JPS60224781A - 切削工具用被覆超硬質焼結合金の製造法 - Google Patents
切削工具用被覆超硬質焼結合金の製造法Info
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- JPS60224781A JPS60224781A JP59079786A JP7978684A JPS60224781A JP S60224781 A JPS60224781 A JP S60224781A JP 59079786 A JP59079786 A JP 59079786A JP 7978684 A JP7978684 A JP 7978684A JP S60224781 A JPS60224781 A JP S60224781A
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- 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
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- 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
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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】
〔産業上の利用分野〕
この発明は、高硬度かつ高強度を有し、切削工具として
使用した場合、すぐれた耐摩耗性および耐塑性変形性を
有し、これらの特性が要求される高速切削にすぐれた切
削性能を発揮する被覆超硬質焼結合金の製造法に関する
ものである。
使用した場合、すぐれた耐摩耗性および耐塑性変形性を
有し、これらの特性が要求される高速切削にすぐれた切
削性能を発揮する被覆超硬質焼結合金の製造法に関する
ものである。
近年、切削加工の分野では加工能率向上のために高速切
削が検討されているが、切削速度を大きくすると、切削
工具の刃先温度が上昇し、刃先が摩耗するというよりは
むしろ高温に起因して塑性変形することによって切削工
具として寿命に至る場合や、使用できない場合が多い。
削が検討されているが、切削速度を大きくすると、切削
工具の刃先温度が上昇し、刃先が摩耗するというよりは
むしろ高温に起因して塑性変形することによって切削工
具として寿命に至る場合や、使用できない場合が多い。
例えば、現在切削工具として実用に供されているＷＣＣ
超超硬合金ＴｉＣ基サーメットはそれぞれ結合金属であ
るＣｏ、 Ｎｉの含有量が４〜２０重量％（日本工業規
格）と多いため、刃先温度が１０００℃を越えると刃先
が急激に軟化するようになるので、切削速度が２００ｍ
／分を越える条件の切削では使用できないのが現状であ
る。
超超硬合金ＴｉＣ基サーメットはそれぞれ結合金属であ
るＣｏ、 Ｎｉの含有量が４〜２０重量％（日本工業規
格）と多いため、刃先温度が１０００℃を越えると刃先
が急激に軟化するようになるので、切削速度が２００ｍ
／分を越える条件の切削では使用できないのが現状であ
る。
一方、上記ＷＣＣ超超硬合金耐摩耗性を改善する目的で
ＷＣＣ超超硬合金表面に、元素周期表の４ａ族の炭化物
、窒化物、炭窒化物、炭酸化物。
ＷＣＣ超超硬合金表面に、元素周期表の４ａ族の炭化物
、窒化物、炭窒化物、炭酸化物。
酸窒化物および炭酸窒化物、ならびにＡＱの酸化物およ
び酸窒化物のうちの１層又は２層以上からなる表面被覆
層を形成した切削用被覆超硬合金が実用化され、スロー
アウェイチップの主流となりつつあるが、この被覆超硬
合金にしても基体はＣｏを５〜１０重量％含有したＷＣ
Ｃ超超硬合金あるために、切削速度が２５０ｍ／分を越
