JPH02190403A - 表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具の製造法 - Google Patents
表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具の製造法Info
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- JPH02190403A JPH02190403A JP1010450A JP1045089A JPH02190403A JP H02190403 A JPH02190403 A JP H02190403A JP 1010450 A JP1010450 A JP 1010450A JP 1045089 A JP1045089 A JP 1045089A JP H02190403 A JPH02190403 A JP H02190403A
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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。
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Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
この発明は、硬質被覆層の炭化タングステン（以下ＷＣ
で示す）超超硬合金基体表面に対する付着強度が著しく
高く、かつ基体表面部におけるβ−固溶体を主体とする
硬質表面層の安定的形成が可能で、切削に際してすぐれ
た耐摩耗性を長期に亘って発揮する表面波ｍｗｃ基超硬
合金製切削工具の製造法に関するものである。
で示す）超超硬合金基体表面に対する付着強度が著しく
高く、かつ基体表面部におけるβ−固溶体を主体とする
硬質表面層の安定的形成が可能で、切削に際してすぐれ
た耐摩耗性を長期に亘って発揮する表面波ｍｗｃ基超硬
合金製切削工具の製造法に関するものである。
従来、一般に、原料粉末を、
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：５〜２５％、 分散相形成成分としての周期律表の４ａ、５ａ。
種以上：５〜２５％、 分散相形成成分としての周期律表の４ａ、５ａ。
および６ａ族金属の炭化物および窒化物、並びにこれら
の２種以上の固溶体のうちの１種または２種以上＝５〜
６０％、 同じく分散相形成成分としてのＷＣ：残り、からなる組
成（以上重量％、以下％は重量％を示す）に配合し、い
ずれも通常の条件で、湿式または乾式混合し、圧粉体に
プレス成形した後、真空中、１３８０〜１４５０℃の範
囲内の所定温度で焼結してＷＣＣ超超硬合金基体し、つ
いでこの基体の表面に、通常の化学蒸着法および物理蒸
着法を用いて、周期律表の４ａ、５ａ、または６ａ族金
属の炭化物、窒化物、酸化物、およびほう化物、並びに
これらの２種以上の固溶体、さらに酸化アルミニウム（
以下Ａ １２０ ａで示す）および酸化ジルコニウム（
以下Ｚ ｒ Ｏ２で示す）のうちの１種の単層または２
種以上の複層からなる硬質被覆層を１〜２０即の平均層
厚で形成することにより表面波＠ＷＣ基超硬合金製切削
工具を製造する方法が知られている。
の２種以上の固溶体のうちの１種または２種以上＝５〜
６０％、 同じく分散相形成成分としてのＷＣ：残り、からなる組
成（以上重量％、以下％は重量％を示す）に配合し、い
ずれも通常の条件で、湿式または乾式混合し、圧粉体に
プレス成形した後、真空中、１３８０〜１４５０℃の範
囲内の所定温度で焼結してＷＣＣ超超硬合金基体し、つ
いでこの基体の表面に、通常の化学蒸着法および物理蒸
着法を用いて、周期律表の４ａ、５ａ、または６ａ族金
属の炭化物、窒化物、酸化物、およびほう化物、並びに
これらの２種以上の固溶体、さらに酸化アルミニウム（
以下Ａ １２０ ａで示す）および酸化ジルコニウム（
以下Ｚ ｒ Ｏ２で示す）のうちの１種の単層または２
種以上の複層からなる硬質被覆層を１〜２０即の平均層
厚で形成することにより表面波＠ＷＣ基超硬合金製切削
工具を製造する方法が知られている。
また、上記の表面被覆ＷＣＣ超超硬合金製切削工具製造
