JPS596304A - 表面被覆超硬合金製切削工具の製造法 - Google Patents
表面被覆超硬合金製切削工具の製造法Info
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- JPS596304A JPS596304A JP57112521A JP11252182A JPS596304A JP S596304 A JPS596304 A JP S596304A JP 57112521 A JP57112521 A JP 57112521A JP 11252182 A JP11252182 A JP 11252182A JP S596304 A JPS596304 A JP S596304A
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- 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
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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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、硬質層形成時に基体表面部に、靭性劣化の
原因となる脱炭層の形成がない表面被覆超硬合金製切削
工具の製造法に関するものである。
原因となる脱炭層の形成がない表面被覆超硬合金製切削
工具の製造法に関するものである。
一般に、炭化タングステン（以下ＷＣで示す）を主成分
とし、元素周期律表の４ａ、５ａ、および６ａ族金属の
炭化物および窒化物のうちの１種または２種以上と、鉄
族金属のうちの１種または２種以上とを含有する超硬合
金基体の表面に、同じ（４ａ、５ａ、および６ａ族金属
の炭化物、窒化物、および酸化物、さらに酸化アルミニ
ウムのうちの１種または２種以上からなる単層または複
層で構成された耐摩耗性のすぐれた硬質層を２〜２０μ
ｍの層厚で被覆してなる表面被覆超硬合金が切削工具と
して用いられていることはよく知られるところである。
とし、元素周期律表の４ａ、５ａ、および６ａ族金属の
炭化物および窒化物のうちの１種または２種以上と、鉄
族金属のうちの１種または２種以上とを含有する超硬合
金基体の表面に、同じ（４ａ、５ａ、および６ａ族金属
の炭化物、窒化物、および酸化物、さらに酸化アルミニ
ウムのうちの１種または２種以上からなる単層または複
層で構成された耐摩耗性のすぐれた硬質層を２〜２０μ
ｍの層厚で被覆してなる表面被覆超硬合金が切削工具と
して用いられていることはよく知られるところである。
しかし、上記従来表面被覆超硬合金製切削工具において
は、特に上記硬質層を化学蒸着法により形成するに際し
て、超硬合金基体の表面部に脱炭層が形成されやすく、
このように脱炭層が形成されると、上記硬質層が超硬合
金基体に比して著しく脆い性質をもっことと相まって、
前記基体表面部の靭性が劣化するようになり・、この結
果実用時に刃先に欠損が生じゃすくなって、工具寿命が
低下するようになることがしばしば起るものであった。
は、特に上記硬質層を化学蒸着法により形成するに際し
て、超硬合金基体の表面部に脱炭層が形成されやすく、
このように脱炭層が形成されると、上記硬質層が超硬合
金基体に比して著しく脆い性質をもっことと相まって、
前記基体表面部の靭性が劣化するようになり・、この結
果実用時に刃先に欠損が生じゃすくなって、工具寿命が
低下するようになることがしばしば起るものであった。
このようなことから、表面被覆超硬合金製切削工具にお
ける基体表面部に、硬質層形成時に脱炭層が形成される