えると、刃先が軟化してしまうという問題点があった。
び酸窒化物のうちの１層又は２層以上からなる表面被覆
層を形成した切削用被覆超硬合金が実用化され、スロー
アウェイチップの主流となりつつあるが、この被覆超硬
合金にしても基体はＣｏを５〜１０重量％含有したＷＣ
Ｃ超超硬合金あるために、切削速度が２５０ｍ／分を越
えると、刃先が軟化してしまうという問題点があった。
それで、切削速度が２！５０ｍ／分を越える切削では、
ＡＣ２０３基セラミックスが検討されたが５Ａ２２０３
基セラミツクスは抗折力が５０〜ｓ ｏ ｋｇ／ｗａｒ
と低強度のため利用範囲が鋳鉄切削の一部に限定されて
いた。
ＡＣ２０３基セラミックスが検討されたが５Ａ２２０３
基セラミツクスは抗折力が５０〜ｓ ｏ ｋｇ／ｗａｒ
と低強度のため利用範囲が鋳鉄切削の一部に限定されて
いた。
そこで、ＷＣＣ超超硬合金Ｃｏ量を減じて、合金の硬さ
を向上させ、ひいては切削時の耐摩耗性を向上させると
ともに５耐塑性変形性をも向上させようという試みがな
されてきたが、いずれの試みにおいてもＷＣＣ超超硬合
金中Ｃｏ量を減すると、合金の硬さと耐塑性変形性は向
上するが、抗折力が大巾に低下して上記セラミックスと
同等の強度の合金となってしまい、実用に供せないでい
た。
を向上させ、ひいては切削時の耐摩耗性を向上させると
ともに５耐塑性変形性をも向上させようという試みがな
されてきたが、いずれの試みにおいてもＷＣＣ超超硬合
金中Ｃｏ量を減すると、合金の硬さと耐塑性変形性は向
上するが、抗折力が大巾に低下して上記セラミックスと
同等の強度の合金となってしまい、実用に供せないでい
た。
したがって、この発明の目的は、上記セラミックスより
も高強度で、しかも一般のＷＣ基超硬合金並みの強度と
、より高い硬度と耐塑性変形性とを有し、２５０ｍ／分
を越える高速切削用の切削工具としても使用することが
できる材料を製造することである。
も高強度で、しかも一般のＷＣ基超硬合金並みの強度と
、より高い硬度と耐塑性変形性とを有し、２５０ｍ／分
を越える高速切削用の切削工具としても使用することが
できる材料を製造することである。
本発明者らは、先に、
組成式： （Ｍ、Ｗ）（Ｃ，Ｎ）を有する複合金属炭窒
化物固溶体粉末（ただし、Ｍ ＝Ｔｉ、 ＺｒおよびＨ
ｆのうちの１種又は２種以上）：２０〜９０重量％。
化物固溶体粉末（ただし、Ｍ ＝Ｔｉ、 ＺｒおよびＨ
ｆのうちの１種又は２種以上）：２０〜９０重量％。
炭化タングステン（以下、ＷＣで示す。）粉末゛ｌＯ〜
８０１０〜８ ０重量％゛０５〜３重量％ からなる配合組成を有する成形体を、窒素雰囲気中で焼
結することにより、小孔が少なく、硬さがロックウェル
Ａ硬さく以下、 ＨＲＡで表わす。）で９２５以上かつ
抗折力が１５０に、９／−以上という高硬度かつ高強度
の超硬質焼結合金が得られることを見い出したが、この
度、 前記超硬質焼結合金は塑性変形を起しにくい特°性をも
有し、このような合金を基体として、その表面１で元素
周期表の４ａ族の炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物
、酸窒化物および炭酸窒化物、ならびＫＡＰ、の酸化物
および酸窒化物のうちの１層又は２層以上からなる表面
被覆層を形成すると、被覆超硬質焼結合金全体の耐塑性
変形性が向上し、又、基体の塑ｆｌｌ変形による表面被
覆層の剥離が起こりにくいため、従来のＷＣＣ超超硬合
金表面に上記硬質物質を被覆した核覆ＷＣ基超硬合金と
比べて、表面被覆層による耐摩耗性向上の比率がきわめ
て高く、これらの結果として、切削速度が２５０ｍ／分
を越える高速で切削工具として使用した場合でもすぐれ
た切削性能を示すことを発見した３゜ 〔発明の構成に欠くことができない事項〕この発明は、
上記知見に基いてなされた切削工具用被覆超硬質焼結合
金の製造法であり、原料粉末として１組成式： （Ｍ、