に際して、耐摩耗性の向上をはかる目的で、表面部に上
記の分散相形成成分で構成されたβ−固溶体を主体とす
る硬質表面層を２〜ｌＯｍの平均層厚で形成してなるＷ
ＣＣ超超硬合金基体用いることも知られており、さらに
基体表面部に硬質表面層を形成する方法として、 （ａ） 例えば特開昭５５−１０４４７５号公報に記
載されるように、ＷＣＣ超超硬合金基体、Ｎ２ガスとＣ
Ｏガスの混合ガス雰囲気中、前記基体の液相出現温度以
上の温度に加熱保持、例えばＮ２分圧：１５０ｔｏｒｒ
、Ｃ０分圧： ５０ｔｏｒｒからなる２００ｔｏｒｒ
の減圧雰囲気中、温度： １４００℃に２時間保持の熱
処理を施す方法、 （ｂ） 同様に特開昭８３−１０３０６９号公報の実
施例に記載されるように、真空中、１４００℃に加熱保
持の条件でＷＣＣ超超硬合金基体焼結するに際して、焼
結温度からの冷却を、Ｎ２分圧：５ｔｏｒｒのＮ２ガス
雰囲気中で、０．５℃／ｍａｉｎの冷却速度で徐冷する
方法、 などの方法が提案されている。
に際して、耐摩耗性の向上をはかる目的で、表面部に上
記の分散相形成成分で構成されたβ−固溶体を主体とす
る硬質表面層を２〜ｌＯｍの平均層厚で形成してなるＷ
ＣＣ超超硬合金基体用いることも知られており、さらに
基体表面部に硬質表面層を形成する方法として、 （ａ） 例えば特開昭５５−１０４４７５号公報に記
載されるように、ＷＣＣ超超硬合金基体、Ｎ２ガスとＣ
Ｏガスの混合ガス雰囲気中、前記基体の液相出現温度以
上の温度に加熱保持、例えばＮ２分圧：１５０ｔｏｒｒ
、Ｃ０分圧： ５０ｔｏｒｒからなる２００ｔｏｒｒ
の減圧雰囲気中、温度： １４００℃に２時間保持の熱
処理を施す方法、 （ｂ） 同様に特開昭８３−１０３０６９号公報の実
施例に記載されるように、真空中、１４００℃に加熱保
持の条件でＷＣＣ超超硬合金基体焼結するに際して、焼
結温度からの冷却を、Ｎ２分圧：５ｔｏｒｒのＮ２ガス
雰囲気中で、０．５℃／ｍａｉｎの冷却速度で徐冷する
方法、 などの方法が提案されている。
〔発明が解決しようとする課題〕
しかし、上記の（ａ）方法では、雰囲気中のＮ２分圧が
高く、かつ加熱温度も液相出現温度以上と高いので、基
体表面が荒れるようになり、また上記の（ｂ）方法にお
いても、焼結温度からの冷却速度が０．５℃／ ｍ Ｉ
ｎときわめて遅いために、液相出現温度以上の温度に
長時間保持されることになり、同様に表面荒れが発生し
易い傾向にあり、このため雰囲気中のＮ２分圧を５ ｔ
ｏｒｒと低めにしているが、雰囲気中のＮ２分圧が低い
と硬質表面層の形成が著しく不安定になって、その層厚
にバラツキが生じ易いという問題があり、しかもこのよ
うに表面が荒れた基体に形成された硬質被覆層は、付着
強度が低く、切削時に剥離を生じ易く、硬質被覆層形成
による耐摩耗性の向上効果を十分に発揮させることがで
きないのが現状である。
高く、かつ加熱温度も液相出現温度以上と高いので、基
体表面が荒れるようになり、また上記の（ｂ）方法にお
いても、焼結温度からの冷却速度が０．５℃／ ｍ Ｉ
ｎときわめて遅いために、液相出現温度以上の温度に
長時間保持されることになり、同様に表面荒れが発生し
易い傾向にあり、このため雰囲気中のＮ２分圧を５ ｔ
ｏｒｒと低めにしているが、雰囲気中のＮ２分圧が低い
と硬質表面層の形成が著しく不安定になって、その層厚
にバラツキが生じ易いという問題があり、しかもこのよ
うに表面が荒れた基体に形成された硬質被覆層は、付着
強度が低く、切削時に剥離を生じ易く、硬質被覆層形成
による耐摩耗性の向上効果を十分に発揮させることがで
きないのが現状である。
そこで、本発明者等は、上述のような観点から、硬質被
覆層が基体表面に対して高い付希強度を有し、切削時に
すぐれた耐摩耗性を示す表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削
工具を製造すべく、特に硬質表面層を有するＷＣＣ超超
硬合金基体着目し研究を行なった結果、 （１）ＷＣＣ超超硬合金表面部に硬質表面層を形成する
に際して、ＷＣＣ超超硬合金基体焼結前の圧粉体の配合
組成を、 結合相形成成分として、ＣＯ粉末：３〜１５％、硬質分
散相形成成分として、Ｔｉ＋ Ｔａ、Ｎｂ。
覆層が基体表面に対して高い付希強度を有し、切削時に
すぐれた耐摩耗性を示す表面被覆ＷＣ基超硬合金製切削
