記条件により実施例１と同様にして基体を被覆した。
反応条件：原料ガス組成 Ｈｆ１４ ２容量％Ｃ。
２ １ 〃比 ９７ 〃 反応温度 ９５０００ ガス流速 １０そ／ｍｉｎ 反応時間 ２時間 被覆層は平均２仏であった。
２ １ 〃比 ９７ 〃 反応温度 ９５０００ ガス流速 １０そ／ｍｉｎ 反応時間 ２時間 被覆層は平均２仏であった。
ハフニウムオキシカーバィドの成分比は格子定数の判定
によりＨｆＣ。
によりＨｆＣ。
．５０帖であった。実施例３
実施例１の基体にＴＩＣを３りの厚さで被覆し、ついで
実施例１と同様の条件で（ただし反応時間は１．虫時間
）ジルコニウムオキシカーバィドを生成せしめた。
実施例１と同様の条件で（ただし反応時間は１．虫時間
）ジルコニウムオキシカーバィドを生成せしめた。
ＴＩＣ被覆層の上にジルコニウムオキシカーバィドが２
〃厚みで被覆され、合計で５仏の被覆層となった。ジル
コニウムオキシカーバイドの成分比は格子定数よりＺｒ
Ｃｏ．５５０。．４５と判定された。実施例１と比較し
チタンオキシカーバィドの酸素成分比が高くなった。実
施例 ４ 実施例３におけるＴＩＣの代りにＴＩＮを用いた以外は
同例と同様にして被覆を行った。
〃厚みで被覆され、合計で５仏の被覆層となった。ジル
コニウムオキシカーバイドの成分比は格子定数よりＺｒ
Ｃｏ．５５０。．４５と判定された。実施例１と比較し
チタンオキシカーバィドの酸素成分比が高くなった。実
施例 ４ 実施例３におけるＴＩＣの代りにＴＩＮを用いた以外は
同例と同様にして被覆を行った。
ジルコニウムオキシカーバィドは２山被覆されその成分
比はＺｒＣｏ．５０ｏ．５で濃褐色であった。
比はＺｒＣｏ．５０ｏ．５で濃褐色であった。
実施例 ５実施例１，２，３，４で得られた被覆超硬質
合金切削チップの切削試験を行った。
合金切削チップの切削試験を行った。
比較例として、実施例１〜５の基体として使用したＰ−
３坤超硬質合金および、それにＴＩＣ、ＴＩＮを各々５
一被覆した被覆超硬質合金を同時に切削した。切削例
ｍ 鋳鉄連続切削（ＪＩＳ）ＦＣ−２５ＨＢ１８０＝２２肌
／ｍｆｎ ｆ＝０．２帆／ｒｅｖｔニ１，５柳 寿命比較（すくい面摩耗２００ムまたは逃げ面摩耗０．
４側を寿命限界とした）比較例 Ｉ Ｐ３０（コーティ
ング層なし）ｌｍｉｎ〃 ２ ＴＩＣ
５ム ２仇ｈｊｎ〃 ３ ＴＩＮ
５仏 ２印ｈｉｎ実施例Ｉ ＺｒＣｏ．
６０ｏ．４ ５仏 ４５ｈｉｎ〃 ２ Ｈ
ｆＣ〇．５００，５ ５ム ５２ｈｉ
ｎ〃 ３ ＴＩＣ３仏十ＺｒＣ〇．蘭〇〇．伍 ２Ａ
４７ｍｌｎ〃 ４ ＴＩＮ３仏＋ＺｒＣ小５〇
〇．５ ２仏 ４３ｈｉｎ本発明品は従来コーテ
ィング品および基体に比較して大幅な寿命延長が得られ
た。
３坤超硬質合金および、それにＴＩＣ、ＴＩＮを各々５
一被覆した被覆超硬質合金を同時に切削した。切削例
ｍ 鋳鉄連続切削（ＪＩＳ）ＦＣ−２５ＨＢ１８０＝２２肌
／ｍｆｎ ｆ＝０．２帆／ｒｅｖｔニ１，５柳 寿命比較（すくい面摩耗２００ムまたは逃げ面摩耗０．
４側を寿命限界とした）比較例 Ｉ Ｐ３０（コーティ
ング層なし）ｌｍｉｎ〃 ２ ＴＩＣ
５ム ２仇ｈｊｎ〃 ３ ＴＩＮ
５仏 ２印ｈｉｎ実施例Ｉ ＺｒＣｏ．
６０ｏ．４ ５仏 ４５ｈｉｎ〃 ２ Ｈ
ｆＣ〇．５００，５ ５ム ５２ｈｉ
ｎ〃 ３ ＴＩＣ３仏十ＺｒＣ〇．蘭〇〇．伍 ２Ａ
４７ｍｌｎ〃 ４ ＴＩＮ３仏＋ＺｒＣ小５〇
〇．５ ２仏 ４３ｈｉｎ本発明品は従来コーテ
ィング品および基体に比較して大幅な寿命延長が得られ
た。
切削例 ■
炭素鋼の切削（ＪＩＳ）Ｓ３にＨＢ２１０ｖ＝１８印ｈ
／ｍｉｎ ｆニ０．２側／ｒｅｖｔニＩ，５肌寿命比較
（切削例‘１｝と同様） 比較例Ｉ Ｐ３０（コーティング層なし） １仇ｈｉｎ
〃 ２ ＴＩＣ ５〃 ２５
ｍｉｎ〃 ３ ＴＩＮ ５り
２位ｈｉｎ実施例Ｉ ＺｒＣ〇．６０ｏ．４
５〃 ４皿ｊｎ〃 ２ ＨｆＣ小５〇〇．５
５ｒ ５仇ｈｉｎ〃 ３ ＴＩＣ３仏＋Ｚ
ｎ００．蘭〇〇．娘２山 ５３ｍｉｎ 〃
４ ＴＩＮ３山十Ｚ【Ｃ船。
／ｍｉｎ ｆニ０．２側／ｒｅｖｔニＩ，５肌寿命比較
（切削例‘１｝と同様） 比較例Ｉ Ｐ３０（コーティング層なし） １仇ｈｉｎ
〃 ２ ＴＩＣ ５〃 ２５
ｍｉｎ〃 ３ ＴＩＮ ５り
２位ｈｉｎ実施例Ｉ ＺｒＣ〇．６０ｏ．４
５〃 ４皿ｊｎ〃 ２ ＨｆＣ小５〇〇．５
５ｒ ５仇ｈｉｎ〃 ３ ＴＩＣ３仏＋Ｚ
ｎ００．蘭〇〇．娘２山 ５３ｍｉｎ 〃
４ ＴＩＮ３山十Ｚ【Ｃ船。
０．５２仏 ５仇ｈｉｎ
本発明品は従来のコーティング品の２倍、基体の５倍の
寿命延長が得られた。
寿命延長が得られた。
以上において引用した文献は次のとおりである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 周期率表、４ａ、５ａ、６ａ族の炭化物、窒化物、
炭窒化物の１種以上と、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｗ、Ｍｏ、
Ｃｒの１種以上よりなる超硬質合金を基体とし、その表
面において、ジルコニウムまたはハフニウムのハロゲン
化物と水素および一酸化炭素を８００〜１２００℃で反
応せしめて生成したジルコニウムまたはハフニウムオキ
シカーバイドを０．５〜２０ミクロンの厚みに被覆する
ことを特徴とする被覆超硬質合金製品の製造法。 ２ 周期率表、４ａ、５ａ、６ａ族の炭化物、窒化物、
