JPH0450385B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPH0450385B2 JPH0450385B2 JP56173330A JP17333081A JPH0450385B2 JP H0450385 B2 JPH0450385 B2 JP H0450385B2 JP 56173330 A JP56173330 A JP 56173330A JP 17333081 A JP17333081 A JP 17333081A JP H0450385 B2 JPH0450385 B2 JP H0450385B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- cemented carbide
- solid solution
- substrate
- type solid
- coated
- 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 - Lifetime
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
- C23C16/34—Nitrides
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Inorganic Chemistry (AREA)
- General Chemical & Material Sciences (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
- Chemical Vapour Deposition (AREA)
Description
〔産業上の利用分野〕
本発明は被覆超硬合金に関するものである。
〔従来技術及びその問題点〕
超硬合金にHfN硬質皮膜を被覆した被覆超硬
合金は耐摩耗性、耐溶着性、耐化学反応性に優れ
広く実用に供されている。 しかし基体と皮膜の接着強度はまだ十分とはい
えず仕上げ用に用いられないとか、カツター用に
は供せられないなど実用面からは制限も多い。こ
の接着強度は基体一皮膜物質の物理的、化学的な
接合ばかりでなく、切削時には熱膨張の相違も影
響を及ぼす。このため今日まで種々の界面強度改
善案が研究されている。例えば、基体は従来の超
硬合金とはやや組成の異なつたもの、すなわち
Co金属の含有量を低減して化学的な接着強度を
増加したり、あるいはNbC含有量を増加させて
基体と皮膜の熱膨張率を近づける等の方法が用い
られている。 〔問題点を解決する為の手段〕 本発明者らは上記従来技術の欠点を改良し、超
硬基体と皮膜の接着強度を改善し、熱衝撃性、機
械的靭性に優れる被覆超硬合金を得べく研究を重
ねた結果、皮膜物質と類似の相を基体表面に富化
する事によつて接着強度を向上させる事を見出し
た。すなわち、本発明の特徴は超硬合金基体の表
面にCo金属がほとんど存在せず、かつＢ−１型
固溶体炭窒化物相が富化された基体を用い、その
表面にHfNを被覆する点にある。Ｂ−１型固溶
体は周期律表の４ａ，５ａ及び６ａ族の金属の炭
化物及び窒化物の一種または２種以上からなる
NaCl型結晶構造化合物である。 このような基体を得る方法はすでに、特開昭55
−154561号広報で公知の如く、焼結雰囲気中の
N2分圧を調整することによつて可能である。す
なわち該超硬合金基体のＢ−１型固溶体の平衡
N2分圧よりも焼結雰囲気のN2分圧を大きくする
ことによつてＢ−１型固溶体と結合相の濡れ性の
関係から表面上にはほとんどCo金属は存在しな
くなり、かつＢ−１型固溶体がほぼ完全に表面を
覆つてしまう。 本発明の特徴は、Ｂ−１型固溶体が表面に富化
された基体にHfNを被覆することにあり、Al2O3
またはZrO2を直接被覆することを特徴とする特
開昭55−154561号広報記載の発明とは明かに相違
するものである。 以上の効果によつて、従来のHfN被覆超硬合
金と比較して本発明が優れる理由は、 基体表面に富化されたＢ−１型固溶体はＮが
気相より拡散して炭窒化となつており皮膜
HfNとの接着強度が著しく向上すること。 Ｂ−１型固溶体とHfN被膜の熱膨張率の差
は基体とHfN被膜の熱膨張率よりも小さいた
め切削中の被膜剥離が少ないこと。 基体−皮膜界面にCo金属がほとんど存在し
ないために界面強度が上昇すると共に、基体か
ら皮膜へのCoの拡散がないために皮膜の耐摩
耗性が著しく向上すること。 またHfNを被覆した場合、HfNがＢ−１型固
溶体の構成要素であるTi化合物と同様な結晶構
造をしているため、特に表面に富化しているＢ−