のを防止するための研究が種々試みられ、なかでもＷＣ
粉末を主成分とし、少なく。
ける基体表面部に、硬質層形成時に脱炭層が形成される
のを防止するための研究が種々試みられ、なかでもＷＣ
粉末を主成分とし、少なく。
とも元素周期律表の４ａ、５ａ、および６ａ族金属の窒
化物および炭窒化物粉末のうちの１種または２種以上と
鉄族金属粉末のうちの１種または２種以上とを含有する
混合粉末よシ圧粉体を成形し、との圧粉体を、圧カニ１
ｔＯｒｒ以下の真空中、１３００〜１５００℃の温度範
囲内の温度で焼結することによって、層厚：５〜２００
μｍの表面層がＷＣと鉄族金属からなシ、一方内部が、
ＷＣを主成分とし、少なくとも上記金属の炭窒化物と鉄
族金属を含有する超硬合金で構成された基体を製造し、
この基体の表面に通常の方法によって耐摩耗性のす゛く
゛れた硬質層を形成することからなる表面被覆超硬合金
製切削工具の製造法が提案されている。
化物および炭窒化物粉末のうちの１種または２種以上と
鉄族金属粉末のうちの１種または２種以上とを含有する
混合粉末よシ圧粉体を成形し、との圧粉体を、圧カニ１
ｔＯｒｒ以下の真空中、１３００〜１５００℃の温度範
囲内の温度で焼結することによって、層厚：５〜２００
μｍの表面層がＷＣと鉄族金属からなシ、一方内部が、
ＷＣを主成分とし、少なくとも上記金属の炭窒化物と鉄
族金属を含有する超硬合金で構成された基体を製造し、
この基体の表面に通常の方法によって耐摩耗性のす゛く
゛れた硬質層を形成することからなる表面被覆超硬合金
製切削工具の製造法が提案されている。
しかしながら、上記の方法においては、上記のように原
料粉末として窒化物粉末あるいは炭窒化物粉末を使用す
るが、これらの原料粉末は、それ自体の窒素含有量の相
互バラツキが大きく、かつ焼結時における脱窒量がきわ
めて不安定なものであるため、焼結時の超硬合金基体に
おける炭素量が変動しやすく、このことは硬質層形成時
に基体表面部に脱炭層が形成される原因ともなるもので
ある。
料粉末として窒化物粉末あるいは炭窒化物粉末を使用す
るが、これらの原料粉末は、それ自体の窒素含有量の相
互バラツキが大きく、かつ焼結時における脱窒量がきわ
めて不安定なものであるため、焼結時の超硬合金基体に
おける炭素量が変動しやすく、このことは硬質層形成時
に基体表面部に脱炭層が形成される原因ともなるもので
ある。
そこで、本発明者等は、上述のような観点から、超硬合
金基体の表面に耐摩耗性のすぐれた硬質層を形成するに
際して、前記基体表面部に脱炭層の形成がない、耐摩耗
性、耐塑性変形性、および靭性のすぐれた表面被覆超硬
合金製切削工具を製造すべく研究を行なった結果、ＷＣ
を主成分とする超硬合金基体を製造するに際して、原料
粉末として元素周期律表の４ａ、５ａ、および６ａ族金
属の炭化物粉末、並びにこれらの２種以上の固溶体粉末
のうちの１種または２種以上を配合し、この配合粉末よ
り成形した圧粉体に対して、窒素を含有する雰囲気中、
１０００〜１３００℃の温度範囲内の温度で窒化処理を
施すと、前記炭化物粉末はきわめて微細な炭窒化物粉末
となると共に、微細な遊離炭素が析出するようになり、
ついでこの窒化処理圧粉体を、圧カニ ０．５ ｔｏｒ
ｒ以上の真空中、１３５０〜１５００℃の温度範囲内の
温度で焼結すると、内部よりビッカース硬さで５〜４０
チ低い硬さをもつと共に、ＷＣと遊離炭素と鉄族金属で
構成された層厚：５〜１００μｍの表面層を有し、一方
内部がＷＣと前記金属の微細な炭窒化物と鉄族金属で構
成された超硬合金基体が形成されるようになシ、この結
果の超硬合金基体においては、前記表面層の遊離炭素の
存在によって硬質層形成時に脱炭層がきわめて形成し難
く、しがも微細な前記炭窒化物によって靭性が確保され
るという知見を得たのである。