炭窒化物の１種以上と、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｗ、Ｍｏ、
Ｃｒの１種以上よりなる超硬質合金を基体とし、その表
面に、炭化チタン、窒化チタン、炭窒化チタンの単層ま
たは複層よりなる１〜１０μの厚みの層を形成せしめ、
その表面において、ジルコニウムまたはハフニウムのハ
ロゲン化物と水素および一酸化炭素を８００〜１２００
℃で反応せしめて生成したジルコニウムまたはハフニウ
ムオキシカーバイドを０．５〜１０ミクロンの厚みに被
覆することを特徴とする被覆超硬質合金製品の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP52036717A JPS6035430B2 (ja) | 1977-03-31 | 1977-03-31 | 被覆超硬質合金製品の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP52036717A JPS6035430B2 (ja) | 1977-03-31 | 1977-03-31 | 被覆超硬質合金製品の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS53122685A JPS53122685A (en) | 1978-10-26 |
| JPS6035430B2 true JPS6035430B2 (ja) | 1985-08-14 |
Family
ID=12477492
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP52036717A Expired JPS6035430B2 (ja) | 1977-03-31 | 1977-03-31 | 被覆超硬質合金製品の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6035430B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62131320U (ja) * | 1986-02-12 | 1987-08-19 | ||
| JPH0427567B2 (ja) * | 1984-09-03 | 1992-05-12 | Brother Ind Ltd |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7270895B2 (en) * | 2005-04-05 | 2007-09-18 | Vapor Technologies, Inc. | Coated article with dark color |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS51144314A (en) * | 1975-06-09 | 1976-12-11 | Sumitomo Electric Ind Ltd | A super hard alloy part having a coating film containing oxygen |
| JPS51144389A (en) * | 1975-06-09 | 1976-12-11 | Sumitomo Electric Ind Ltd | Process for producing hard alloy parts coated with oxygen-containing f ilm |
| JPS51144388A (en) * | 1975-06-09 | 1976-12-11 | Sumitomo Electric Ind Ltd | Hard alloy parts coated with multiple layer film |
-
1977
- 1977-03-31 JP JP52036717A patent/JPS6035430B2/ja not_active Expired
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS51144314A (en) * | 1975-06-09 | 1976-12-11 | Sumitomo Electric Ind Ltd | A super hard alloy part having a coating film containing oxygen |
| JPS51144389A (en) * | 1975-06-09 | 1976-12-11 | Sumitomo Electric Ind Ltd | Process for producing hard alloy parts coated with oxygen-containing f ilm |
| JPS51144388A (en) * | 1975-06-09 | 1976-12-11 | Sumitomo Electric Ind Ltd | Hard alloy parts coated with multiple layer film |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0427567B2 (ja) * | 1984-09-03 | 1992-05-12 | Brother Ind Ltd | |