Ｗ ）（Ｃ，Ｎ ）を有する複合金属炭窒化物固溶体
粉末（ただし、Ｍ ：Ｔｉ、 Ｚｒ、およびＨｆのうち
の１種捷たは２種以上）、炭化タングステン粉末、およ
びＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末を、重量％で、 複合金属炭窒化物固溶体粉末゛２０〜９０％。
８０１０〜８ ０重量％゛０５〜３重量％ からなる配合組成を有する成形体を、窒素雰囲気中で焼
結することにより、小孔が少なく、硬さがロックウェル
Ａ硬さく以下、 ＨＲＡで表わす。）で９２５以上かつ
抗折力が１５０に、９／−以上という高硬度かつ高強度
の超硬質焼結合金が得られることを見い出したが、この
度、 前記超硬質焼結合金は塑性変形を起しにくい特°性をも
有し、このような合金を基体として、その表面１で元素
周期表の４ａ族の炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物
、酸窒化物および炭酸窒化物、ならびＫＡＰ、の酸化物
および酸窒化物のうちの１層又は２層以上からなる表面
被覆層を形成すると、被覆超硬質焼結合金全体の耐塑性
変形性が向上し、又、基体の塑ｆｌｌ変形による表面被
覆層の剥離が起こりにくいため、従来のＷＣＣ超超硬合
金表面に上記硬質物質を被覆した核覆ＷＣ基超硬合金と
比べて、表面被覆層による耐摩耗性向上の比率がきわめ
て高く、これらの結果として、切削速度が２５０ｍ／分
を越える高速で切削工具として使用した場合でもすぐれ
た切削性能を示すことを発見した３゜ 〔発明の構成に欠くことができない事項〕この発明は、
上記知見に基いてなされた切削工具用被覆超硬質焼結合
金の製造法であり、原料粉末として１組成式： （Ｍ、
Ｗ ）（Ｃ，Ｎ ）を有する複合金属炭窒化物固溶体
粉末（ただし、Ｍ ：Ｔｉ、 Ｚｒ、およびＨｆのうち
の１種捷たは２種以上）、炭化タングステン粉末、およ
びＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末を、重量％で、 複合金属炭窒化物固溶体粉末゛２０〜９０％。
炭化タングステン粉末：１０〜８０％。
Ｃｏ粉末 ０５〜３チ
からなる配合組成に配合し、通常の条件で混合し、圧粉
体に成形した後、窒素雰囲気中で焼結し、高硬度および
高強度を有する切削工具用の超硬質焼結合金基体を製造
し、 次に、前記超硬質焼結合金基体の少なくとも切削面に、
元素周期表の４ａ族の炭化物、窒化物。
体に成形した後、窒素雰囲気中で焼結し、高硬度および
高強度を有する切削工具用の超硬質焼結合金基体を製造
し、 次に、前記超硬質焼結合金基体の少なくとも切削面に、
元素周期表の４ａ族の炭化物、窒化物。
炭窒化物、炭酸化物、酸窒化物および炭酸窒化物、並び
にＡｌの酸化物および酸窒化物のうちの１層又は２層以
上からなる表面被覆層を形成することを特徴とするもの
である。
にＡｌの酸化物および酸窒化物のうちの１層又は２層以
上からなる表面被覆層を形成することを特徴とするもの
である。
以下、この発明の構成を詳細に説明する。
ＣＩ）基体の製造について
（１）原料粉末の粒度
複合金属炭窒化物固溶体粉末、ＷＣ粉末ともに得られる
合金の抗折力を向上させるためＫは、粉末の粒度が細か
い方が望ましい。例えば、複合金属炭窒化物固溶体粉末
あ平均粒径は、０５〜５０μｍの範囲内、ＷＣ粉末の平
均粒径は０５〜５．０μｍの範囲内が好ましい。そして
、Ｃｏ粉末はＯ５〜３．０μｍの範囲内の平均粒径であ
ることが望ましい。
合金の抗折力を向上させるためＫは、粉末の粒度が細か
い方が望ましい。例えば、複合金属炭窒化物固溶体粉末
あ平均粒径は、０５〜５０μｍの範囲内、ＷＣ粉末の平
均粒径は０５〜５．０μｍの範囲内が好ましい。そして
、Ｃｏ粉末はＯ５〜３．０μｍの範囲内の平均粒径であ
ることが望ましい。
（１１）配合組成