工具を製造すべく、特に硬質表面層を有するＷＣＣ超超
硬合金基体着目し研究を行なった結果、 （１）ＷＣＣ超超硬合金表面部に硬質表面層を形成する
に際して、ＷＣＣ超超硬合金基体焼結前の圧粉体の配合
組成を、 結合相形成成分として、ＣＯ粉末：３〜１５％、硬質分
散相形成成分として、Ｔｉ＋ Ｔａ、Ｎｂ。
およびＷの炭化物、Ｔ１．Ｔａ、およびＮｂの窒化物、
並びにこれらの２種以上の固溶体（以下、これらを総称
して（Ｔｉ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｗ）Ｃ−Ｎで下す）のうちの
１種または２種以上の粉末：５〜ＧＯ％、 同じく硬質分散相形成成分として、ＷＣ粉末：残り、 からなる組成に特定した上で、雰囲気圧力を相対的に高
圧力の３００〜７６０ｔｏｒｒに限定すると、上記の分
散相形成成分で構成されたβ−固溶体を主体とする硬質
表面層を、バラツキがなく、安定的に形成することがで
きること。
並びにこれらの２種以上の固溶体（以下、これらを総称
して（Ｔｉ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｗ）Ｃ−Ｎで下す）のうちの
１種または２種以上の粉末：５〜ＧＯ％、 同じく硬質分散相形成成分として、ＷＣ粉末：残り、 からなる組成に特定した上で、雰囲気圧力を相対的に高
圧力の３００〜７６０ｔｏｒｒに限定すると、上記の分
散相形成成分で構成されたβ−固溶体を主体とする硬質
表面層を、バラツキがなく、安定的に形成することがで
きること。
（２）上記（１）項に示される高圧力雰囲気では、基体
表面、すなわち硬質表面層の表面が厚く、かつ荒れ易く
、また、処理温度が基体の液相出現温度以上の高温であ
ると、その処理時間を短かくしても、基体内部より液相
を介してβ−固溶体を形成する成分、特に金属成分が表
面部に急速に拡散するため、硬質表面層の成長が、硬質
表面層の形成初期から荒れが生じ易い後期までほぼ同じ
速い速度で進行するようになることから、同様に硬質表
面部が荒れるようにｒ’ｌるが、基体表面部での結合相
を硬質表面層の成長とともに液相から固相に変え、かつ
処理温度を成長とともに低めると、硬質表面層の成長と
ともにβ−固溶体を構成する、特に金属成分の拡散速度
が遅くなることから、硬質表面層の形成後期段階での成
長速度が遅くなって、表面荒れが抑制されるようになり
、このよう二表面荒れのない、表面平滑な基体に形成さ
れた硬質被覆層は強固な付着強度をもつようになること
。
表面、すなわち硬質表面層の表面が厚く、かつ荒れ易く
、また、処理温度が基体の液相出現温度以上の高温であ
ると、その処理時間を短かくしても、基体内部より液相
を介してβ−固溶体を形成する成分、特に金属成分が表
面部に急速に拡散するため、硬質表面層の成長が、硬質
表面層の形成初期から荒れが生じ易い後期までほぼ同じ
速い速度で進行するようになることから、同様に硬質表
面部が荒れるようにｒ’ｌるが、基体表面部での結合相
を硬質表面層の成長とともに液相から固相に変え、かつ
処理温度を成長とともに低めると、硬質表面層の成長と
ともにβ−固溶体を構成する、特に金属成分の拡散速度
が遅くなることから、硬質表面層の形成後期段階での成
長速度が遅くなって、表面荒れが抑制されるようになり
、このよう二表面荒れのない、表面平滑な基体に形成さ
れた硬質被覆層は強固な付着強度をもつようになること
。
（３）基体表面部の結合相を内部より早く液相から固相
に変えるには、急速冷却を行なえばよいこと。また、こ
の急速冷却により硬質表面層の層厚を制御することがで
き、かつ相対的に薄い０．０２〜２即の平均層厚での形
成が可能であること。
に変えるには、急速冷却を行なえばよいこと。また、こ
の急速冷却により硬質表面層の層厚を制御することがで
き、かつ相対的に薄い０．０２〜２即の平均層厚での形
成が可能であること。
以上（１）〜（３）項に示される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っ
て、 混合粉末から成形された圧粉体を通常の条件で焼結して
ＷＣＣ超超硬合金基体し、これの表面に同じく通常の条
件で硬質被覆層を形成して表面被覆ＷＣＣ超超硬合金製
切削工具製造するに際して、上記圧粉体の配合組成を、 Ｃｏ粉末＝３〜１５％、 （Ｔｉ 、Ｔａ、Ｎｂ、Ｗ）Ｃ−Ｎのうちの１種または