| JPS62131320U (ja) * | 1986-02-12 | 1987-08-19 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS53122685A (en) | 1978-10-26 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US4463033A (en) | Process for production of coated super-hard alloy articles | |
| US6080477A (en) | Titanium carbonitride coated stratified substrate and cutting inserts made from the same | |
| US5915162A (en) | Coated cutting tool and a process for the production of the same | |
| US4150195A (en) | Surface-coated cemented carbide article and a process for the production thereof | |
| Rebenne et al. | Review of CVD TiN coatings for wear-resistant applications: deposition processes, properties and performance | |
| US5920760A (en) | Coated hard alloy blade member | |
| US3914473A (en) | Method of making a coated cemented carbide product | |
| US4269899A (en) | Surface hafnium-titanium carbide coated hard alloy and method | |
| US5310605A (en) | Surface-toughened cemented carbide bodies and method of manufacture | |
| US4162338A (en) | Coated cemented carbide elements and their manufacture | |
| US5589223A (en) | Process for producing cermet cutting tools having both longitudinal and granular crystal structures | |
| US5283030A (en) | Coated cemented carbides and processes for the production of same | |
| US3967035A (en) | Coated cemented carbide product | |
| US4264682A (en) | Surface hafnium-titanium compound coated hard alloy material and method of producing the same | |
| US4830886A (en) | Process for making cutting insert with titanium carbide coating | |
| Takahashi et al. | The chemical vapor deposition of titanium carbide coatings on iron | |
| USRE32093E (en) | Aluminum oxide coated titanium-containing cemented carbide product | |
| US6056999A (en) | Titanium carbonitride coated cemented carbide and cutting inserts made from the same | |
| SE453891B (sv) | Belagd hardmetallprodukt, med hog hallfasthet och notningsbestendighet samt forfarande for framstellning av denna | |
| JPS6035430B2 (ja) | 被覆超硬質合金製品の製造法 | |
| USRE32110E (en) | Aluminum oxide coated cemented carbide product | |
| US6413628B1 (en) | Titanium carbonitride coated cemented carbide and cutting inserts made from the same | |
| JP2646247B2 (ja) | ＡｌＮ被覆窒化珪素基切削工具 | |
| JPS6055595B2 (ja) | 表面被覆超硬質合金の製造法 | |
| JPS5824501B2 (ja) | タングステンカ−バイド被膜層の製造方法 |