JPH0225721B2 - - Google Patents
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- JPH0225721B2 JPH0225721B2 JP57109373A JP10937382A JPH0225721B2 JP H0225721 B2 JPH0225721 B2 JP H0225721B2 JP 57109373 A JP57109373 A JP 57109373A JP 10937382 A JP10937382 A JP 10937382A JP H0225721 B2 JPH0225721 B2 JP H0225721B2
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- gas
- furnace
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- coating
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- 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
- C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
- C23C30/005—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process on hard metal substrates
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- Organic Chemistry (AREA)
- Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
Description
本発明は、いわゆる超硬合金又はサーメツトを
基材とし、最外層をアルミナとする多層被覆硬質
工具刃先体において、中間層の金属組織学的構造
が微細化され、且つ強靭化され、更にまた基材と
中間層間及び中間層と最外層間の接合強度が強化
された被覆硬質工具刃先体を提供するものであ
る。 各種材料の切削にいわゆる超硬合金又はサーメ
ツトがその工具刃先体として有効に用いられてい
るが、これら超硬合金又はサーメツトに各種金属
の炭化物、窒化物、酸化物或いはこれらの相互固
溶体を単層又は積層して被覆し工具刃先体を構成
するとき著しくその性能が改善されることが知ら
れている。 特に最外層をAl2O3及び／又はZrO2とするとき
はその耐摩耗性の改善はめざましいものがあるこ
とも知られている。 そのため今日までAl2O3及び／又はZrO2を最外
層とする工具刃先体の少なからぬ提案がなされて
来た。 しかしこの場合最も困難な問題はAl2O3層とそ
れに隣接する面との間の接合強度が十分でないこ
とであり上記従来提案の下部分は上記接合強度の
改善に関するものであつたが、いずれも尚十分な
改善とは云えないものである。 最も単純な接合力強化の提案としては超硬合金
基材の表面に先づFe，Co，Niの群から選ばれた
金属層を被覆し、その上にAl2O3を被覆するもの
であり、これはCoなどとAl2O3との接合力が大で
あることから結合力強化の目的にはかなうもので
あつたが、切削工具刃先体として使用するとき大
きな切削抵抗力の下でCoなどの層の存在のため
にかえつて切刃近傍に局所的な塑性変形を生じこ
のため靭性に乏しいAl2O3層は破損欠落し、かえ
つて工具寿命を短くすると云う欠点があつた。 更にこの種の提案では、CoなどがAl2O3の気相
からの蒸着においてAl2O3の結晶の成長を促進す
ると云う性質があるため、該結晶の粗大化を招き
それ自体機械的強度を低下せしめる原因の一つと
なると云う欠点もあつた。 Coなどの金属がAl2O3被覆層との結合力に優れ
ていると云う長所をもち、更に一方ではまた気相
からのAl2O3結晶の成長を助勢すると云う一見有
利な特徴は、Coなどを結合材金属として含む超
硬合金表面を直接Al2O3を被覆する場合に、むし
ろ大きな欠点となることが知られている。その理
由は被覆すべき超硬合金の表面に露呈している
WCやTiC結晶面とCo結晶面とでは、上記の理由
でAl2O3結晶の成長速度が異り、WC，TiC面上
では遅く細いAl2O3結晶が成長するため基材と被
覆の境界面近傍に有害な巣孔及び粗大Al2O3粒子
ができることにある。 このような欠点を排除して、巣孔のない緻密な
Al2O3被覆層を得るための提案として超硬合金表
面に先づ結合材金属を含まないTiC内層を被覆
し、Co系で結合材金属の影響を遮断し、然る後
Al2O3を気相から蒸着すると云う被覆物品の提案
がある。（例えば特開昭48−59106、
USP3837896）この提案によつてCoなど結合材金
属を含まない緻密なAl2O3被覆層が得られること
は事実であろうが、しかしこの提案にも次のよう
な欠点がある。 すなわち第１にはTiCとAl2O3との結合力の不
足のために一つの重要な課題であるところの被覆
層間の強力な接合が得られないことであり、第２
にはAl2O3の被覆速度が低く被覆コストの上で不
利であることである。そして、第３にはCoなど
の結合材金属を含有しないTiC内層を形成するこ
とが著しく困難で工業的でないことである。 これらの欠点を改善するために、TiC等中間層