２種以上の粉末：５〜６０％、 ＷＣ粉末：残り、 からなる組成とすると共に、焼結時の焼結温度からの冷
却時、あるいは焼結後のＷＣＣ超超硬合金基体、 ３００〜７８０ｔｏｒｒの範囲内の所定圧力を有する、
浸炭性、窒化性、および酸化性のうちのいずれかの雰囲
気、あるいはこれらの２種以上の混合雰囲気中、１５０
０〜＋２７０’Ｃの範囲内の所定温度から１２５０℃以
下の所定温度までを、ｌＯ〜５０℃／ｗｉｎの範囲内の
所定の冷却速度で急冷の熱処理を施して、上記ＷＣＣ超
超硬合金基体表面部に、β−固溶体を主体とし、かつ表
面平滑な硬質表面層を形成し、もって硬質被覆層の密着
強度が高い表面被覆ＷＣＣ超超硬合金製切削工具製造す
る方法に特徴を有するものである。
て、 混合粉末から成形された圧粉体を通常の条件で焼結して
ＷＣＣ超超硬合金基体し、これの表面に同じく通常の条
件で硬質被覆層を形成して表面被覆ＷＣＣ超超硬合金製
切削工具製造するに際して、上記圧粉体の配合組成を、 Ｃｏ粉末＝３〜１５％、 （Ｔｉ 、Ｔａ、Ｎｂ、Ｗ）Ｃ−Ｎのうちの１種または
２種以上の粉末：５〜６０％、 ＷＣ粉末：残り、 からなる組成とすると共に、焼結時の焼結温度からの冷
却時、あるいは焼結後のＷＣＣ超超硬合金基体、 ３００〜７８０ｔｏｒｒの範囲内の所定圧力を有する、
浸炭性、窒化性、および酸化性のうちのいずれかの雰囲
気、あるいはこれらの２種以上の混合雰囲気中、１５０
０〜＋２７０’Ｃの範囲内の所定温度から１２５０℃以
下の所定温度までを、ｌＯ〜５０℃／ｗｉｎの範囲内の
所定の冷却速度で急冷の熱処理を施して、上記ＷＣＣ超
超硬合金基体表面部に、β−固溶体を主体とし、かつ表
面平滑な硬質表面層を形成し、もって硬質被覆層の密着
強度が高い表面被覆ＷＣＣ超超硬合金製切削工具製造す
る方法に特徴を有するものである。
つぎに、この発明の方法において、製造条件を上記の通
りに限定した理由を説明する。
りに限定した理由を説明する。
Ａ、配合組成
（ａ） Ｃｏ粉末
Ｃｏ粉末は、基体の結合相を形成し、これに靭性を付与
する作用をもつが、その配合量が３％未満では所定の靭
性を確保することができず、一方その配合量が１５％を
越えると塑性変形などが生じ易くなって耐摩耗性低下の
原因となることから、その配合量を３〜１５％と定めた
。
する作用をもつが、その配合量が３％未満では所定の靭
性を確保することができず、一方その配合量が１５％を
越えると塑性変形などが生じ易くなって耐摩耗性低下の
原因となることから、その配合量を３〜１５％と定めた
。
（ｂ） （Ｔｉ 、Ｔａ、Ｎｂ、Ｗ）Ｃ−Ｎ粉末、こ
れらの粉末には、基体の硬さを上げて、耐摩耗性を向上
させるほか、硬質表面層の形成をスムーズに行なう作用
があるが、その配合量が５％未満では前記作用に所望の
効果が得られず、一方その配合量が６０％を越えると靭
性が急激に低下するようになることから、その配合量を
５〜６０％と定めた。
れらの粉末には、基体の硬さを上げて、耐摩耗性を向上
させるほか、硬質表面層の形成をスムーズに行なう作用
があるが、その配合量が５％未満では前記作用に所望の
効果が得られず、一方その配合量が６０％を越えると靭
性が急激に低下するようになることから、その配合量を
５〜６０％と定めた。
Ｂ、熱処理条件
（ａ） 雰囲気圧力
雰囲気圧力の限定は硬質表面層の安定的形成には不可欠
であり、したがって、その圧力が３００ｔｏｒｒ未満で
は硬質表面層の形成が不安定になり、一方、その圧力が
７８０ｔｏｒｒを越えると、大気に対して加圧状態とな
るため、現状の真空焼結炉での適用ができなくなるばか
りでなく、硬質表面層の表面荒れが起り易くなることか
ら、その圧力を３００〜７６０ｔｏｒｒと定めた。なお
、 ５００〜７６０ｔｏｒｒの雰囲気圧力が望ましい。
であり、したがって、その圧力が３００ｔｏｒｒ未満で
は硬質表面層の形成が不安定になり、一方、その圧力が
７８０ｔｏｒｒを越えると、大気に対して加圧状態とな
るため、現状の真空焼結炉での適用ができなくなるばか
りでなく、硬質表面層の表面荒れが起り易くなることか
ら、その圧力を３００〜７６０ｔｏｒｒと定めた。なお
、 ５００〜７６０ｔｏｒｒの雰囲気圧力が望ましい。
（ｂ） 急冷開始温度
この温度が１５００℃を越えて高くなると、硬質表面層
