JPS6058295B2 - 切削工具用炭化タングステン基超硬合金部材およびその製造法 - Google Patents
切削工具用炭化タングステン基超硬合金部材およびその製造法Info
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- JPS6058295B2 JPS6058295B2 JP58028172A JP2817283A JPS6058295B2 JP S6058295 B2 JPS6058295 B2 JP S6058295B2 JP 58028172 A JP58028172 A JP 58028172A JP 2817283 A JP2817283 A JP 2817283A JP S6058295 B2 JPS6058295 B2 JP S6058295B2
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Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、すぐれた耐摩耗性、耐塑性変形性および耐
衝撃性を有し、特にこれらの特性が要求されるフライス
切削や断続切削などに切削工具として使用した場合にす
ぐれた切削性能を発揮する炭化タングステン（以下ＷＣ
で示す）基超硬合金部材およびその製造法に関するもの
である。
衝撃性を有し、特にこれらの特性が要求されるフライス
切削や断続切削などに切削工具として使用した場合にす
ぐれた切削性能を発揮する炭化タングステン（以下ＷＣ
で示す）基超硬合金部材およびその製造法に関するもの
である。
従来、例えばＷＣ−ＣＯ超硬合金部材が鋳鉄用切削工具
として、またＷＣ−（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ）Ｃ一ＣＯ超硬合
金部材が鋼用切削工具としてそれぞれ使用されている。
これら従来ＷＣ基超硬合金部材においては、その切削用
途に合わせて、適宜ＣＯ含有量や（ＴｉＣ＋ＴａＣ）含
有量を変化させて使用しているが、ＣＯ量を増すと部材
の耐衝撃性は向上するようになるが、反面耐摩耗性およ
び耐塑性変形性が低下するようになり、また（ＴｉＣ＋
ＴａＣ）量を増すと耐摩耗性は向上するが、耐衝撃性が
低下するようになり、このように耐摩耗性、耐塑性変形
性、および耐衝撃性のすべてを具備した切削工具用ＷＣ
基超硬合金部材は未だ開発されていないのが現状である
。
として、またＷＣ−（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ）Ｃ一ＣＯ超硬合
金部材が鋼用切削工具としてそれぞれ使用されている。
これら従来ＷＣ基超硬合金部材においては、その切削用
途に合わせて、適宜ＣＯ含有量や（ＴｉＣ＋ＴａＣ）含
有量を変化させて使用しているが、ＣＯ量を増すと部材
の耐衝撃性は向上するようになるが、反面耐摩耗性およ
び耐塑性変形性が低下するようになり、また（ＴｉＣ＋
ＴａＣ）量を増すと耐摩耗性は向上するが、耐衝撃性が
低下するようになり、このように耐摩耗性、耐塑性変形
性、および耐衝撃性のすべてを具備した切削工具用ＷＣ
基超硬合金部材は未だ開発されていないのが現状である
。
また、一方で、上記の従来ＷＣ基超硬合金部材のもつ耐
衝撃性をいかし、これに耐摩耗性を付与する目的で、前
記ＷＣ基超硬合金部材の表面に、周期律表の４ａ，５ａ
，および６ａ族金属の炭化物、窒化物、酸化物、硫化物
、および硼化物、並びにこれらの２種以上の固溶体、さ
らにＡｌ２Ｏ３およびＡｌＮ、並びに前記２成分の固溶
体からなる群のうちの１種の単層あるいは２種以上の複
層からなる被覆層を化学蒸着法や物理蒸着法などを用い