を被覆した中間被覆体を、最外層Al2O3の被覆前
に、結合相金属の融点以上に再加熱して基材中の
結合相金属を中間層に拡散侵入させ、然る後に最
外層Al2O3を被覆せしめる方法が提案されてい
る。（例えば特開昭51−151279、USP4018631特
開昭56−145181、USP4282289） これらの提案が上述の欠点の或るものを改善す
ることは事実であるが、結合相金属の融点以上に
再加熱することにより基材を構成する炭化物等硬
質相の結晶粒を粗大化することは勿論、中間層を
構成する炭化物等の結晶を粗大化し、且つ過剰な
結合相金属の中間層への侵入のため中間層の軟化
をもたらし、別の欠点を生むと云う結果となる。 本発明は上記先行技術の欠点を詳細に分析、研
究を重ねて得られた次のような知見に基いてなさ
れたものである。 (1) Al2O3の被覆のためには、被覆すべき面に適
度にCoなど鉄族金属を介在させるべきである。
すなわち下地面とAl2O3被覆との接合力を強化
し、且つAl2O3結晶の生成を適度に助勢するた
めである。 (2) 普通超硬合金の表面上でAl2O3結晶が粗大に
なり且つその近傍に巣孔を生ずるのは該表面に
露呈しているCoなど結合相金属の露出単位当
りの面積が大きいためであり、且つ又露出単位
間の距りが大きいため、つまりWC，TiCなど
の粒径が大きいためである。 (3) (2)の原因は又被覆界面近傍に巣孔が発生する
原因の一つでもある。 上記知見によれば、緻密で強度高く耐摩耗耐
食性にすぐれたAl2O3などの薄層を、Coなど結
合材金属とWC，TiCなど炭化物とからなる超
硬合金表面に強固に被覆するには、何らかの方
法により被覆すべき面に適当量のCoなど結合
相金属を積極的に露出させ、且つその露出部分
は極めて細い点状又は線状に近接して（（密度
高く）分布することが望ましいと云うことにな
る。 発明者らは上記知見から得られた望ましい状
態を実現すべく鋭意研究を重ねた結果、更に次
のような重要な知見が得られた。 (4) Coなど結合相金属とWC，TiCなどの硬質層
とよりなる超硬合金基材の表面に格別な処理を
施すことなく通常のCVD（Chemical Vapor
Deposition化学蒸着）の方法でTiCなどを被覆
する場合、被覆層を構成するTiCなどの結晶粒
間には微細な間隙や空間があり、全体として欠
陥を含む構造である。 (5) 上記微細な欠陥は結合剤金属で補填し、接合
するのがよいのであるが、折角形成されている
硬質相粒子同志の結合を分離させる程多量の結
合相金属の侵入はかえつて中間層を軟弱化させ
る。 (6) 基材から中間層への結合相金属の拡散侵入の
程度は、蒸着反応室内のCH4ガスの濃度、全ガ
ス圧、温度によつて制御できる。（例えば粉体
粉末冶金協会昭和55年度秋季大会講演概要集
P60『TiCコーテイングにおける超硬母材表面の
Coの挙動』佐々木恒etal） (7) 上記TiC等被覆層を構成する結晶粒間の上記
間隙の大きさ及び量は、上記結晶の成長速度及
び結晶の大きさに関係があり、成長速度及び／
又は結晶の大きさが大である程大である。 (8) 従つて上記TiC等被覆層の表面に露呈する
Co等結合相金属の単位の大きさ及びその分布
は上記TiC等被覆層を構成するTiC等結晶の大
きさ及び結晶成長速度によつて制御できる。 (9) 上記TiC等被覆層の表面にAl2O3等耐摩耗性
被覆を通常CVDの方法で行う場合Al2O3等結晶
の成長は主に上記TiC等被覆層の表面に露呈し
たCo等結合相金属を起点として生じ、上記
Al2O3等結晶の大きさは上記TiC等被覆層を構
成する上記TiC等結晶粒の大きさを超えること
がない。 (10) 上記TiC等被覆層を構成する上記TiC等結晶
粒の大きさは、上記TiC等被覆の工程の初期段
階又はその工程の全時間中に微量のAl含有ガ
ス又はSi含有ガスを導入することにより微細化
される。 本発明は以上の知見に基いてなされたものであ
り、その構成は次の如くである。すなわち最外層
をα−アルミナ及び／又はＫ−アルミナの層とし
基材を周期律表第ａ，ａ，ａ族から選ばれ
た少くとも一種の金属の炭化物、窒化物及び／又
は炭窒化物又は上記化合物の二種以上の混合物及
び／又は相互固溶体が硬質相要素（以下TiC等硬
質相物質と呼ぶ）、鉄・コバルト・ニツケル・ク
ロム・モリブデンの群から選ばれた少くとも１種
の金属が結合相要素（以下Co等結合相金属と呼
ぶ）であるいわゆる超硬合金又はサーメツトとす
る多層被覆硬質工具刃先体において、上記最外層
に隣接する中間層は0.1以上1.0％以下（特にこと
わりない限り重量％）のCo等結合相金属（以下
Co等中間層結合相金属と呼ぶ）と、0.01％以上
0.1％以下のAl，Si及び／又はそれらの化合物と、
残部が周期律表第ａ，ａ族から選ばれた少く
とも１種の金属の炭化物・窒化物及び／又は炭窒
化物又はこれら化合物の混合物及び／又は相互固
溶体（以下TiC等中間層化合物と呼ぶ）からな
り、上記TiC等中間層化合物の結晶粒の大きさは
1.0μｍ以下好ましくは0.5μｍ以下であり、上記Co
等中間層結合相金属は上記Al2O3最外層と接する
面上に上記TiC等中間層化合物の結晶粒界に沿つ
て露出し、上記Al2O3等最外層と強固に接合して
いることを特徴とする被覆硬質工具刃先体であ
る。 本発明の最も大きな構成上の特徴は、上記
Al2O3等最外層に隣接する中間層にCo等結合相金
属を含んでおり且つこれが上記Al2O3等最外層と
接する面上に上記TiC等中間層化合物の粒界に沿