金基体の表面に耐摩耗性のすぐれた硬質層を形成するに
際して、前記基体表面部に脱炭層の形成がない、耐摩耗
性、耐塑性変形性、および靭性のすぐれた表面被覆超硬
合金製切削工具を製造すべく研究を行なった結果、ＷＣ
を主成分とする超硬合金基体を製造するに際して、原料
粉末として元素周期律表の４ａ、５ａ、および６ａ族金
属の炭化物粉末、並びにこれらの２種以上の固溶体粉末
のうちの１種または２種以上を配合し、この配合粉末よ
り成形した圧粉体に対して、窒素を含有する雰囲気中、
１０００〜１３００℃の温度範囲内の温度で窒化処理を
施すと、前記炭化物粉末はきわめて微細な炭窒化物粉末
となると共に、微細な遊離炭素が析出するようになり、
ついでこの窒化処理圧粉体を、圧カニ ０．５ ｔｏｒ
ｒ以上の真空中、１３５０〜１５００℃の温度範囲内の
温度で焼結すると、内部よりビッカース硬さで５〜４０
チ低い硬さをもつと共に、ＷＣと遊離炭素と鉄族金属で
構成された層厚：５〜１００μｍの表面層を有し、一方
内部がＷＣと前記金属の微細な炭窒化物と鉄族金属で構
成された超硬合金基体が形成されるようになシ、この結
果の超硬合金基体においては、前記表面層の遊離炭素の
存在によって硬質層形成時に脱炭層がきわめて形成し難
く、しがも微細な前記炭窒化物によって靭性が確保され
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っ
て、ＷＣ粉末を主成分とし、元素周期律表の４ａ、５ａ
、および６ａ族金属の炭化物粉末。
て、ＷＣ粉末を主成分とし、元素周期律表の４ａ、５ａ
、および６ａ族金属の炭化物粉末。
並びにこれらの２種以上の固溶体粉末のうちの１種また
は２種以上と、鉄族金属粉末とを含有する混合粉末よシ
圧粉体を成形し、この圧粉体を、窒素を含有する雰囲気
中、１０００〜１３００Ｃの温度範囲内の温度で窒化処
理して、主成分たるＷＣ粉末以外の前記金属の炭化物粉
末を微細な炭窒化物粉末とすると共に、微細な遊離炭素
を析出させ、ついでこの窒化処理した圧粉体を、圧カニ
０．５ ｔｏｒｒ以下の真空中、１３５０〜１５００℃
の温度範囲内の温度で焼結して、内部よシピッヵ一ス硬
さで５〜４０％低い硬さをもつと共に、ＷＣと遊離炭素
と鉄族金属で構成された層厚゛５〜１００μｍの表面層
を有し、一方向部がＷＣと遊離炭素と前記金属の微細な
炭窒化物と鉄族金属で構成された超硬合金基体を製造し
、引続゛いてこの超硬合金基体の表面に耐摩耗性のすぐ
れた公知の硬質層を、通常の２〜２０μｍの層厚で被覆
することによって、耐摩耗性、耐塑性変形性、および靭
性にすぐれ、基体表面部に脱炭層の形成が皆無である表
面被覆超硬合金製切削工具を製造する方法に特徴を有す
るものである。
は２種以上と、鉄族金属粉末とを含有する混合粉末よシ
圧粉体を成形し、この圧粉体を、窒素を含有する雰囲気
中、１０００〜１３００Ｃの温度範囲内の温度で窒化処
理して、主成分たるＷＣ粉末以外の前記金属の炭化物粉
末を微細な炭窒化物粉末とすると共に、微細な遊離炭素
を析出させ、ついでこの窒化処理した圧粉体を、圧カニ
０．５ ｔｏｒｒ以下の真空中、１３５０〜１５００℃
の温度範囲内の温度で焼結して、内部よシピッヵ一ス硬
さで５〜４０％低い硬さをもつと共に、ＷＣと遊離炭素
と鉄族金属で構成された層厚゛５〜１００μｍの表面層
を有し、一方向部がＷＣと遊離炭素と前記金属の微細な
炭窒化物と鉄族金属で構成された超硬合金基体を製造し
、引続゛いてこの超硬合金基体の表面に耐摩耗性のすぐ
れた公知の硬質層を、通常の２〜２０μｍの層厚で被覆
することによって、耐摩耗性、耐塑性変形性、および靭
性にすぐれ、基体表面部に脱炭層の形成が皆無である表