に表面荒れが生じ易くなり、一方この温度が１２７０℃
未満になると、硬質表面層の形成が困難になることから
、急冷開始温度を１５００〜１２７０℃と定めた。なお
、望ましくは固相と液相が共存する温度頭載を中心とす
る１３８０〜１２７０℃がよい。
に表面荒れが生じ易くなり、一方この温度が１２７０℃
未満になると、硬質表面層の形成が困難になることから
、急冷開始温度を１５００〜１２７０℃と定めた。なお
、望ましくは固相と液相が共存する温度頭載を中心とす
る１３８０〜１２７０℃がよい。
（ｃ） 急冷終了最高温度
１２５０℃まで硬質表面層の形成が進行し、１２５０℃
以下になると結合相が固相となり、これの形成が停止す
るようになるので、１２５０℃まで急冷すれば十分であ
る。したがって、１２５０℃以下の所定の温度、例えば
１００℃程度まで急冷して焼結工程の短縮化をはかるよ
うにしてもよいことは勿論である。
以下になると結合相が固相となり、これの形成が停止す
るようになるので、１２５０℃まで急冷すれば十分であ
る。したがって、１２５０℃以下の所定の温度、例えば
１００℃程度まで急冷して焼結工程の短縮化をはかるよ
うにしてもよいことは勿論である。
（ｄ） 冷却速度
１０℃／ｍｉｎより遅い冷却速度では、結合相が長時間
液相状態におかれることになるから、硬質表面層の表面
荒れが顕著に現われるようになり、−方５０℃／ａｋｉ
ｎを越えた冷却速度にすると、硬質表面層の形成が抑制
されるようになることから、これを１０〜ｂ と定めた。
液相状態におかれることになるから、硬質表面層の表面
荒れが顕著に現われるようになり、−方５０℃／ａｋｉ
ｎを越えた冷却速度にすると、硬質表面層の形成が抑制
されるようになることから、これを１０〜ｂ と定めた。
つぎに、この発明の方法を実施例により具体的に説明す
る。
る。
原料粉末として、いずれも１ｔＩｎの平均粒径を有する
各種の（ＴＩ 、Ｔａ、Ｎｂ、Ｗ）Ｃ争Ｎ粉末およびＣ
ｏ粉末、さらに同３．５１ａのＷＣ粉末を用意し、これ
らの原料粉末をそれぞれ第１表に示される配合組成に配
合し、ボールミルにて７２時時間式混合し、乾燥した後
、ｌＱｋｇ／ｍＪの圧力で、ＩＳＯ規格Ｓ Ｎ Ｍ Ｇ
１２０４０８に則した形状の圧粉体Ａ〜Ｆにプレス成
形し、ついでこれらの圧粉体Ａ−Ｆを、それぞれ０．０
７〜Ｑ、０９ｔｏｒｒの真空中、第２表に示される焼結
温度に１〜１．５時間保持の条件で焼結し、この焼結温
度からの冷却時、あるいは焼結雰囲気と同じ真空中で室
温まで炉冷後、急冷開始温度に再加熱した状態で、それ
ぞれ第２表に示される条件で熱処理を施すことにより表
面部に硬質表面層を有するＷＣＣ超超硬合金基体形成し
、この基体の縦断面における表面部を観察すると共に、
β−固溶体を主体とする硬質表面層の平均層厚を測定し
、さらに前記基体の表面粗さも測定しくこれらのｎ１定
結果は第３表に示す）、引続いて通常の化学蒸着装置を
用い、同じく通常の条件で、第２表に示される組成およ
び平均層厚を有する硬質被覆層を前記基体の表面に形成
することにより本発明法１〜１２を実施し、表面被覆Ｗ
ＣＣ超超硬合金製切削工具以下、本発明被覆超硬合金チ
ップ１〜１２という）をそれぞれ製造した。
各種の（ＴＩ 、Ｔａ、Ｎｂ、Ｗ）Ｃ争Ｎ粉末およびＣ
ｏ粉末、さらに同３．５１ａのＷＣ粉末を用意し、これ
らの原料粉末をそれぞれ第１表に示される配合組成に配
合し、ボールミルにて７２時時間式混合し、乾燥した後
、ｌＱｋｇ／ｍＪの圧力で、ＩＳＯ規格Ｓ Ｎ Ｍ Ｇ
１２０４０８に則した形状の圧粉体Ａ〜Ｆにプレス成
形し、ついでこれらの圧粉体Ａ−Ｆを、それぞれ０．０
７〜Ｑ、０９ｔｏｒｒの真空中、第２表に示される焼結
温度に１〜１．５時間保持の条件で焼結し、この焼結温
度からの冷却時、あるいは焼結雰囲気と同じ真空中で室
温まで炉冷後、急冷開始温度に再加熱した状態で、それ
ぞれ第２表に示される条件で熱処理を施すことにより表
面部に硬質表面層を有するＷＣＣ超超硬合金基体形成し
、この基体の縦断面における表面部を観察すると共に、
β−固溶体を主体とする硬質表面層の平均層厚を測定し
、さらに前記基体の表面粗さも測定しくこれらのｎ１定
結果は第３表に示す）、引続いて通常の化学蒸着装置を
用い、同じく通常の条件で、第２表に示される組成およ
び平均層厚を有する硬質被覆層を前記基体の表面に形成