つて露出し、上記TiC等中間層化合物の結晶粒は
Al・Si及び／又はそれらの化合物の存在によつ
てきわめて微細に制御されているところにある。 本発明の効果は前述の知見より自ら明らかであ
るが、第一には蒸着された中間層が本来的にもつ
内部の微細な欠陥を基材より拡散侵入させた必
要、十分量の結合相金属により補填・接合するこ
とにより中間層が著しく強化されること、第二に
は基材より拡散侵入させた上記結合相金属が中間
層の上記表面にまで分布し露出し、且つこの露出
単位が中間層に含有せしめたAl，Si又はそれら
の化合物の作用により微細化されたTiC等硬質相
結晶粒界に微細且つ緻密に分布することにより、
微細にして緻密なAl2O3結晶がその上に強い接合
力の下に成長すること、第三には基材からの結合
相金属の拡散に伴い基材と中間層の接合が強化さ
れると云うことである。 以下実施例によつて更に内容を明細にしたい。 実施例 １ 超硬合金P30用母材（形状TNMA332型スロー
アウエイチツプ）を、インコネル製炉芯管を有す
る外熱式炉中へ5000ケ装入し、次の条件で硬質被
覆層を付与した。 第１段 H2＋1.5％CH4ガス雰囲気中で1050℃迄加熱し、
その温度を保持したまま炉内へ10％TiCl4−90％
H2組成（容量％）のガスを流入させ炉内を
30mbarの減圧にし、７分間保持した。 第２段 次いで流入ガスを上記のものから、５％TiCl4
−18％CH4−１％AlCl3−0.1％CO−75.9％H2組
成のガスに換え炉内圧力を300mbar180分間保持
した。180分後、炉内温度を950℃に冷却した。冷
却中の炉内雰囲気はH2雰囲気とした。 第３段 炉内温度を950℃に保持したまま120分間4.5％
AlCl3−10％CO2−85.5％H2組成のガスを流入し
続け、炉内圧力は20mbarに保持した。120分後、
炉内雰囲気をH2ガスに切換冷却した。その結果、
平均粒径0.3μｍからなるTiCを主成分とし、0.08
重量％のAl化合物並びに、0.36重量％のCo成分
並びに酸素を微量含有する被覆層が中間層とし
て、約5.5μｍ厚さに生成、最外層として、酸化ア
ルミニウム層が約1.0μｍ厚さに生成した。この様
にして得られたチツプをＳ−１とする。 実施例 ２ 実施例１と同様に炉内に装入した5000ケのスロ
ーアウエイチツプに次の条件で被覆層を付与し
た。 第１段 H2＋1.5％CH4ガス雰囲気中で1050℃迄加熱し
た後、その温度を保持したまま炉内を30mbarに
なる迄排気し次いで、炉内に10％TiCl4−90％H2
組成のガスを流入した。３分間ガスを流入し続け
炉内圧力は30mbarに保持した。 第２段 次いで炉内を1050℃に保持したまま、流入ガス
を上記組成のものから、５％TiCl4−15％CH4−
79％H2−１％AlCl3組成のガスに切換、炉内圧力
を230mbarに保持し続けながら300分間被覆処理
を行ない、その後炉内へのガスの流入を停止し、
炉内ガスを排気した。 第３段 更に1050℃に保持された炉内に 4.5％AlCl3−10％CO2−20％CO−65.5％H2組
成のガスを流入させ、炉内圧力を30mbarに保持
したまま60分間ガスを流入させ続けた。60分後炉
内をH2ガスに置換し、冷却した。その結果母材
超硬工具表面に平均粒径0.5μｍからなるTiCを主
成分とし、0.05重量％のAl化合物並びに0.5重量
％のCo成分を含有する被覆層が中間層として約
5μｍ厚さに生成、最外層として、中間層と強固
に密着した酸化アルミニウムが1.5μｍ厚さに生成
した。この様にして得られたチツプをＳ−２とす
る。 実施例 ３ 実施例１と同様に炉内に5000ケのスローアウイ
チツプを装入し、次の条件で被覆層を付与した。 第１段 炉内を1100℃に保持したまま、４％TiCl4−４
％CH4−92％H2組成ガスを流入し続け炉内圧力
を50mbarにし、15分間保つた。 第２段 15分後、上記ガスに更に、全ガス量の30容量％
のN2ガス並びに0.1容量％のSiCl4ガスを加え、炉
内圧力を50mbarに保持したまま、ガスを流入し
続け、炉内温度を1000℃に下げる。温度は約20分
後に1000℃迄降下し、そのままの温度で300分間
ガスを流入し続け、炉内圧力は50mbarに保持し
た。 第３段 300分後、炉内に更にAlCl35容量％、CO28容量
％、CO10容量％のガスを加え約10分後にTiCl4、
CH4及びSiCl4ガスの流入を中止し、更に20分後
N2ガスの流入を中止した。この間炉内は1000℃
50mbarに保持し続けた。その後更に120分間ガス
を流入しつつ、1000℃50mbarに保持してAl2O3
の被覆処理を行なつた。その結果、母材表面に約
1μｍ厚さのTiC内層、その外層にTiCとTiNの固
溶体を主成分とし、約0.04重量％のSi化合物を含
有した平均粒径0.3μｍで厚さ約5μｍからなる内層
と強固に結合した層が生成された。然も内層外層
中には、平均約0.2重量％のCo成分を含有してい
た。更に最外層として約1.5μｍ厚さのAl2O3を主
成分とした層が形成された。尚、外層と最外層と
の界面は多少お互いに入り組んでおり、相互の元
素が混在していた。この様にして得られたチツプ
をＳ−３とする。 実施例 ４ 実施例１と同様に炉内に5000ケのスローアウエ
イチツプを装入し、次の条件で被覆層を付与し
た。 第１段 炉内を1050℃に保持したまま、５％TiCl4−８
％CH4−87％H2のガスを流入し続け、炉内圧力