（ａ） （Ｍ 、 Ｗ ） （Ｃ、Ｎ ）この成分は、
この発明により製造される合金の第１の硬質分散相形成
成分であって、窒化されることにより組成が変化し、合
金の焼結性を向上させ、緻密な焼結体とし、合金の抗折
力を向上させる。又、固溶体が金属分としてＴｘ、Ｚｒ
およびＨｆの１種またけ２種以上を必須成分とするので
、それ自体高硬度であるため、合金の硬さを向上させる
作用を有する。その含有量が２０重量−未満では前記の
所望の効果が得られず、一方、９０重量％を越えると、
合金の抗折力が低下するようＫなることから、その含有
量を２０〜９０重量％と定めた。
この発明により製造される合金の第１の硬質分散相形成
成分であって、窒化されることにより組成が変化し、合
金の焼結性を向上させ、緻密な焼結体とし、合金の抗折
力を向上させる。又、固溶体が金属分としてＴｘ、Ｚｒ
およびＨｆの１種またけ２種以上を必須成分とするので
、それ自体高硬度であるため、合金の硬さを向上させる
作用を有する。その含有量が２０重量−未満では前記の
所望の効果が得られず、一方、９０重量％を越えると、
合金の抗折力が低下するようＫなることから、その含有
量を２０〜９０重量％と定めた。
（ｂ） ｗ ｃ
ｗｃｒｉこの発明により得られる合金の第２の硬質分散
相形成成分であって、前記（Ｍ、 Ｗ）（Ｃ，Ｎ）がス
ケルトンを作ることを阻害し、硬質相形成成分の分散を
良くし、合金の抗折力を向上させる作用を有するが、そ
の含有量が１０重量−未満では前記の所望の効果が得ら
れず、一方、８０重量％を越えると、切削時の耐摩耗性
が低下するようになることから、その含有量を１０〜８
０重量％と定めた。
相形成成分であって、前記（Ｍ、 Ｗ）（Ｃ，Ｎ）がス
ケルトンを作ることを阻害し、硬質相形成成分の分散を
良くし、合金の抗折力を向上させる作用を有するが、そ
の含有量が１０重量−未満では前記の所望の効果が得ら
れず、一方、８０重量％を越えると、切削時の耐摩耗性
が低下するようになることから、その含有量を１０〜８
０重量％と定めた。
（ｃ）Ｃ。
ＣＯは、この発明においては、従来のＷＣＣ超超硬合金
中のＣＯのように結合金属という役割よりは、むしろ触
媒的な役割を果し、合金の主成分である前記（Ｍ、 Ｗ
）（Ｃ，Ｎ ）の窒化による固溶体組成の変化を起こし
やすくして、合金の焼結性を著しく向上させ、合金の抗
折力を大巾に改善する効果を有するので、従来のＷＣＣ
超超硬合金含有されているＣｏ量よりも少ない含有量で
効果を発揮するのである。
中のＣＯのように結合金属という役割よりは、むしろ触
媒的な役割を果し、合金の主成分である前記（Ｍ、 Ｗ
）（Ｃ，Ｎ ）の窒化による固溶体組成の変化を起こし
やすくして、合金の焼結性を著しく向上させ、合金の抗
折力を大巾に改善する効果を有するので、従来のＷＣＣ
超超硬合金含有されているＣｏ量よりも少ない含有量で
効果を発揮するのである。
その含有量が０５重量％未満では上記の効果が十分でな
く、一方、３重量％を越えると硬さが低下し、切削時の
耐摩耗性も低下して、従来のＷＣＣ超超硬合金耐摩耗性
における差がなくなるので、その含有量を０５〜３重量
％と定めた。
く、一方、３重量％を越えると硬さが低下し、切削時の
耐摩耗性も低下して、従来のＷＣＣ超超硬合金耐摩耗性
における差がなくなるので、その含有量を０５〜３重量
％と定めた。
この発明においては、上記３成分の他に、ＷＣの粒成長
抑制剤としてＷＣＣ超超硬合金添加されているＴａＣ，
ＮｂＣ、Ｖ Ｃ、、Ｃｒ３Ｃ２等を２重ｉ％まで配合し
てもよい。
抑制剤としてＷＣＣ超超硬合金添加されているＴａＣ，
ＮｂＣ、Ｖ Ｃ、、Ｃｒ３Ｃ２等を２重ｉ％まで配合し
てもよい。
０１１）混合
混合は通常の条件、例えば、ボールミルで７２時時間式
（例えはアルコール中）粉砕混合することによって行わ
れる。
（例えはアルコール中）粉砕混合することによって行わ
れる。