て形成してなる表面被覆ＷＣ基超硬合金部材も提案され
、旋削の分野て広く実用に供されている。
衝撃性をいかし、これに耐摩耗性を付与する目的で、前
記ＷＣ基超硬合金部材の表面に、周期律表の４ａ，５ａ
，および６ａ族金属の炭化物、窒化物、酸化物、硫化物
、および硼化物、並びにこれらの２種以上の固溶体、さ
らにＡｌ２Ｏ３およびＡｌＮ、並びに前記２成分の固溶
体からなる群のうちの１種の単層あるいは２種以上の複
層からなる被覆層を化学蒸着法や物理蒸着法などを用い
て形成してなる表面被覆ＷＣ基超硬合金部材も提案され
、旋削の分野て広く実用に供されている。
しかし、前記被覆層の形成にあたつては、通常、反応ガ
スとしてＴｉＣｌ４，ＣＨ４，Ｈ２，およびＮ２などを
用いるため、装置自体が大がかりとなるばかりでなく、
コスト高ともなり、さらにＴｉＣｌ４が分解して発生す
るＣ１ガスによる装置構造部材の腐食、およびＣｌガス
の漏洩防止など保安管理上多くの問題がある。また、上
記の表面被覆ＷＣ基超硬合金部材においては、その被覆
層を化学蒸着法により形成した場合、被覆層直下の基体
表面部に脱炭層が形成するのを避けることができず、こ
のように脱炭層が形成されると部材自体の靭性が低下す
るようになるため、これを衝撃の激しいフライス切削や
断続切削に使用した場合、必すしも満足する切削性能を
示さないものである。
スとしてＴｉＣｌ４，ＣＨ４，Ｈ２，およびＮ２などを
用いるため、装置自体が大がかりとなるばかりでなく、
コスト高ともなり、さらにＴｉＣｌ４が分解して発生す
るＣ１ガスによる装置構造部材の腐食、およびＣｌガス
の漏洩防止など保安管理上多くの問題がある。また、上
記の表面被覆ＷＣ基超硬合金部材においては、その被覆
層を化学蒸着法により形成した場合、被覆層直下の基体
表面部に脱炭層が形成するのを避けることができず、こ
のように脱炭層が形成されると部材自体の靭性が低下す
るようになるため、これを衝撃の激しいフライス切削や
断続切削に使用した場合、必すしも満足する切削性能を
示さないものである。
そこで、本発明者等は、上述のような観点から、化学蒸
着法や物理蒸着法などの被覆層形成手段によらずに、す
ぐれた耐摩耗性、耐塑性変形性、および耐衝撃性を兼ね
備えた切削工具用ＷＣ基超硬合金部材を得べく研究を行
なつた結果、重量％で、結合相形成成分としての鉄族金
属のうちの１種または２種以上：５〜３０％、硬質相形
成成分としての周期律表の４ａおよび５ａ族金属の炭化
物および窒化物のうちの１種または２種以上（以下これ
らを総称して金属の炭・窒化物という）：５〜５０％、
を含有し、残りが同じく硬質相形成成分としてのＷＣと
不加避不純物からなる組成を有するＷＣ基超硬合金部材
に、酸素含有雰囲気中、１２００〜１３５０℃の範囲内
の所定温度に加熱保持の条件で加熱処理を施すと、上記
部材の表面部において、部材の構成成分と雰囲中の酸素
とが反応して安定な酸化物が形成され、この間部材本体
の内部と表面部との間には前記構成成分の拡散が起るた
め、金属の炭・窒化物の含有量か部材本体内部に比して
相対的に高く、一方鉄族金属の含有量は反対に低く、か
つ酸素を含めて、これらの成分はいずれも連続的濃度勾
配をもつた表面反応層が部材表面部に形成されるように
なり、しかもこの表面反応層を、１０〜４００μｍ平均
層厚を有し、かつその中央部における鉄族金属および金
属の炭・窒化物の含有量を、部材本体内部のそれに対す
る割合で、鉄族金属：０．１〜０．９ 金属の炭・窒化物：１．２〜２．５ を満足するものとすると、この結果の表面反応層はすぐ
れた耐摩耗性および耐塑性変形性を有するようになり、
したがつてＷＣ基超硬合金部材は、すぐれた耐摩耗性、