は100mbarに保持した。60分経過後、更にSiCl4
ガスを全ガス量の0.1容量％を加え、そのまま180
分間被覆し続けた。その間炉内は100mbarに保持
した。 第２段 180分経過後、炉内ガスを排気し、上記ガスの
代りに4.5％AlCl3−10％CO2−20％CO−65.5％
H2からなるガスを60分間流入させ炉内圧力は
30mbarに保持した。その結果、母材表面に中間
層として、TiCを主成分とし、Siの化合物を約
0.04重量％、Co金属を約0.9重量％含有した平均
粒径0.7μｍからなる硬質層が形成され、更に最外
層として、Al2O3を主成分とした1.5μｍの厚さか
らなる中間層と強固に結合したセラミツク層が形
成された。このチツプをＳ−４とする。 比較用として実施例４の中間層生成に際して、
SiCl4ガスを全く添加しなかつた場合のチツプを
Ｓ−５とする。Ｓ−５の中間層にはSi化合物は検
出されず然も含有Co量は0.61重量％となり、TiC
の平均粒径は約1.2μｍに成長しており最外層の
Al2O3層は、平均厚さは実施例４よりも幾分薄く
約1.2μｍであり、然も、厚さのバラツキが大きく
平滑性にとぼしいものであつた。 また、実施例４の中間層生成に際し、SiCl4ガ
スを１容量％に増加させて作成したチツプをＳ−
６とする。Ｓ−６の中間層はSi化合物を約0.2重
量％含有し然もCo含有量は1.6重量％となり、
TiCの平均粒径は約0.7μｍであつた。最外層の
Al2O3層は平均厚さ1.8μｍであつた。 実施例 ５ 実施例１と同様に炉内に装入した5000ケのスロ
ーアウエイチツプに次の条件で被覆層を付与し
た。 第１段 炉内が1050℃になる迄H2雰囲気中で昇温し、
その温度を保持したまま、炉内へ５％TiCl4−30
％CH4−65％H2組成（容量）のガスを流入し５
分間炉内圧力を30mbarに保持した後全ガス量の
30％のN2ガスを追加導入した。その後直ちに
CH4ガスを停止し炉内圧力を100mbarに保持しつ
つガスの流入を続け、200分経過後ガスの流入を
中止し、炉内ガスを排気し、炉内温度1050℃に保
持したまま、4.5％AlCl3−10％CO2−20％CO−
65.5％H2組成のガスを流入させ、炉内圧力を
30mbarに保持した。80分経過後炉内をH2ガスに
置換して冷却した。その結果、TiCを主成分とす
る層が最下層として約0.2μｍ生成しておりその上
層にTiNを主成分とする平均粒径0.8μｍからなる
被覆層が約5μｍ生成しておりCo含有量は、0.004
重量％であつた更に最外層として、Al2O3を主成
分とする層が1.5μｍ厚さに生成していた。このチ
ツプをＳ−７とする。 実施例 ６ S1、S2、S3、S4、S5、S6、S7の夫々のスロー
アウエイチツプ（TNMA332型）により、４本
の溝付S48C鋼材の外周断続旋削を行なつた。切
削速度100ｍ／分、切り込み1.5mm、送り速度は
0.15，0.20，0.30，0.40，0.50，0.60，mm／１回
転、の順に夫々の送り速度で1000回の衝撃を加
え、欠けが発生しなかつた場合に順次送りを高
め、欠けが発生する迄続ける方法でチツプの耐欠
損性を評価した。
基材とし、最外層をアルミナとする多層被覆硬質
工具刃先体において、中間層の金属組織学的構造
が微細化され、且つ強靭化され、更にまた基材と
中間層間及び中間層と最外層間の接合強度が強化
された被覆硬質工具刃先体を提供するものであ
る。 各種材料の切削にいわゆる超硬合金又はサーメ
ツトがその工具刃先体として有効に用いられてい
るが、これら超硬合金又はサーメツトに各種金属
の炭化物、窒化物、酸化物或いはこれらの相互固
溶体を単層又は積層して被覆し工具刃先体を構成
するとき著しくその性能が改善されることが知ら
れている。 特に最外層をAl2O3及び／又はZrO2とするとき
はその耐摩耗性の改善はめざましいものがあるこ
とも知られている。 そのため今日までAl2O3及び／又はZrO2を最外
層とする工具刃先体の少なからぬ提案がなされて
来た。 しかしこの場合最も困難な問題はAl2O3層とそ
れに隣接する面との間の接合強度が十分でないこ
とであり上記従来提案の下部分は上記接合強度の
改善に関するものであつたが、いずれも尚十分な
改善とは云えないものである。 最も単純な接合力強化の提案としては超硬合金
基材の表面に先づFe，Co，Niの群から選ばれた
金属層を被覆し、その上にAl2O3を被覆するもの
であり、これはCoなどとAl2O3との接合力が大で
あることから結合力強化の目的にはかなうもので
あつたが、切削工具刃先体として使用するとき大
きな切削抵抗力の下でCoなどの層の存在のため
にかえつて切刃近傍に局所的な塑性変形を生じこ
のため靭性に乏しいAl2O3層は破損欠落し、かえ
つて工具寿命を短くすると云う欠点があつた。 更にこの種の提案では、CoなどがAl2O3の気相
からの蒸着においてAl2O3の結晶の成長を促進す
ると云う性質があるため、該結晶の粗大化を招き
それ自体機械的強度を低下せしめる原因の一つと
なると云う欠点もあつた。 Coなどの金属がAl2O3被覆層との結合力に優れ
ていると云う長所をもち、更に一方ではまた気相
からのAl2O3結晶の成長を助勢すると云う一見有
利な特徴は、Coなどを結合材金属として含む超
硬合金表面を直接Al2O3を被覆する場合に、むし
ろ大きな欠点となることが知られている。その理
由は被覆すべき超硬合金の表面に露呈している
WCやTiC結晶面とCo結晶面とでは、上記の理由