面被覆超硬合金製切削工具を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、窒化に′−理淵度お
よび焼結条件を上記の通りに限定した理由を説明する。
よび焼結条件を上記の通りに限定した理由を説明する。
（ａ） 窒化処理温度
その温度が１０００℃未満では、窒化が不十分であるた
め、炭窒化物粉末の微細化および遊離炭素の析出が不十
分となり、この結果超硬合金基体の靭性が向上しないば
かりでなく、超硬合金基体の表面に１例えば化学蒸着法
により硬質層を形成するに際しては、前記超硬合金基体
表面部に脱炭層が形成されやすくなり、一方１３００℃
を越えた温度にすると、圧粉体内に融液が発生し、その
表面が荒れるようになり、この表面荒れは切削工具の寸
法精度を劣化させる原因となることから、その温度を１
０００〜１３００℃と定めた。
め、炭窒化物粉末の微細化および遊離炭素の析出が不十
分となり、この結果超硬合金基体の靭性が向上しないば
かりでなく、超硬合金基体の表面に１例えば化学蒸着法
により硬質層を形成するに際しては、前記超硬合金基体
表面部に脱炭層が形成されやすくなり、一方１３００℃
を越えた温度にすると、圧粉体内に融液が発生し、その
表面が荒れるようになり、この表面荒れは切削工具の寸
法精度を劣化させる原因となることから、その温度を１
０００〜１３００℃と定めた。
（ｂ） 焼結条件
焼結条件のうち、焼結温度が１３５０℃未満では、十分
な焼結を行なうことが困難で、この結果所望の靭性を確
保することができず、一方１５００℃を越えた焼結温度
にすると、ＷＣおよび炭窒化物が粒成長を起して靭性が
低下するようになることから、焼結温度を１３５０〜１
５００℃と定めた。また、焼結雰囲気圧力は、基体表面
層の層厚および硬さに影響を及ぼし、その圧力が０５ｔ
ｏｒｒを越えると所望の層厚および硬さ、すなわち５μ
ｍ以上の層厚を有し、かつ硬さがビッカース硬さで５〜
４０％低い表面層を形成することができないことから、
その圧力を０．５ ｔｏｒｒ以下と定めた。
な焼結を行なうことが困難で、この結果所望の靭性を確
保することができず、一方１５００℃を越えた焼結温度
にすると、ＷＣおよび炭窒化物が粒成長を起して靭性が
低下するようになることから、焼結温度を１３５０〜１
５００℃と定めた。また、焼結雰囲気圧力は、基体表面
層の層厚および硬さに影響を及ぼし、その圧力が０５ｔ
ｏｒｒを越えると所望の層厚および硬さ、すなわち５μ
ｍ以上の層厚を有し、かつ硬さがビッカース硬さで５〜
４０％低い表面層を形成することができないことから、
その圧力を０．５ ｔｏｒｒ以下と定めた。
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。
実施例
原料粉末として、いずれも０５〜３．０μｍの範囲内の
平均粒径を有するＷＣ粉末、 ＴｉＣ粉末。
平均粒径を有するＷＣ粉末、 ＴｉＣ粉末。
Ｚ ｒ Ｃ粉末、ｖｃ粉末、 ＮｂＣ粉末、 ＴａＣ
粉末、 Ｃｒ３Ｃ２粉末、（）打、Ｎ１））Ｃ粉末、
（Ｔｉ、 Ｍｏ ）Ｃ粉末、 （Ｔｉ、Ｗ）Ｃ粉末＋
（’Ｉ’ｉ、 Ｔａ、 Ｗ ） Ｃ粉末、 Ｆｅ粉
末、 Ｎｉ粉末、 Ｃ。
粉末、 Ｃｒ３Ｃ２粉末、（）打、Ｎ１））Ｃ粉末、
（Ｔｉ、 Ｍｏ ）Ｃ粉末、 （Ｔｉ、Ｗ）Ｃ粉末＋
（’Ｉ’ｉ、 Ｔａ、 Ｗ ） Ｃ粉末、 Ｆｅ粉
末、 Ｎｉ粉末、 Ｃ。
粉末、を用意し、これら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、通常の方法で湿式粉砕混合し
、乾燥した後、１０ｋｇ／ｍａの圧力でＩＳＯ規格のＳ
ＮＭＧ４，３２の形状をもった圧粉体に成形し、ついで
これらの圧粉体に対して、それぞれ第２表に示される条
件で窒化処理した後、Ｎ２ガスを除去し、同じく第２表
に示される条件で真空焼結して超硬合金基体を製造し１