耐塑性変形性、および耐衝撃性を具備するようになると
いう知見を得たのである。
着法や物理蒸着法などの被覆層形成手段によらずに、す
ぐれた耐摩耗性、耐塑性変形性、および耐衝撃性を兼ね
備えた切削工具用ＷＣ基超硬合金部材を得べく研究を行
なつた結果、重量％で、結合相形成成分としての鉄族金
属のうちの１種または２種以上：５〜３０％、硬質相形
成成分としての周期律表の４ａおよび５ａ族金属の炭化
物および窒化物のうちの１種または２種以上（以下これ
らを総称して金属の炭・窒化物という）：５〜５０％、
を含有し、残りが同じく硬質相形成成分としてのＷＣと
不加避不純物からなる組成を有するＷＣ基超硬合金部材
に、酸素含有雰囲気中、１２００〜１３５０℃の範囲内
の所定温度に加熱保持の条件で加熱処理を施すと、上記
部材の表面部において、部材の構成成分と雰囲中の酸素
とが反応して安定な酸化物が形成され、この間部材本体
の内部と表面部との間には前記構成成分の拡散が起るた
め、金属の炭・窒化物の含有量か部材本体内部に比して
相対的に高く、一方鉄族金属の含有量は反対に低く、か
つ酸素を含めて、これらの成分はいずれも連続的濃度勾
配をもつた表面反応層が部材表面部に形成されるように
なり、しかもこの表面反応層を、１０〜４００μｍ平均
層厚を有し、かつその中央部における鉄族金属および金
属の炭・窒化物の含有量を、部材本体内部のそれに対す
る割合で、鉄族金属：０．１〜０．９ 金属の炭・窒化物：１．２〜２．５ を満足するものとすると、この結果の表面反応層はすぐ
れた耐摩耗性および耐塑性変形性を有するようになり、
したがつてＷＣ基超硬合金部材は、すぐれた耐摩耗性、
耐塑性変形性、および耐衝撃性を具備するようになると
いう知見を得たのである。
この発明は上記知見にもとづいてなされたものであり、
またこの発明の方法を実施するに際して、酸素含有雰囲
気としては、ＣＯ２雰囲気とするのが望ましく、これは
、ＣＯ２は高温でＣＯに変化しやすく、酸素分圧はきわ
めて低いか、反応の初期酸化による脱炭と、反応の後期
のＣＯによる浸炭とが相殺し、部材自体の炭素含有量を
ほとんど変化させないという利点がもたらされることに
ょるものである。
またこの発明の方法を実施するに際して、酸素含有雰囲
気としては、ＣＯ２雰囲気とするのが望ましく、これは
、ＣＯ２は高温でＣＯに変化しやすく、酸素分圧はきわ
めて低いか、反応の初期酸化による脱炭と、反応の後期
のＣＯによる浸炭とが相殺し、部材自体の炭素含有量を
ほとんど変化させないという利点がもたらされることに
ょるものである。
また、この発明の表面反応層における酸素含有量に関し
、表面反応層のみの酸素含有量を測定することは不可能
であるが、部材全体の酸素含有量を測定すると０．２〜
２．０％を示し、一方表面反応層を削除した状態での部
材の酸素含有量は０．０３〜０．１％であることから、
表面反応層における酸素含有量は少なくとも０．２％以
上であることが推測されるものである。
、表面反応層のみの酸素含有量を測定することは不可能
であるが、部材全体の酸素含有量を測定すると０．２〜
２．０％を示し、一方表面反応層を削除した状態での部
材の酸素含有量は０．０３〜０．１％であることから、
表面反応層における酸素含有量は少なくとも０．２％以
上であることが推測されるものである。
つぎに、この発明において、ＷＣ基超硬合金部材の成分
組成、表面反応層の平均層厚および成分含有割合、並び
に加熱処理温度を上記の通りに限定した理由を説明する
。
組成、表面反応層の平均層厚および成分含有割合、並び
に加熱処理温度を上記の通りに限定した理由を説明する
。
ＡＷＣ基超硬合金部材の成分組成
（ａ）鉄族金属