１型固溶体とは良く密着し、脆化反応を生じな
い。さらに、直接酸化物を被覆する場合とを比較
するとＢ−１型固溶体中のTi、Ｗと酸化物が化
学反応をおこし非常に脆いTi、Ｗの酸化物が界
面に生じることが確かめられ界面強度が低下す
る。この点が先に引用した特開昭55−154561号広
報記載の発明からは容易に推考出来ない技術的事
項である。 次に、この発明の被覆超硬合金において前述の
数値限定した理由について述べる。 (1) Ｂ−１型固溶体 Ｂ−１型固溶体の量が40％未満では化学的被
覆処理を行うと脆化相（イータ相）が発生しや
すくなり、かつ基体と皮膜の熱膨張差が十分い
縮まらず切削時の剥離強度が向上しない。また
80％未満としたのはＢ−１型固溶体が本質的に
脆く、欠損しやすくなるためである。 (2) Co量 基体表面近傍のCo量を超硬合金内部でのCo
含有量の20％以下としたのは、20％を越すと皮
膜との接着強度が劣化し、かつ皮膜の耐摩耗性
が減ずるためである。 (3) Ｂ−１型固溶体の厚さ Ｂ−１型固溶体を富化した層の厚みを、少な
くとも1μmとしたのは、それ以下では、脆化反
応相（イータ相）により、切削時の剥離等が生
じるためである。 次に本発明被覆超硬合金を実施例によつて具
体的にその特性を説明する。 実施例 １ 72WC−10TiC−10TaC−8Coなる粉末を配合
し、前記混合粉末を乾燥後、プレスして圧粉体を
形成し、さらに前記圧粉体を10-2〜10-3mmHgの
真空中で１時間焼結した後、N2ガス5Torr導入
しそのまま冷却して本発明超硬合金の基体(A)を製
造した。また比較の目的で前記粉末と同一の工程
で製作しN2導入を行わず、真空中で冷却した基
体(B)を製造した。次にこの基体上にHfl4、N2ガ
スを用いて化学蒸着処理を行いHfN6μmの厚さ
に被覆した。 次に、表面近傍の各相の量及び厚さを測定する
ため、チツプを研摩しSEM／EDXにて分析及び
組織観察を行つた。その結果を表１に示す。
合金は耐摩耗性、耐溶着性、耐化学反応性に優れ
広く実用に供されている。 しかし基体と皮膜の接着強度はまだ十分とはい
えず仕上げ用に用いられないとか、カツター用に
は供せられないなど実用面からは制限も多い。こ
の接着強度は基体一皮膜物質の物理的、化学的な
接合ばかりでなく、切削時には熱膨張の相違も影
響を及ぼす。このため今日まで種々の界面強度改
善案が研究されている。例えば、基体は従来の超
硬合金とはやや組成の異なつたもの、すなわち
Co金属の含有量を低減して化学的な接着強度を
増加したり、あるいはNbC含有量を増加させて
基体と皮膜の熱膨張率を近づける等の方法が用い
られている。 〔問題点を解決する為の手段〕 本発明者らは上記従来技術の欠点を改良し、超
硬基体と皮膜の接着強度を改善し、熱衝撃性、機
械的靭性に優れる被覆超硬合金を得べく研究を重
ねた結果、皮膜物質と類似の相を基体表面に富化
する事によつて接着強度を向上させる事を見出し
た。すなわち、本発明の特徴は超硬合金基体の表
面にCo金属がほとんど存在せず、かつＢ−１型
固溶体炭窒化物相が富化された基体を用い、その
表面にHfNを被覆する点にある。Ｂ−１型固溶
体は周期律表の４ａ，５ａ及び６ａ族の金属の炭
化物及び窒化物の一種または２種以上からなる
NaCl型結晶構造化合物である。 このような基体を得る方法はすでに、特開昭55
−154561号広報で公知の如く、焼結雰囲気中の
N2分圧を調整することによつて可能である。す
なわち該超硬合金基体のＢ−１型固溶体の平衡
N2分圧よりも焼結雰囲気のN2分圧を大きくする
ことによつてＢ−１型固溶体と結合相の濡れ性の
関係から表面上にはほとんどCo金属は存在しな
くなり、かつＢ−１型固溶体がほぼ完全に表面を
覆つてしまう。 本発明の特徴は、Ｂ−１型固溶体が表面に富化
された基体にHfNを被覆することにあり、Al2O3
またはZrO2を直接被覆することを特徴とする特
開昭55−154561号広報記載の発明とは明かに相違
するものである。 以上の効果によつて、従来のHfN被覆超硬合
金と比較して本発明が優れる理由は、 基体表面に富化されたＢ−１型固溶体はＮが
気相より拡散して炭窒化となつており皮膜
HfNとの接着強度が著しく向上すること。 Ｂ−１型固溶体とHfN被膜の熱膨張率の差
は基体とHfN被膜の熱膨張率よりも小さいた
め切削中の被膜剥離が少ないこと。 基体−皮膜界面にCo金属がほとんど存在し
ないために界面強度が上昇すると共に、基体か
ら皮膜へのCoの拡散がないために皮膜の耐摩
耗性が著しく向上すること。 またHfNを被覆した場合、HfNがＢ−１型固
溶体の構成要素であるTi化合物と同様な結晶構