でAl2O3結晶の成長速度が異り、WC，TiC面上
では遅く細いAl2O3結晶が成長するため基材と被
覆の境界面近傍に有害な巣孔及び粗大Al2O3粒子
ができることにある。 このような欠点を排除して、巣孔のない緻密な
Al2O3被覆層を得るための提案として超硬合金表
面に先づ結合材金属を含まないTiC内層を被覆
し、Co系で結合材金属の影響を遮断し、然る後
Al2O3を気相から蒸着すると云う被覆物品の提案
がある。（例えば特開昭48−59106、
USP3837896）この提案によつてCoなど結合材金
属を含まない緻密なAl2O3被覆層が得られること
は事実であろうが、しかしこの提案にも次のよう
な欠点がある。 すなわち第１にはTiCとAl2O3との結合力の不
足のために一つの重要な課題であるところの被覆
層間の強力な接合が得られないことであり、第２
にはAl2O3の被覆速度が低く被覆コストの上で不
利であることである。そして、第３にはCoなど
の結合材金属を含有しないTiC内層を形成するこ
とが著しく困難で工業的でないことである。 これらの欠点を改善するために、TiC等中間層
を被覆した中間被覆体を、最外層Al2O3の被覆前
に、結合相金属の融点以上に再加熱して基材中の
結合相金属を中間層に拡散侵入させ、然る後に最
外層Al2O3を被覆せしめる方法が提案されてい
る。（例えば特開昭51−151279、USP4018631特
開昭56−145181、USP4282289） これらの提案が上述の欠点の或るものを改善す
ることは事実であるが、結合相金属の融点以上に
再加熱することにより基材を構成する炭化物等硬
質相の結晶粒を粗大化することは勿論、中間層を
構成する炭化物等の結晶を粗大化し、且つ過剰な
結合相金属の中間層への侵入のため中間層の軟化
をもたらし、別の欠点を生むと云う結果となる。 本発明は上記先行技術の欠点を詳細に分析、研
究を重ねて得られた次のような知見に基いてなさ
れたものである。 (1) Al2O3の被覆のためには、被覆すべき面に適
度にCoなど鉄族金属を介在させるべきである。
すなわち下地面とAl2O3被覆との接合力を強化
し、且つAl2O3結晶の生成を適度に助勢するた
めである。 (2) 普通超硬合金の表面上でAl2O3結晶が粗大に
なり且つその近傍に巣孔を生ずるのは該表面に
露呈しているCoなど結合相金属の露出単位当
りの面積が大きいためであり、且つ又露出単位
間の距りが大きいため、つまりWC，TiCなど
の粒径が大きいためである。 (3) (2)の原因は又被覆界面近傍に巣孔が発生する
原因の一つでもある。 上記知見によれば、緻密で強度高く耐摩耗耐
食性にすぐれたAl2O3などの薄層を、Coなど結
合材金属とWC，TiCなど炭化物とからなる超
硬合金表面に強固に被覆するには、何らかの方
法により被覆すべき面に適当量のCoなど結合
相金属を積極的に露出させ、且つその露出部分
は極めて細い点状又は線状に近接して（（密度
高く）分布することが望ましいと云うことにな
る。 発明者らは上記知見から得られた望ましい状
態を実現すべく鋭意研究を重ねた結果、更に次
のような重要な知見が得られた。 (4) Coなど結合相金属とWC，TiCなどの硬質層
とよりなる超硬合金基材の表面に格別な処理を
施すことなく通常のCVD（Chemical Vapor
Deposition化学蒸着）の方法でTiCなどを被覆
する場合、被覆層を構成するTiCなどの結晶粒
間には微細な間隙や空間があり、全体として欠
陥を含む構造である。 (5) 上記微細な欠陥は結合剤金属で補填し、接合
するのがよいのであるが、折角形成されている
硬質相粒子同志の結合を分離させる程多量の結
合相金属の侵入はかえつて中間層を軟弱化させ
る。 (6) 基材から中間層への結合相金属の拡散侵入の
程度は、蒸着反応室内のCH4ガスの濃度、全ガ
ス圧、温度によつて制御できる。（例えば粉体
粉末冶金協会昭和55年度秋季大会講演概要集
P60『TiCコーテイングにおける超硬母材表面の
Coの挙動』佐々木恒etal） (7) 上記TiC等被覆層を構成する結晶粒間の上記
間隙の大きさ及び量は、上記結晶の成長速度及
び結晶の大きさに関係があり、成長速度及び／
又は結晶の大きさが大である程大である。 (8) 従つて上記TiC等被覆層の表面に露呈する
Co等結合相金属の単位の大きさ及びその分布
は上記TiC等被覆層を構成するTiC等結晶の大
きさ及び結晶成長速度によつて制御できる。 (9) 上記TiC等被覆層の表面にAl2O3等耐摩耗性
被覆を通常CVDの方法で行う場合Al2O3等結晶
の成長は主に上記TiC等被覆層の表面に露呈し
たCo等結合相金属を起点として生じ、上記
Al2O3等結晶の大きさは上記TiC等被覆層を構
成する上記TiC等結晶粒の大きさを超えること
がない。 (10) 上記TiC等被覆層を構成する上記TiC等結晶
粒の大きさは、上記TiC等被覆の工程の初期段
階又はその工程の全時間中に微量のAl含有ガ
ス又はSi含有ガスを導入することにより微細化
される。 本発明は以上の知見に基いてなされたものであ
り、その構成は次の如くである。すなわち最外層
をα−アルミナ及び／又はＫ−アルミナの層とし
基材を周期律表第ａ，ａ，ａ族から選ばれ
た少くとも一種の金属の炭化物、窒化物及び／又
は炭窒化物又は上記化合物の二種以上の混合物及
び／又は相互固溶体が硬質相要素（以下TiC等硬
質相物質と呼ぶ）、鉄・コバルト・ニツケル・ク
ロム・モリブデンの群から選ばれた少くとも１種