これらの成分には部材の耐衝撃性を向上させる作用が
あるが、その含有量が５％未満では所望の耐衝撃性を確
保することができず、一方３０％を越えて含有させると
耐摩耗性が低下するようになることから、その含有量を
５〜３０％と定めた。
あるが、その含有量が５％未満では所望の耐衝撃性を確
保することができず、一方３０％を越えて含有させると
耐摩耗性が低下するようになることから、その含有量を
５〜３０％と定めた。
（ｂ）金属の炭・窒化物
これらの成分には、部材の耐摩耗性および耐塑性変形
性を向上させる作用があるが、その含有量が５％未満で
は前記作用に所望の効果が得られないばかりでなく、耐
摩耗性および耐塑性変形性のすぐれた表面反応層を形成
することができず、一方５０％を越えて含有させると部
材の耐衝撃性の低下が著しくなることから、その含有量
を５〜５０％と定めた。
性を向上させる作用があるが、その含有量が５％未満で
は前記作用に所望の効果が得られないばかりでなく、耐
摩耗性および耐塑性変形性のすぐれた表面反応層を形成
することができず、一方５０％を越えて含有させると部
材の耐衝撃性の低下が著しくなることから、その含有量
を５〜５０％と定めた。
Ｂ表面反応層（ａ）平均層厚
その平均層厚が１０μｍ未満では、所望のすぐれた耐
摩耗性および耐塑性変形性を確保することができず、一
方その平均層厚が４００μｍを越えると表面反応層自体
に微細なチッピングが発生するようになり、これが亀裂
に発展する場合もあることから、その平均層厚を１０〜
４００Ｐ７ＴＬと定めた。
摩耗性および耐塑性変形性を確保することができず、一
方その平均層厚が４００μｍを越えると表面反応層自体
に微細なチッピングが発生するようになり、これが亀裂
に発展する場合もあることから、その平均層厚を１０〜
４００Ｐ７ＴＬと定めた。
（ｂ） 成分含有割合
表面反応層における鉄族金属および金属の炭・窒化物
の含有量は加熱処理条件によつて変化させることができ
るが、その中央部にお ける鉄族金属の含有量が、部材
本体内部の鉄族金属のそれに対する割合で０．９を越え
る と、表面反応層の耐摩耗性および耐塑性変形性が劣
化するようになり、一方同割合が０．１未満では表面反
応層自体が脆化して割れが発生するようになることから
、表面反応層にお ける鉄族金属の含有割合を０．１〜
０．９と定め た。
の含有量は加熱処理条件によつて変化させることができ
るが、その中央部にお ける鉄族金属の含有量が、部材
本体内部の鉄族金属のそれに対する割合で０．９を越え
る と、表面反応層の耐摩耗性および耐塑性変形性が劣
化するようになり、一方同割合が０．１未満では表面反
応層自体が脆化して割れが発生するようになることから
、表面反応層にお ける鉄族金属の含有割合を０．１〜
０．９と定め た。
また、表面反応層中央部における金属の炭・窒化物
の含有量が、部材本体内部の炭・窒化物のそれに対する
割合で１．２未満では、所望のすぐれた耐摩耗性および
耐塑性変形性 を確保することができず、一方同割合が
２．５を越えると、表面反応層は著しく脆化し、割 れ
が発生し易くなることから、表面反層にお ける金属の
炭・窒化物の含有割合を１．２〜２．５と定めた。
の含有量が、部材本体内部の炭・窒化物のそれに対する
割合で１．２未満では、所望のすぐれた耐摩耗性および
耐塑性変形性 を確保することができず、一方同割合が
２．５を越えると、表面反応層は著しく脆化し、割 れ
が発生し易くなることから、表面反層にお ける金属の
炭・窒化物の含有割合を１．２〜２．５と定めた。
Ｃ加熱処理温度
その温度が１２００℃未満では、表面反応層の形成が
ほとんど行なわれず、一方その温度が１３５０℃を越え