．この結果得られた超硬合金基体における表面層の硬さ
および層厚、並びに基体内部の硬さおよび炭窒化物の粒
径、さらに基体全体に分布する遊離炭素の分布状態（Ｊ
ＩＳ規格による）を測定並びに観察しくこれらの結果は
第２表に後述の比較超硬合金基体のそれと共に示した）
、引続いて前記超硬合金基体の表面に通常の化学蒸着法
を用いて、同じく第３表に示される構造の硬質層を形成
することによって本発明切削工具１〜２０を製造し、さ
らに比較の目的で、上記窒化処理を行なわない以外は、
同一の条件にて比較超硬合金基体を製造し、同じく同一
の条件にて硬質層を形成することによって比較切削工具
１〜２０をそれぞれ製造した。
される配合組成に配合し、通常の方法で湿式粉砕混合し
、乾燥した後、１０ｋｇ／ｍａの圧力でＩＳＯ規格のＳ
ＮＭＧ４，３２の形状をもった圧粉体に成形し、ついで
これらの圧粉体に対して、それぞれ第２表に示される条
件で窒化処理した後、Ｎ２ガスを除去し、同じく第２表
に示される条件で真空焼結して超硬合金基体を製造し１
．この結果得られた超硬合金基体における表面層の硬さ
および層厚、並びに基体内部の硬さおよび炭窒化物の粒
径、さらに基体全体に分布する遊離炭素の分布状態（Ｊ
ＩＳ規格による）を測定並びに観察しくこれらの結果は
第２表に後述の比較超硬合金基体のそれと共に示した）
、引続いて前記超硬合金基体の表面に通常の化学蒸着法
を用いて、同じく第３表に示される構造の硬質層を形成
することによって本発明切削工具１〜２０を製造し、さ
らに比較の目的で、上記窒化処理を行なわない以外は、
同一の条件にて比較超硬合金基体を製造し、同じく同一
の条件にて硬質層を形成することによって比較切削工具
１〜２０をそれぞれ製造した。
ついで、この結果得られた本発明切削工具１〜２０およ
び比較切削工具１−２０について、以下に示す条件Ａ〜
Ｄ、すなわち、 （１）条件Ａ 被剛材：ＳＮＣＭ−８（硬さ：ＨＢ２３０．、切削速度
：１５ｏｍ７’ｍ＝、送り： ０．３６ Ｈ／ｒｅｖ、
、切込み：］、５ｍｍ、切削時間：１ｏｍ＝（連続切
削条件Ａという）。
び比較切削工具１−２０について、以下に示す条件Ａ〜
Ｄ、すなわち、 （１）条件Ａ 被剛材：ＳＮＣＭ−８（硬さ：ＨＢ２３０．、切削速度
：１５ｏｍ７’ｍ＝、送り： ０．３６ Ｈ／ｒｅｖ、
、切込み：］、５ｍｍ、切削時間：１ｏｍ＝（連続切
削条件Ａという）。
（２）条件Ｂ
被削材：ＦＣ３０’（硬さ：ＨＢ１４０）、切削速度：
２ｏｏｍ／ｍ＝、送り°０．２５ ｍｍ／ｒｅｖ、、切
込み： ］、、 ５ｍｍ、切削時間 １５ｍ１ｑ（連続
切削条件Ｂという）。
２ｏｏｍ／ｍ＝、送り°０．２５ ｍｍ／ｒｅｖ、、切
込み： ］、、 ５ｍｍ、切削時間 １５ｍ１ｑ（連続
切削条件Ｂという）。
（３）条件Ｃ
被削材：ＳＮＣＭ−８（硬さ：ＨＢ２８０）、切削速度
： １００ ｍ／ａｎ 、送’） ： ０．３ ｍｍ／
ｒｅｖ、 、切込み：３龍１切削時間：２＝（断続切削
条件Ｃという）。
： １００ ｍ／ａｎ 、送’） ： ０．３ ｍｍ／
ｒｅｖ、 、切込み：３龍１切削時間：２＝（断続切削
条件Ｃという）。
（４）条件り
被削材：ＳＮＣＭ−８（硬さ：ＨＢ２８０）、切削速度
：１４０ｍ／ｍｉｍ、送り： ０．２７５ Ｈｚ／ｒｅ
ｖ、、切込み：２ｍｍ＋ 切削時間：３ｍｍ（断続切削
条件りという）にていずれも試験片：１０本について行
ない、上記条件Ａの連続切削試験では切刃の逃げ面摩耗
深さとすくい面摩耗深さ、上記条件Ｂの連続切削試験で
は切刃の逃げ面摩耗深さをそれぞれ測定して、その平均
値を算出し、また上記条件Ｃ０■〕の断続切削試験では
試験切刃数１０個のうちの欠損切刃数を測定した。これ
らの結果を第３表に示した。
：１４０ｍ／ｍｉｍ、送り： ０．２７５ Ｈｚ／ｒｅ