の金属が結合相要素（以下Co等結合相金属と呼
ぶ）であるいわゆる超硬合金又はサーメツトとす
る多層被覆硬質工具刃先体において、上記最外層
に隣接する中間層は0.1以上1.0％以下（特にこと
わりない限り重量％）のCo等結合相金属（以下
Co等中間層結合相金属と呼ぶ）と、0.01％以上
0.1％以下のAl，Si及び／又はそれらの化合物と、
残部が周期律表第ａ，ａ族から選ばれた少く
とも１種の金属の炭化物・窒化物及び／又は炭窒
化物又はこれら化合物の混合物及び／又は相互固
溶体（以下TiC等中間層化合物と呼ぶ）からな
り、上記TiC等中間層化合物の結晶粒の大きさは
1.0μｍ以下好ましくは0.5μｍ以下であり、上記Co
等中間層結合相金属は上記Al2O3最外層と接する
面上に上記TiC等中間層化合物の結晶粒界に沿つ
て露出し、上記Al2O3等最外層と強固に接合して
いることを特徴とする被覆硬質工具刃先体であ
る。 本発明の最も大きな構成上の特徴は、上記
Al2O3等最外層に隣接する中間層にCo等結合相金
属を含んでおり且つこれが上記Al2O3等最外層と
接する面上に上記TiC等中間層化合物の粒界に沿
つて露出し、上記TiC等中間層化合物の結晶粒は
Al・Si及び／又はそれらの化合物の存在によつ
てきわめて微細に制御されているところにある。 本発明の効果は前述の知見より自ら明らかであ
るが、第一には蒸着された中間層が本来的にもつ
内部の微細な欠陥を基材より拡散侵入させた必
要、十分量の結合相金属により補填・接合するこ
とにより中間層が著しく強化されること、第二に
は基材より拡散侵入させた上記結合相金属が中間
層の上記表面にまで分布し露出し、且つこの露出
単位が中間層に含有せしめたAl，Si又はそれら
の化合物の作用により微細化されたTiC等硬質相
結晶粒界に微細且つ緻密に分布することにより、
微細にして緻密なAl2O3結晶がその上に強い接合
力の下に成長すること、第三には基材からの結合
相金属の拡散に伴い基材と中間層の接合が強化さ
れると云うことである。 以下実施例によつて更に内容を明細にしたい。 実施例 １ 超硬合金P30用母材（形状TNMA332型スロー
アウエイチツプ）を、インコネル製炉芯管を有す
る外熱式炉中へ5000ケ装入し、次の条件で硬質被
覆層を付与した。 第１段 H2＋1.5％CH4ガス雰囲気中で1050℃迄加熱し、
その温度を保持したまま炉内へ10％TiCl4−90％
H2組成（容量％）のガスを流入させ炉内を
30mbarの減圧にし、７分間保持した。 第２段 次いで流入ガスを上記のものから、５％TiCl4
−18％CH4−１％AlCl3−0.1％CO−75.9％H2組
成のガスに換え炉内圧力を300mbar180分間保持
した。180分後、炉内温度を950℃に冷却した。冷
却中の炉内雰囲気はH2雰囲気とした。 第３段 炉内温度を950℃に保持したまま120分間4.5％
AlCl3−10％CO2−85.5％H2組成のガスを流入し
続け、炉内圧力は20mbarに保持した。120分後、
炉内雰囲気をH2ガスに切換冷却した。その結果、
平均粒径0.3μｍからなるTiCを主成分とし、0.08
重量％のAl化合物並びに、0.36重量％のCo成分
並びに酸素を微量含有する被覆層が中間層とし
て、約5.5μｍ厚さに生成、最外層として、酸化ア
ルミニウム層が約1.0μｍ厚さに生成した。この様
にして得られたチツプをＳ−１とする。 実施例 ２ 実施例１と同様に炉内に装入した5000ケのスロ
ーアウエイチツプに次の条件で被覆層を付与し
た。 第１段 H2＋1.5％CH4ガス雰囲気中で1050℃迄加熱し
た後、その温度を保持したまま炉内を30mbarに
なる迄排気し次いで、炉内に10％TiCl4−90％H2
組成のガスを流入した。３分間ガスを流入し続け
炉内圧力は30mbarに保持した。 第２段 次いで炉内を1050℃に保持したまま、流入ガス
を上記組成のものから、５％TiCl4−15％CH4−
79％H2−１％AlCl3組成のガスに切換、炉内圧力
を230mbarに保持し続けながら300分間被覆処理
を行ない、その後炉内へのガスの流入を停止し、
炉内ガスを排気した。 第３段 更に1050℃に保持された炉内に 4.5％AlCl3−10％CO2−20％CO−65.5％H2組
成のガスを流入させ、炉内圧力を30mbarに保持
したまま60分間ガスを流入させ続けた。60分後炉
内をH2ガスに置換し、冷却した。その結果母材
超硬工具表面に平均粒径0.5μｍからなるTiCを主
成分とし、0.05重量％のAl化合物並びに0.5重量
％のCo成分を含有する被覆層が中間層として約
5μｍ厚さに生成、最外層として、中間層と強固
に密着した酸化アルミニウムが1.5μｍ厚さに生成
した。この様にして得られたチツプをＳ−２とす
る。 実施例 ３ 実施例１と同様に炉内に5000ケのスローアウイ
チツプを装入し、次の条件で被覆層を付与した。 第１段 炉内を1100℃に保持したまま、４％TiCl4−４
％CH4−92％H2組成ガスを流入し続け炉内圧力
を50mbarにし、15分間保つた。 第２段 15分後、上記ガスに更に、全ガス量の30容量％
のN2ガス並びに0.1容量％のSiCl4ガスを加え、炉
内圧力を50mbarに保持したまま、ガスを流入し
続け、炉内温度を1000℃に下げる。温度は約20分
後に1000℃迄降下し、そのままの温度で300分間
ガスを流入し続け、炉内圧力は50mbarに保持し
た。 第３段 300分後、炉内に更にAlCl35容量％、CO28容量