えると、部材表面に肌荒れが生じ、所定の寸法精度を確
保することが困難になることから、その温度を１２００
〜１３５０℃と定めた。
ほとんど行なわれず、一方その温度が１３５０℃を越え
えると、部材表面に肌荒れが生じ、所定の寸法精度を確
保することが困難になることから、その温度を１２００
〜１３５０℃と定めた。
つぎに、この発明を実施例により具体的に説明する。実
施例 原料粉末として、平均粒径：２．２μｍを有するＷＣ粉
末、同１．０Ｐ７ｎのＴｉＣ粉末、同１．３μｍ（７）
Ｚ℃粉末、同１．２Ｐ７７１．のＨｆＣ粉末、同１．２
ｐ瓦のＶＣ粉末、同１．０μｍのＮｂＣ粉末、同１．１
μｍのＴａＣ粉末、同１．２μｍ（７）ＴｉＮ粉末、同
１．８μｍのＺｒＮ粉末、同２．０μｍ（７）ＨｆＮ粉
末、同２．０μｍの■Ｎ粉末、同１．８μｍのＮｂＮ粉
末、同１．７μｍ（７）ＴａＮ粉末、同１．２μｍのＣ
Ｏ粉末、同１．３μｍ（７）Ｎｉ粉末、および同１．２
μｍ（７）Ｆｅ粉末を用意し、これら原料粉末をそれぞ
れ適宜配合し、通常の条件で混合した後、圧粉体に成形
し、この圧粉体を、圧力ニ１０−２ｔ０ｒｒの真空中、
それぞれ第１表に示される温度に１時間保持してそれぞ
れ第１表に示される成分組成をも・つた焼結体とし、つ
いでＪＩＳ規格ＳＮＰ４３２に則した形状に研磨した後
、それぞれ第１表に示される条件にて加熱処理を行なう
ことによつて、表面反応層を有する本発明超硬合金チッ
プ１〜２５および比較超硬合金チップ１〜４をそれぞれ
製造した。
施例 原料粉末として、平均粒径：２．２μｍを有するＷＣ粉
末、同１．０Ｐ７ｎのＴｉＣ粉末、同１．３μｍ（７）
Ｚ℃粉末、同１．２Ｐ７７１．のＨｆＣ粉末、同１．２
ｐ瓦のＶＣ粉末、同１．０μｍのＮｂＣ粉末、同１．１
μｍのＴａＣ粉末、同１．２μｍ（７）ＴｉＮ粉末、同
１．８μｍのＺｒＮ粉末、同２．０μｍ（７）ＨｆＮ粉
末、同２．０μｍの■Ｎ粉末、同１．８μｍのＮｂＮ粉
末、同１．７μｍ（７）ＴａＮ粉末、同１．２μｍのＣ
Ｏ粉末、同１．３μｍ（７）Ｎｉ粉末、および同１．２
μｍ（７）Ｆｅ粉末を用意し、これら原料粉末をそれぞ
れ適宜配合し、通常の条件で混合した後、圧粉体に成形
し、この圧粉体を、圧力ニ１０−２ｔ０ｒｒの真空中、
それぞれ第１表に示される温度に１時間保持してそれぞ
れ第１表に示される成分組成をも・つた焼結体とし、つ
いでＪＩＳ規格ＳＮＰ４３２に則した形状に研磨した後
、それぞれ第１表に示される条件にて加熱処理を行なう
ことによつて、表面反応層を有する本発明超硬合金チッ
プ１〜２５および比較超硬合金チップ１〜４をそれぞれ
製造した。
なお、比較超硬合金チップ１〜４は、いずれも配合組成
および加熱処理温度のうちのいずれかがこの発明の範囲
から外れた条件（第１表に※印を付す）で製造されたも
のである。つぎに、この結果得られた本発明超硬合金チ
ップ１〜２５および比較超硬合金チップ１〜４について
、表面反応層の平均層厚を測定すると共に、表面反応層
中央部とチップ本体内部の鉄族金属および金属の炭・窒
化物の含有量を測定し、その含有割合を算出した。
および加熱処理温度のうちのいずれかがこの発明の範囲
から外れた条件（第１表に※印を付す）で製造されたも
のである。つぎに、この結果得られた本発明超硬合金チ
ップ１〜２５および比較超硬合金チップ１〜４について
、表面反応層の平均層厚を測定すると共に、表面反応層
中央部とチップ本体内部の鉄族金属および金属の炭・窒
化物の含有量を測定し、その含有割合を算出した。
これらの結果を第１表に示した。また、上記の本発明超
硬合金チップ１〜２５および比較超硬合金チップ１〜４
、さらに比較の目的で用意した、それぞれ１表に示され
る従来超硬合金チップ１〜５を用い、（ａ）被削材：Ｓ