造をしているため、特に表面に富化しているＢ−
１型固溶体とは良く密着し、脆化反応を生じな
い。さらに、直接酸化物を被覆する場合とを比較
するとＢ−１型固溶体中のTi、Ｗと酸化物が化
学反応をおこし非常に脆いTi、Ｗの酸化物が界
面に生じることが確かめられ界面強度が低下す
る。この点が先に引用した特開昭55−154561号広
報記載の発明からは容易に推考出来ない技術的事
項である。 次に、この発明の被覆超硬合金において前述の
数値限定した理由について述べる。 (1) Ｂ−１型固溶体 Ｂ−１型固溶体の量が40％未満では化学的被
覆処理を行うと脆化相（イータ相）が発生しや
すくなり、かつ基体と皮膜の熱膨張差が十分い
縮まらず切削時の剥離強度が向上しない。また
80％未満としたのはＢ−１型固溶体が本質的に
脆く、欠損しやすくなるためである。 (2) Co量 基体表面近傍のCo量を超硬合金内部でのCo
含有量の20％以下としたのは、20％を越すと皮
膜との接着強度が劣化し、かつ皮膜の耐摩耗性
が減ずるためである。 (3) Ｂ−１型固溶体の厚さ Ｂ−１型固溶体を富化した層の厚みを、少な
くとも1μmとしたのは、それ以下では、脆化反
応相（イータ相）により、切削時の剥離等が生
じるためである。 次に本発明被覆超硬合金を実施例によつて具
体的にその特性を説明する。 実施例 １ 72WC−10TiC−10TaC−8Coなる粉末を配合
し、前記混合粉末を乾燥後、プレスして圧粉体を
形成し、さらに前記圧粉体を10-2〜10-3mmHgの
真空中で１時間焼結した後、N2ガス5Torr導入
しそのまま冷却して本発明超硬合金の基体(A)を製
造した。また比較の目的で前記粉末と同一の工程
で製作しN2導入を行わず、真空中で冷却した基
体(B)を製造した。次にこの基体上にHfl4、N2ガ
スを用いて化学蒸着処理を行いHfN6μmの厚さ
に被覆した。 次に、表面近傍の各相の量及び厚さを測定する
ため、チツプを研摩しSEM／EDXにて分析及び
組織観察を行つた。その結果を表１に示す。
【表】
これら２種を以下の切削条件、すなわち
被削材 SCM3
切削速度 250m／min
送り 0.4mm／rev
切り込み 1.5mm
水溶性切削油使用
で切削試験を行つた。
比較品のＢチツプは被覆膜が剥離し、15分間し
か切削出来なかつたのに対し、本発明のチツプＡ
は30分間の切削でも剥離は発生せず良好な摩耗形
態を示した。 実施例 ２ 79WC−3TiC−3TiN−4TaC−2NbC−9Coな
る粉末を配合し、前記混合粉末を乾燥後、プレス
して圧粉体を形成し、さらに前記圧粉体を10-2〜
10-3mmHgの真空中で１時間焼結した後、N2ガス
100Torr導入しそのまま冷却して本発明超硬合金
の基体(C)を製造した。また比較の目的で前記粉末
と同一の工程で製作したN2導入を行わず、真空
中で冷却した基体(D)を製造した。次にこの基体上
にHfl4、N2ガスを用いて化学蒸着処理を行い
HfN6μmの厚さに被覆した。 次に、表面近傍の各相の量及び厚さを測定する
ため、チツプを研摩しSEM／EDXにて分析及び
組織観察を行つた。その結果を表２に示す。
か切削出来なかつたのに対し、本発明のチツプＡ
は30分間の切削でも剥離は発生せず良好な摩耗形
態を示した。 実施例 ２ 79WC−3TiC−3TiN−4TaC−2NbC−9Coな
る粉末を配合し、前記混合粉末を乾燥後、プレス
して圧粉体を形成し、さらに前記圧粉体を10-2〜
10-3mmHgの真空中で１時間焼結した後、N2ガス
100Torr導入しそのまま冷却して本発明超硬合金
の基体(C)を製造した。また比較の目的で前記粉末
と同一の工程で製作したN2導入を行わず、真空
中で冷却した基体(D)を製造した。次にこの基体上
にHfl4、N2ガスを用いて化学蒸着処理を行い
HfN6μmの厚さに被覆した。 次に、表面近傍の各相の量及び厚さを測定する
ため、チツプを研摩しSEM／EDXにて分析及び
組織観察を行つた。その結果を表２に示す。
上述のように、本発明被覆超硬合金は、表面の
Co量を減少させ、かつ表面にＢ−１型固溶体を
富化した超硬合金基体上に、HfNを被覆するこ
とによつて、基体と皮膜の界面強度を向上させ熱
衝撃、機械的衝撃に富む被覆超硬合金を得ること
が出来る。
Co量を減少させ、かつ表面にＢ−１型固溶体を
富化した超硬合金基体上に、HfNを被覆するこ
とによつて、基体と皮膜の界面強度を向上させ熱
衝撃、機械的衝撃に富む被覆超硬合金を得ること
が出来る。
Claims (1)
- １ WCとＢ−１型固溶体とを硬質相とし、これ
を鉄族金属で結合した超硬合金にHfNを被覆し
た超硬合金において、被覆膜と接する超硬合金の