することにより本発明法１〜１２を実施し、表面被覆Ｗ
ＣＣ超超硬合金製切削工具以下、本発明被覆超硬合金チ
ップ１〜１２という）をそれぞれ製造した。
また、比較の目的で、圧粉体Ａを、０．０８ｔＯｒｒの
真空中、１４２０℃に１時間保持後、炉冷の条件で焼結
してＷＣＣ超超硬合金基体形成し、この基体に、上下面
を研磨加工した状態で、Ｎ２分圧＝１５０ｔｏｒｒ 、
Ｃ０分圧： ５０ｔＯｒｒからなる圧カニ２０Ｏｔｏｒ
ｒの減圧雰囲気中、温度： １４００℃に２時間保持の
条件で熱処理を施して、その表面部に硬質表面層を形成
し、この状態で同一の条件で観察および測定を行ない、
ついで同じく同一の条件でＴｉｃ：６卿からなる硬質被
覆層を基体表面に形成することにより従来法１を実施し
、表面波ｉｗｃｕ超硬合金製切削工具（以下、従来被覆
超硬合金チップ１という）を製造した。
真空中、１４２０℃に１時間保持後、炉冷の条件で焼結
してＷＣＣ超超硬合金基体形成し、この基体に、上下面
を研磨加工した状態で、Ｎ２分圧＝１５０ｔｏｒｒ 、
Ｃ０分圧： ５０ｔＯｒｒからなる圧カニ２０Ｏｔｏｒ
ｒの減圧雰囲気中、温度： １４００℃に２時間保持の
条件で熱処理を施して、その表面部に硬質表面層を形成
し、この状態で同一の条件で観察および測定を行ない、
ついで同じく同一の条件でＴｉｃ：６卿からなる硬質被
覆層を基体表面に形成することにより従来法１を実施し
、表面波ｉｗｃｕ超硬合金製切削工具（以下、従来被覆
超硬合金チップ１という）を製造した。
さらに、比較の目的で、圧粉体Ａを、０．０９ｔｏｒｒ
の真空中、１４２０℃の焼結温度に１時間保持し、前記
焼結温度からの冷却時に、Ｎ２ガスを導入して、Ｎ２分
圧：５ｔｏｒｒの雰囲気とし、この雰囲気中で０．５℃
／ｍｉｎの冷却速度で１２００℃まで徐冷し、以後真空
中にて室温まで炉冷の熱処理を施すことにより表面部に
硬質表面層を有するＷＣＣ超超硬合金基体形成し、この
基体についても同一の条件で観察および／ＩｐＪ定を行
ない、さらに同じく同一の条件でＴ ｉ Ｃ： ６ｍか
らなる硬質被覆層を基体表面に形成することにより従来
法２を実施し、表面被覆ＷＣＣ超超硬合金製切削工具以
下、従来被覆超硬合金チップ２という）を製造した。
の真空中、１４２０℃の焼結温度に１時間保持し、前記
焼結温度からの冷却時に、Ｎ２ガスを導入して、Ｎ２分
圧：５ｔｏｒｒの雰囲気とし、この雰囲気中で０．５℃
／ｍｉｎの冷却速度で１２００℃まで徐冷し、以後真空
中にて室温まで炉冷の熱処理を施すことにより表面部に
硬質表面層を有するＷＣＣ超超硬合金基体形成し、この
基体についても同一の条件で観察および／ＩｐＪ定を行
ない、さらに同じく同一の条件でＴ ｉ Ｃ： ６ｍか
らなる硬質被覆層を基体表面に形成することにより従来
法２を実施し、表面被覆ＷＣＣ超超硬合金製切削工具以
下、従来被覆超硬合金チップ２という）を製造した。
ついで、この結果得られた各種の被覆超硬合金チップに
ついて、スクラッチテスターにて硬質被覆層をダイヤモ
ンド圧子でひっかいて剥離させ、この時の付着強度を測
定すると共に、 被削材： Ｓ Ｎ ＣＭ４３２（硬さ：ＨＢ切削速度：
１８０ ｍ ／ １Ｉｌｉｎ ｓ切込み：３ｍｍ。
ついて、スクラッチテスターにて硬質被覆層をダイヤモ
ンド圧子でひっかいて剥離させ、この時の付着強度を測
定すると共に、 被削材： Ｓ Ｎ ＣＭ４３２（硬さ：ＨＢ切削速度：
１８０ ｍ ／ １Ｉｌｉｎ ｓ切込み：３ｍｍ。
送 リ： ＯＪ ｍｍ／ ｒｅｖ、、切削時間：
１０ｍ１ｎ 。
１０ｍ１ｎ 。
の条件での鋼の乾式連続切削試験を行ない、切刃の逃げ
面摩耗幅をｉ’ｌ１１定した。これらの測定結果を２４
０）の丸棒、 第３表に示した。
面摩耗幅をｉ’ｌ１１定した。これらの測定結果を２４
０）の丸棒、 第３表に示した。
第２，３表に示される結果から、本発明法１〜１２によ
って製造された本発明被覆超硬合金チップ１〜１２にお
いては、これを構成するＷＣＣ超超硬合金基体表面部に
形成された硬質表面層の表面が、従来法１．２によって
製造された従来被覆超硬合金チップ１，２のそれに比し
て平滑であり、この結果はこれに形成された硬質被覆層
の付着強度に現われており、このように硬質被覆層の付
着強度が高い本発明被覆超硬合金チップ１〜■２は、切
削試験でも相対的に硬質被覆層の付着強度が低く、相対