ｖ、、切込み：２ｍｍ＋ 切削時間：３ｍｍ（断続切削
条件りという）にていずれも試験片：１０本について行
ない、上記条件Ａの連続切削試験では切刃の逃げ面摩耗
深さとすくい面摩耗深さ、上記条件Ｂの連続切削試験で
は切刃の逃げ面摩耗深さをそれぞれ測定して、その平均
値を算出し、また上記条件Ｃ０■〕の断続切削試験では
試験切刃数１０個のうちの欠損切刃数を測定した。これ
らの結果を第３表に示した。
また、第１図および第２図には本発明切削工具１（第１
図）および９（第２図）の表面からの硬さ分布曲線を示
した。
図）および９（第２図）の表面からの硬さ分布曲線を示
した。
以上の結果から明らかなように゛、本発明切削工具１〜
２０は、いずれも基体全体に亘って微細な遊離炭素が分
布し、かつ基体表面層は炭窒化物が存在しないＷＣ−遊
離炭素−鉄族金属の相からなり、一方基体内部は微細な
炭窒化物が存在し、ＷＣ−遊離炭素一炭窒化物一鉄族金
属の相からなる組織をもつものであるため、すぐれた耐
摩耗性。
２０は、いずれも基体全体に亘って微細な遊離炭素が分
布し、かつ基体表面層は炭窒化物が存在しないＷＣ−遊
離炭素−鉄族金属の相からなり、一方基体内部は微細な
炭窒化物が存在し、ＷＣ−遊離炭素一炭窒化物一鉄族金
属の相からなる組織をもつものであるため、すぐれた耐
摩耗性。
耐塑性変形性、および靭性を示すのに対して、比較切削
工具１〜２０は、いずれも窒化処理を行なわないために
遊離炭素が存在せず、かつ炭窒化物も比較的粗大なもの
となっており、しかも硬質層形成時に脱炭層の形成もあ
ることから、特に靭性の著しく劣ったものになっている
。
工具１〜２０は、いずれも窒化処理を行なわないために
遊離炭素が存在せず、かつ炭窒化物も比較的粗大なもの
となっており、しかも硬質層形成時に脱炭層の形成もあ
ることから、特に靭性の著しく劣ったものになっている
。
上述のように、この発明の方法によれば、基体全体に亘
って遊離炭素が存在し、また基体内部にはきわめて微細
な炭窒化物が存在した組織を有する超硬合金基体を製造
することができるので、前記超硬合金基体の表面に硬質
層を形成するに際しては、前記遊離炭素の存在によって
基体表面部に脱炭層の形成がなく、しかも前記基体内部
の微細な炭窒化物によってすぐれた靭性を確保すること
ができ、したがって、この結果の表面被覆超硬合金を切
削工具として使用した場合には長期に亘ってすぐれた性
能を発揮するのである。
って遊離炭素が存在し、また基体内部にはきわめて微細
な炭窒化物が存在した組織を有する超硬合金基体を製造
することができるので、前記超硬合金基体の表面に硬質
層を形成するに際しては、前記遊離炭素の存在によって
基体表面部に脱炭層の形成がなく、しかも前記基体内部
の微細な炭窒化物によってすぐれた靭性を確保すること
ができ、したがって、この結果の表面被覆超硬合金を切
削工具として使用した場合には長期に亘ってすぐれた性
能を発揮するのである。
第１図および第２図は本発明切削工具ｌおよび９の表面
からの硬さ分布を示した曲線図である。 出願人 三菱金属株式会社 代理人 富 １） 和 夫 第１ 図 ０ １０ ２０ ３０ ４０ ５０＄Ｉ
＃・５．？ｉ巨萬１ （１，Ｉｍ）１２図 ０ ２０ ４０ ６０ ８０ ＋００米面
力゛４；１？距Ｎ（ｐｍ）
からの硬さ分布を示した曲線図である。 出願人 三菱金属株式会社 代理人 富 １） 和 夫 第１ 図 ０ １０ ２０ ３０ ４０ ５０＄Ｉ
＃・５．？ｉ巨萬１ （１，Ｉｍ）１２図 ０ ２０ ４０ ６０ ８０ ＋００米面
力゛４；１？距Ｎ（ｐｍ）
Claims (1)
- 炭化タングステン粉末を主成分とし、元素周期律表の４
ａ、５ａ、、および６ａ族金属の炭化物粉末、並びにこ
れらの２種以上の固溶体粉末のうちの１種または２種以