表面から少なくとも1μmの深さの部分における
Co量が超硬合金の十分内部におけるCo量の20％
以下であり、かつＢ−１型固溶体が40容量％以上
80容量％未満含まれることを特徴とする被覆超硬
合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17333081A JPS5873763A (ja) | 1981-10-29 | 1981-10-29 | 被覆超硬合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17333081A JPS5873763A (ja) | 1981-10-29 | 1981-10-29 | 被覆超硬合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5873763A JPS5873763A (ja) | 1983-05-04 |
| JPH0450385B2 true JPH0450385B2 (ja) | 1992-08-14 |
Family
ID=15958425
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17333081A Granted JPS5873763A (ja) | 1981-10-29 | 1981-10-29 | 被覆超硬合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5873763A (ja) |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS55154562A (en) * | 1979-05-18 | 1980-12-02 | Sumitomo Electric Ind Ltd | Sintered hard alloy part for base material of surface-covered tool material and their manufacture |
-
1981
- 1981-10-29 JP JP17333081A patent/JPS5873763A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5873763A (ja) | 1983-05-04 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US4497874A (en) | Coated carbide cutting tool insert | |
| JP2823592B2 (ja) | 被覆工程で脱炭可能な基体の被覆体 | |
| JPS634070A (ja) | 切削工具 | |
| JPS6117909B2 (ja) | ||
| JPH0244790B2 (ja) | ||
| JPS6119367B2 (ja) | ||
| EP0083842A1 (en) | Surface-coated hard metal body and method of producing the same | |
| JPH0450385B2 (ja) | ||
| JPH0124225B2 (ja) | ||
| JP3099834B2 (ja) | すぐれた靭性を有する表面被覆炭窒化チタン基サーメット製切削工具 | |
| JPS6354495B2 (ja) | ||
| JPH0126802B2 (ja) | ||
| JPH0122344B2 (ja) | ||
| JPS586969A (ja) | 切削工具用表面被覆超硬合金部材 | |
| JP2539922B2 (ja) | ダイヤモンド被覆超硬合金 | |
| JPH058153B2 (ja) | ||
| US5073411A (en) | Process for forming a surface oxidized binding layer on hard substrates | |
| JPH0219188B2 (ja) | ||
| JPH05171442A (ja) | 被覆超硬合金およびその製造方法 | |
| JPH0547633B2 (ja) | ||
| JPS5853065B2 (ja) | ニソウヒフクコウシツブツタイ | |
| JPS6111724B2 (ja) | ||
| JPH0684541B2 (ja) | 表面被覆炭窒化チタン基サーメット製切削工具 | |
| JPH0156135B2 (ja) | ||
| JPH10280148A (ja) | 被覆硬質部材 |