的に早い時期に硬質被覆層に剥離が生じ、異當摩耗の発
生が避けられない従来被覆超硬合金チップ１，２に比し
て、−段とすぐれた耐摩耗性を示すことが明らかである
。
って製造された本発明被覆超硬合金チップ１〜１２にお
いては、これを構成するＷＣＣ超超硬合金基体表面部に
形成された硬質表面層の表面が、従来法１．２によって
製造された従来被覆超硬合金チップ１，２のそれに比し
て平滑であり、この結果はこれに形成された硬質被覆層
の付着強度に現われており、このように硬質被覆層の付
着強度が高い本発明被覆超硬合金チップ１〜■２は、切
削試験でも相対的に硬質被覆層の付着強度が低く、相対
的に早い時期に硬質被覆層に剥離が生じ、異當摩耗の発
生が避けられない従来被覆超硬合金チップ１，２に比し
て、−段とすぐれた耐摩耗性を示すことが明らかである
。
上述のように、この発明の方法によれば、ＷＣＣ超超硬
合金基体表面部に、バラツキなく、安定して、かつ表面
平滑な硬質表面層を形成することができるので、硬質波
ｉ層のＷＣ基超硬含金基体表面に対する付着強度がきわ
めて高い表面被覆ＷＣＣ超超硬合金製切削工具製造が可
能となり、したがって、これを切削に用いた場合には、
硬質被覆層に剥離などの発生なく、かつ硬質表面層の共
存作用によってすぐれた耐摩耗性を示し、著しく長期に
亘ってすぐれた切削性能を発揮するようになるなど工業
上有用な効果をもたらすものである。
合金基体表面部に、バラツキなく、安定して、かつ表面
平滑な硬質表面層を形成することができるので、硬質波
ｉ層のＷＣ基超硬含金基体表面に対する付着強度がきわ
めて高い表面被覆ＷＣＣ超超硬合金製切削工具製造が可
能となり、したがって、これを切削に用いた場合には、
硬質被覆層に剥離などの発生なく、かつ硬質表面層の共
存作用によってすぐれた耐摩耗性を示し、著しく長期に
亘ってすぐれた切削性能を発揮するようになるなど工業
上有用な効果をもたらすものである。
Claims (2)
- （１）混合粉末から成形された圧粉体を通常の条件で焼
結して炭化タングステン基超硬合金基体とし、これの表
面に同じく通常の条件で硬質被覆層を形成して表面被覆
炭化タングステン基超硬合金製切削工具を製造するに際
して、 上記圧粉体の配合組成を、重量％で、 結合相形成成分として、Ｃｏ粉末：３〜１５％、硬質分
散相形成成分として、Ｔｉ、Ｔａ、Ｎｂ、およびＷの炭
化物、Ｔｉ、Ｔａ、およびＮｂの窒化物、並びにこれら
の２種以上の固溶体のうちの１種または２種以上の粉末
：５〜６０％、 を含有し、残りが同じく硬質分散相形成成分としての炭
化タングステン粉末からなる組成とすると共に、焼結時
の焼結温度からの冷却時に、 ３００〜７６０ｔｏｒｒの範囲内の所定の圧力を有する
、浸炭性、窒化性、および酸化性のうちのいずれかの雰
囲気、あるいはこれらの２種以上の混合雰囲気中、１５
００〜１２７０℃の範囲内の所定温度から１２５０℃以
下の所定温度までを、１０〜５０℃／ｍｉｎの範囲内の
所定の冷却速度で急冷する熱処理を施すことにより、上
記炭化タングステン基超硬合金基体の表面部に、β−固
溶体を主体とし、かつ表面平滑な硬質表面層を形成する
ことを特徴とする硬質被覆層の密着強度が高い表面被覆
炭化タングステン基超硬合金製切削工具の製造法。 - （２）混合粉末から成形された圧粉体を通常の条件で焼
結して炭化タングステン基超硬合金基体とし、これの表
面に同じく通常の条件で硬質被覆層を形成して表面被覆
炭化タングステン基超硬合金製切削工具を製造するに際
して、 上記圧粉体の配合組成を、重量％で、 結合相形成成分として、Ｃｏ粉末：３〜１５％、硬質分
散相形成成分として、Ｔｉ、Ｔａ、Ｎｂ、およびＷの炭
化物、Ｔｉ、Ｔａ、およびＮｂの窒化物、並びにこれら
の２種以上の固溶体のうちの１種または２種以上の粉末
：５〜６０％、 を含有し、残りが同じく硬質分散相形成成分としての炭
化タングステン粉末からなる組成とすると共に、焼結後
の上記炭化タングステン基超硬合金基体に、 ３００〜７６０ｔｏｒｒの範囲内の所定の圧力を有する
、浸炭性、窒化性、および酸化性のうちのいずれかの雰
囲気、あるいはこれらの２種以上の混合雰囲気中、１５
００〜１２７０℃の範囲内の所定温度から１２５０℃以
下の所定温度までを、１０〜５０℃／ｍｉｎの範囲内の
所定の冷却速度で急冷する熱処理を施すことにより、上