％、CO10容量％のガスを加え約10分後にTiCl4、
CH4及びSiCl4ガスの流入を中止し、更に20分後
N2ガスの流入を中止した。この間炉内は1000℃
50mbarに保持し続けた。その後更に120分間ガス
を流入しつつ、1000℃50mbarに保持してAl2O3
の被覆処理を行なつた。その結果、母材表面に約
1μｍ厚さのTiC内層、その外層にTiCとTiNの固
溶体を主成分とし、約0.04重量％のSi化合物を含
有した平均粒径0.3μｍで厚さ約5μｍからなる内層
と強固に結合した層が生成された。然も内層外層
中には、平均約0.2重量％のCo成分を含有してい
た。更に最外層として約1.5μｍ厚さのAl2O3を主
成分とした層が形成された。尚、外層と最外層と
の界面は多少お互いに入り組んでおり、相互の元
素が混在していた。この様にして得られたチツプ
をＳ−３とする。 実施例 ４ 実施例１と同様に炉内に5000ケのスローアウエ
イチツプを装入し、次の条件で被覆層を付与し
た。 第１段 炉内を1050℃に保持したまま、５％TiCl4−８
％CH4−87％H2のガスを流入し続け、炉内圧力
は100mbarに保持した。60分経過後、更にSiCl4
ガスを全ガス量の0.1容量％を加え、そのまま180
分間被覆し続けた。その間炉内は100mbarに保持
した。 第２段 180分経過後、炉内ガスを排気し、上記ガスの
代りに4.5％AlCl3−10％CO2−20％CO−65.5％
H2からなるガスを60分間流入させ炉内圧力は
30mbarに保持した。その結果、母材表面に中間
層として、TiCを主成分とし、Siの化合物を約
0.04重量％、Co金属を約0.9重量％含有した平均
粒径0.7μｍからなる硬質層が形成され、更に最外
層として、Al2O3を主成分とした1.5μｍの厚さか
らなる中間層と強固に結合したセラミツク層が形
成された。このチツプをＳ−４とする。 比較用として実施例４の中間層生成に際して、
SiCl4ガスを全く添加しなかつた場合のチツプを
Ｓ−５とする。Ｓ−５の中間層にはSi化合物は検
出されず然も含有Co量は0.61重量％となり、TiC
の平均粒径は約1.2μｍに成長しており最外層の
Al2O3層は、平均厚さは実施例４よりも幾分薄く
約1.2μｍであり、然も、厚さのバラツキが大きく
平滑性にとぼしいものであつた。 また、実施例４の中間層生成に際し、SiCl4ガ
スを１容量％に増加させて作成したチツプをＳ−
６とする。Ｓ−６の中間層はSi化合物を約0.2重
量％含有し然もCo含有量は1.6重量％となり、
TiCの平均粒径は約0.7μｍであつた。最外層の
Al2O3層は平均厚さ1.8μｍであつた。 実施例 ５ 実施例１と同様に炉内に装入した5000ケのスロ
ーアウエイチツプに次の条件で被覆層を付与し
た。 第１段 炉内が1050℃になる迄H2雰囲気中で昇温し、
その温度を保持したまま、炉内へ５％TiCl4−30
％CH4−65％H2組成（容量）のガスを流入し５
分間炉内圧力を30mbarに保持した後全ガス量の
30％のN2ガスを追加導入した。その後直ちに
CH4ガスを停止し炉内圧力を100mbarに保持しつ
つガスの流入を続け、200分経過後ガスの流入を
中止し、炉内ガスを排気し、炉内温度1050℃に保
持したまま、4.5％AlCl3−10％CO2−20％CO−
65.5％H2組成のガスを流入させ、炉内圧力を
30mbarに保持した。80分経過後炉内をH2ガスに
置換して冷却した。その結果、TiCを主成分とす
る層が最下層として約0.2μｍ生成しておりその上
層にTiNを主成分とする平均粒径0.8μｍからなる
被覆層が約5μｍ生成しておりCo含有量は、0.004
重量％であつた更に最外層として、Al2O3を主成
分とする層が1.5μｍ厚さに生成していた。このチ
ツプをＳ−７とする。 実施例 ６ S1、S2、S3、S4、S5、S6、S7の夫々のスロー
アウエイチツプ（TNMA332型）により、４本
の溝付S48C鋼材の外周断続旋削を行なつた。切
削速度100ｍ／分、切り込み1.5mm、送り速度は
0.15，0.20，0.30，0.40，0.50，0.60，mm／１回
転、の順に夫々の送り速度で1000回の衝撃を加
え、欠けが発生しなかつた場合に順次送りを高
め、欠けが発生する迄続ける方法でチツプの耐欠
損性を評価した。
【表】
Ｓ−１，Ｓ−２，Ｓ−３，Ｓ−４は本発明のも
のであり、Ｓ−５，Ｓ−６，Ｓ−７は本発明のも
のでは無い。中間層のCo含有量の少ないＳ−７
の耐欠損性が著しく悪いことが解る。 実施例 ７ Ｓ−１，Ｓ−２，Ｓ−３，Ｓ−４，Ｓ−５，Ｓ
−６，Ｓ−７のチツプを用い、S48C鋼材（Ts28
〜32）の湿式旋削を切削速度30ｍ／分、切り込み
1.5mm、送り速度0.15mm／１回転の条件で５分間
切削した場合のチツプすくい面のコーテイング層
の剥離状態を観察したところ、Ｓ−１，Ｓ−２，
Ｓ−３，Ｓ−４にはコーテイング層の擦過痕のみ
が認められ、剥離は全く認められないのに対し、
Ｓ−５は擦過痕の約35％が、又、Ｓ−６は約30％
が、Ｓ−７は約85％が剥離し母材超硬合金の露出
が見られた。従つて本発明品であるＳ−１，Ｓ−
２，Ｓ−３，Ｓ−４が耐剥離性において優れてい
ることが解る。 実施例 ８ Ｓ−１，Ｓ−２，Ｓ−３，Ｓ−４，Ｓ−５，Ｓ
−６，Ｓ−７のチツプを用い、FC35鋳鉄（Hs28
〜32）の乾式旋削を切削速度200ｍ／分、切り込
み1.5mm、送り速度0.3mm／１回転で５分間切削