上と、鉄族金属粉末とを含有する混合粉末より圧粉体を
成形した後、この圧粉体を、窒素を含有する雰囲気中、
１０００〜１３００℃の温度範囲内の温度で窒化処理し
て、主成分たる炭化タングステン粉末以外の前記金属の
炭化物粉末を微細な炭窒化物粉末とすると共に、微細な
遊離炭素を析出させ、引続いて前記窒化処理圧粉体を、
圧カニ ０．５ ｔｏｒｒ以下の真空中、１３５０〜１
５００℃の温度範囲内の温度で焼結して、内部よりビッ
カース硬さで５〜４０係低い硬さをもつと共に、炭化タ
ングステンと遊離炭素と鉄族金属で構成された層厚：５
〜１００μｍの表面層を有し、一方内部が炭化タングス
テンと遊離炭素と前記金属の炭窒化物と鉄族金属で構成
された超硬合金基体を製造し、ついで前記超硬合金基体
の表面に耐摩耗性のすぐれた硬質層を被覆することを特
徴とする表面被覆超硬合金製切削工具の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57112521A JPS596304A (ja) | 1982-07-01 | 1982-07-01 | 表面被覆超硬合金製切削工具の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57112521A JPS596304A (ja) | 1982-07-01 | 1982-07-01 | 表面被覆超硬合金製切削工具の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS596304A true JPS596304A (ja) | 1984-01-13 |
| JPS6223041B2 JPS6223041B2 (ja) | 1987-05-21 |
Family
ID=14588718
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP57112521A Granted JPS596304A (ja) | 1982-07-01 | 1982-07-01 | 表面被覆超硬合金製切削工具の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS596304A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP7533839B1 (ja) * | 2023-06-01 | 2024-08-14 | 住友電工ハードメタル株式会社 | 超硬合金および切削工具 |
-
1982
- 1982-07-01 JP JP57112521A patent/JPS596304A/ja active Granted
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP7533839B1 (ja) * | 2023-06-01 | 2024-08-14 | 住友電工ハードメタル株式会社 | 超硬合金および切削工具 |
| WO2024247221A1 (ja) * | 2023-06-01 | 2024-12-05 | 住友電工ハードメタル株式会社 | 超硬合金および切削工具 |
| US12312660B2 (en) | 2023-06-01 | 2025-05-27 | Sumitomo Electric Hardmetal Corp. | Cemented carbide and cutting tool |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6223041B2 (ja) | 1987-05-21 |
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