記炭化タングステン基超硬合金基体の表面部に、β−固
溶体を主体とし、かつ表面平滑な硬質表面層を形成する
ことを特徴とする硬質被覆層の密着強度が高い表面被覆
炭化タングステン基超硬合金製切削工具の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1010450A JP2600359B2 (ja) | 1989-01-19 | 1989-01-19 | 表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1010450A JP2600359B2 (ja) | 1989-01-19 | 1989-01-19 | 表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02190403A true JPH02190403A (ja) | 1990-07-26 |
| JP2600359B2 JP2600359B2 (ja) | 1997-04-16 |
Family
ID=11750481
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1010450A Expired - Lifetime JP2600359B2 (ja) | 1989-01-19 | 1989-01-19 | 表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2600359B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0910558B1 (en) * | 1996-07-11 | 2002-02-13 | Sandvik Aktiebolag (publ) | Sintering method |
| EP0912458B1 (en) * | 1996-07-11 | 2002-03-06 | Sandvik Aktiebolag (publ) | Sintering method |
| CN111575641A (zh) * | 2020-05-30 | 2020-08-25 | 河源富马硬质合金股份有限公司 | 一种硬质合金表面处理工艺 |
| CN115319089A (zh) * | 2022-08-23 | 2022-11-11 | 自贡长城表面工程技术有限公司 | 一种硬质合金包覆金刚石颗粒及其制备方法 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8327958B2 (en) | 2009-03-31 | 2012-12-11 | Diamond Innovations, Inc. | Abrasive compact of superhard material and chromium and cutting element including same |
-
1989
- 1989-01-19 JP JP1010450A patent/JP2600359B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0910558B1 (en) * | 1996-07-11 | 2002-02-13 | Sandvik Aktiebolag (publ) | Sintering method |
| EP0912458B1 (en) * | 1996-07-11 | 2002-03-06 | Sandvik Aktiebolag (publ) | Sintering method |
| CN111575641A (zh) * | 2020-05-30 | 2020-08-25 | 河源富马硬质合金股份有限公司 | 一种硬质合金表面处理工艺 |
| CN115319089A (zh) * | 2022-08-23 | 2022-11-11 | 自贡长城表面工程技术有限公司 | 一种硬质合金包覆金刚石颗粒及其制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2600359B2 (ja) | 1997-04-16 |
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