ＮＣＭ−８（硬さ：ＨＢ２２Ｏ）切削速度：２００ｍ／
Ｍｉｎ送りニ０．３６Ｔｆｒ１ｎ／ＲｅＶ 切込み：１．５Ｔｎ、 切削時間：１０ｍｉｎ１ の条件（以下切削条件Ａという）での連続切削試験、（
ｂ）被削材：ＳＮＣＭ−８（硬さ：１８２８０）切削速
度：１４０ｎ１／Ｍｉｎ送りニ０．３Ｗｒｆｎ／Ｒｅｖ 切込み：２ｒｆ＄ｔ１ 切削時間：３ｍｉｎ、 の条件（以下切削条件Ｂという）ての断続切削試験、（
ｃ）被削材：ＳＮＣＭ−８（硬さ：Ｆ［Ｂ２４Ｏ）切削
速度：１３０ｒＴ１／Ｍｉｎ送りニ０．４５ｗｒ！ｎ／
Ｒｅｖ 切込み：２順、 切削時間：１０ｒｎｉｎ１ の条件（以下切削条件Ｃという）での連続切削試験、（
ｄ）被削材：ＳＮＣＭ−８（硬さ：ＨＢ２８Ｏ幅寸法１
００７ｍ）切削速度：１４７．５ｍ／Ｍｉｎ 送りニ０．３ｗｔ／Ｒｅｖ 切込み：４ｗｎ１ 切削時間：２０ｒｒ１１ｎ１ 工具直径：１６０ｍ（単刀）、 の条件で、かつ工具の中心を被削材長手方向の中心線上
に合わせ、乾式の条件（以下切削条件Ｄという）での正
面フライス切削試験、（ｅ）被削材：ＳＮＣＭ−８（硬
さ：ＨＢ２６Ｏ）切削速度：１５０ｒｎ／Ｍｉｎ送りニ
０．３７５ｗｎ／Ｒｅｖ 切込み：２順、 切削時間：１０ｒｒ１１ｎ１ の条件（以下切削条件Ｅという）ての連続切削試験、（
ｆ）被削材：ＳＮＣＭ−８（硬さ：Ｉ（Ｂ２８Ｏ）切削
速度：１００ｎ１／Ｍｌｎ送りニ０．３７５７０７７！
／ＲｅＶ 切込み：２ｍ１ 切削時間：３ｍｉｎ１
硬合金チップ１〜２５および比較超硬合金チップ１〜４
、さらに比較の目的で用意した、それぞれ１表に示され
る従来超硬合金チップ１〜５を用い、（ａ）被削材：Ｓ
ＮＣＭ−８（硬さ：ＨＢ２２Ｏ）切削速度：２００ｍ／
Ｍｉｎ送りニ０．３６Ｔｆｒ１ｎ／ＲｅＶ 切込み：１．５Ｔｎ、 切削時間：１０ｍｉｎ１ の条件（以下切削条件Ａという）での連続切削試験、（
ｂ）被削材：ＳＮＣＭ−８（硬さ：１８２８０）切削速
度：１４０ｎ１／Ｍｉｎ送りニ０．３Ｗｒｆｎ／Ｒｅｖ 切込み：２ｒｆ＄ｔ１ 切削時間：３ｍｉｎ、 の条件（以下切削条件Ｂという）ての断続切削試験、（
ｃ）被削材：ＳＮＣＭ−８（硬さ：Ｆ［Ｂ２４Ｏ）切削
速度：１３０ｒＴ１／Ｍｉｎ送りニ０．４５ｗｒ！ｎ／
Ｒｅｖ 切込み：２順、 切削時間：１０ｒｎｉｎ１ の条件（以下切削条件Ｃという）での連続切削試験、（
ｄ）被削材：ＳＮＣＭ−８（硬さ：ＨＢ２８Ｏ幅寸法１
００７ｍ）切削速度：１４７．５ｍ／Ｍｉｎ 送りニ０．３ｗｔ／Ｒｅｖ 切込み：４ｗｎ１ 切削時間：２０ｒｒ１１ｎ１ 工具直径：１６０ｍ（単刀）、 の条件で、かつ工具の中心を被削材長手方向の中心線上
に合わせ、乾式の条件（以下切削条件Ｄという）での正
面フライス切削試験、（ｅ）被削材：ＳＮＣＭ−８（硬
さ：ＨＢ２６Ｏ）切削速度：１５０ｒｎ／Ｍｉｎ送りニ
０．３７５ｗｎ／Ｒｅｖ 切込み：２順、 切削時間：１０ｒｒ１１ｎ１ の条件（以下切削条件Ｅという）ての連続切削試験、（
ｆ）被削材：ＳＮＣＭ−８（硬さ：Ｉ（Ｂ２８Ｏ）切削
速度：１００ｎ１／Ｍｌｎ送りニ０．３７５７０７７！
／ＲｅＶ 切込み：２ｍ１ 切削時間：３ｍｉｎ１
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 平均層厚：１０〜４００μｍの酸素含有表面反応層
を有する炭化タングステン基超硬合金部材にして、前記
超硬合金部材の本体は、結合相形成成分としての鉄族金
属のうちの１種または２種以上：５〜３０％、硬質相形
成成分としての周期律表の４ａおよび５ａ族金属の炭化
物および窒化物のうちの１種または２種以上（以下これ
らを総称して金属の炭・窒化物という）：５〜５０％、
を含有し、残りが同じく硬質相形成成分としての炭化タ