し、チツプ逃面の平均摩耗中及び最大摩耗巾につ
いて比較した。
のであり、Ｓ−５，Ｓ−６，Ｓ−７は本発明のも
のでは無い。中間層のCo含有量の少ないＳ−７
の耐欠損性が著しく悪いことが解る。 実施例 ７ Ｓ−１，Ｓ−２，Ｓ−３，Ｓ−４，Ｓ−５，Ｓ
−６，Ｓ−７のチツプを用い、S48C鋼材（Ts28
〜32）の湿式旋削を切削速度30ｍ／分、切り込み
1.5mm、送り速度0.15mm／１回転の条件で５分間
切削した場合のチツプすくい面のコーテイング層
の剥離状態を観察したところ、Ｓ−１，Ｓ−２，
Ｓ−３，Ｓ−４にはコーテイング層の擦過痕のみ
が認められ、剥離は全く認められないのに対し、
Ｓ−５は擦過痕の約35％が、又、Ｓ−６は約30％
が、Ｓ−７は約85％が剥離し母材超硬合金の露出
が見られた。従つて本発明品であるＳ−１，Ｓ−
２，Ｓ−３，Ｓ−４が耐剥離性において優れてい
ることが解る。 実施例 ８ Ｓ−１，Ｓ−２，Ｓ−３，Ｓ−４，Ｓ−５，Ｓ
−６，Ｓ−７のチツプを用い、FC35鋳鉄（Hs28
〜32）の乾式旋削を切削速度200ｍ／分、切り込
み1.5mm、送り速度0.3mm／１回転で５分間切削
し、チツプ逃面の平均摩耗中及び最大摩耗巾につ
いて比較した。
【表】
この結果からも本発明品Ｓ−１，Ｓ−２，Ｓ−
３，Ｓ−４の優れていることが解る。
３，Ｓ−４の優れていることが解る。
Claims (1)
- １ 周期律表第ａ，ａ，ａ族から選ばれた
少なくとも一種の金属の炭化物、窒化物及び／又
は炭窒化物を硬質相要素とし、Fe，Co，Ni，Cr
及びMoの群から選ばれた少なくとも一種の金属
を結合相要素とする超硬合金基材の表面の一部又
は全面に２層以上の被覆を施してなる被覆硬質工
具刃先体において、その最外層はα−アルミナ及
び／又はκ−アルミナの層であり、中間層は周期
律表第ａ，ａ族から選ばれた少なくとも一種
の金属の炭化物、窒化物及び／又は炭窒化物と、
0.01以上0.1％以下のAl，Si及び／又はそれらの
化合物及び0.1以上1.0％以下の結合相金属（基材
中の結合相金属）とよりなる単層又は複層であ
り、上記中間層の上記炭化物、窒化物及び／又は
炭窒化物の粒径は1μｍ以下であり、上記中間層
の上記結合相金属は上記最外層に接する面上にま
で露出して分布していることを特徴とする被覆硬
質刃先体。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10937382A JPS591103A (ja) | 1982-06-25 | 1982-06-25 | 被覆硬質工具刃先体 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10937382A JPS591103A (ja) | 1982-06-25 | 1982-06-25 | 被覆硬質工具刃先体 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS591103A JPS591103A (ja) | 1984-01-06 |
| JPH0225721B2 true JPH0225721B2 (ja) | 1990-06-05 |
Family
ID=14508587
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10937382A Granted JPS591103A (ja) | 1982-06-25 | 1982-06-25 | 被覆硬質工具刃先体 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS591103A (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6133807A (ja) * | 1984-07-25 | 1986-02-17 | Toshiba Tungaloy Co Ltd | 回転切削工具 |
| US5700551A (en) * | 1994-09-16 | 1997-12-23 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Layered film made of ultrafine particles and a hard composite material for tools possessing the film |
| JP4994367B2 (ja) * | 2006-03-28 | 2012-08-08 | 京セラ株式会社 | 切削工具及びその製造方法、並びに切削方法 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5921387B2 (ja) * | 1978-03-03 | 1984-05-19 | 三菱マテリアル株式会社 | 被覆超硬合金部材 |
| JPS5939242B2 (ja) * | 1978-07-31 | 1984-09-21 | 三菱マテリアル株式会社 | 表面被覆工具部品 |
-
1982
- 1982-06-25 JP JP10937382A patent/JPS591103A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS591103A (ja) | 1984-01-06 |
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