ングステンと不可避不純物からなる組成（以上重量％）
を有し、かつ上記表面反応層の中央部における鉄族金属
および金属の炭・窒化物の含有量が、上記超硬合金部材
の本体のそれに対する割合で、それぞれ鉄族金属：０．
１〜０．９金属の炭・窒化物：１．２〜２．５ を満足するとを特徴とする切削工具用炭化タングステン
基超硬合金部材。 ２ 結合相形成成分としての鉄族金属のうちの１種また
は２種以上：５〜３０％、硬質相形成成分としての周期
律表の４ａおよび５ａ族金属の炭化物および窒化物のう
ちの１種または２種以上（以下これらを総称して金属の
炭・窒化物という）：５〜５０％、を含有し、残りが同
じく硬質相形成成分としての炭化タングステンと不可避
不純物からなる組成（以上重量％）を有する炭化タング
ステン基超硬合金部材を、酸素含有雰囲気中、１２００
〜１３５０℃の範囲内の所定温度で加熱処理して、その
表面に、１０〜４００μｍの平均層厚を有し、 かつ中央部における鉄族金属および金属の炭窒化物の含
有量が、それぞれ上記超硬合金部材の本体のそれに対す
る割合で、鉄族金属：０．１〜０．９ 金属の炭・窒化物：１．２〜２．５ を満足する酸素含有の表面反応層を形成することを特徴
とする切削工具用炭化タングステン基超硬合金部材の製
造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP58028172A JPS6058295B2 (ja) | 1983-02-22 | 1983-02-22 | 切削工具用炭化タングステン基超硬合金部材およびその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP58028172A JPS6058295B2 (ja) | 1983-02-22 | 1983-02-22 | 切削工具用炭化タングステン基超硬合金部材およびその製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59153862A JPS59153862A (ja) | 1984-09-01 |
| JPS6058295B2 true JPS6058295B2 (ja) | 1985-12-19 |
Family
ID=12241310
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP58028172A Expired JPS6058295B2 (ja) | 1983-02-22 | 1983-02-22 | 切削工具用炭化タングステン基超硬合金部材およびその製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6058295B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0428026Y2 (ja) * | 1987-10-02 | 1992-07-07 |
-
1983
- 1983-02-22 JP JP58028172A patent/JPS6058295B2/ja not_active Expired
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0428026Y2 (ja) * | 1987-10-02 | 1992-07-07 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS59153862A (ja) | 1984-09-01 |
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