０ψ成形
粉末混合物を乾燥した後、１０〜３０ｋｇ／−の圧力で
プレス成形して圧粉体とする。
プレス成形して圧粉体とする。
（■）焼結
焼結は、複合金属炭窒化物固溶体を窒化させ、その組成
を変化させ、合金の焼結性を改善するために、窒素雰囲
気中で行なうことが必要である。
を変化させ、合金の焼結性を改善するために、窒素雰囲
気中で行なうことが必要である。
窒素圧は０．０１気圧以上が好捷しい。０．０１気圧未
満では複合金属炭窒化物固溶体の窒化が十分に進まない
からである。
満では複合金属炭窒化物固溶体の窒化が十分に進まない
からである。
そして、焼結温度は１４００〜１８００℃が好ましい。
１４００℃未満では、未焼結で、焼結体中に大東が多数
残存して、合金の抗折力が低下してしまうからであり、
逆に、１８００℃を超えると、合金中の（Ｍ、 Ｗ）（
Ｃ，Ｎ ）とＷＣが粒成長を起こし、抗折力が低下して
しまうからである。
残存して、合金の抗折力が低下してしまうからであり、
逆に、１８００℃を超えると、合金中の（Ｍ、 Ｗ）（
Ｃ，Ｎ ）とＷＣが粒成長を起こし、抗折力が低下して
しまうからである。
■表面被覆層の形成について
（ｉ）層構成
表面被覆層は、元素周期表の４ａ族の炭化物。
窒化物、炭窒化物、炭酸化物、酸窒化物および炭酸窒化
物、並びにＡｌ！の酸化物および酸窒化物のうちの１層
又は２層以上から構成される。
物、並びにＡｌ！の酸化物および酸窒化物のうちの１層
又は２層以上から構成される。
元素周期表の４ａ族とは、Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆからな
る群のことである。したかつて、元素周期表の４ａ族の
炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物。
る群のことである。したかつて、元素周期表の４ａ族の
炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物。
酸窒化物および炭酸窒化物、並びにＡＭの酸化物および
酸窒化物のうちの１層又は２層以上とは、Ｔｉの炭化物
、窒化物、炭窒化物、炭酸化物、酸窒化物および炭酸窒
化物、Ｚｒの炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物、酸
窒化物および炭酸窒化物、Ｈｆの炭化物、窒化物、炭窒
化物、炭酸化物、酸窒化物および炭酸窒化物並びにＭの
酸化物および酸窒化物のうちから選ばれた１層、あるい
はその上に順次前記の１層以上を重ねたものを指す。
酸窒化物のうちの１層又は２層以上とは、Ｔｉの炭化物
、窒化物、炭窒化物、炭酸化物、酸窒化物および炭酸窒
化物、Ｚｒの炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物、酸
窒化物および炭酸窒化物、Ｈｆの炭化物、窒化物、炭窒
化物、炭酸化物、酸窒化物および炭酸窒化物並びにＭの
酸化物および酸窒化物のうちから選ばれた１層、あるい
はその上に順次前記の１層以上を重ねたものを指す。
（１１）平均層厚
１層又は２層以上からなる表面被覆層全体の平均層厚は
０５〜２０μｍとするのが望ましい。
０５〜２０μｍとするのが望ましい。
平均層厚が０５μｍ未満では所望の耐摩耗性を確保する
ことができず、一方２０μｍを越えた平均層厚にすると
、被覆超硬質焼結合金の靭性劣化が著しくなるからであ
る。
ことができず、一方２０μｍを越えた平均層厚にすると
、被覆超硬質焼結合金の靭性劣化が著しくなるからであ
る。
（１１０層形成法
通常の化学蒸着法や物理蒸着法によって形成される。
次に、この発明の構成及び効果を実施例と比較例により
詳細に説明する。
詳細に説明する。
実施例及び比較例
各原料粉末を第１表に示される配合組成に配合し、メー
ルミルにて７２時時間式粉砕混合し、乾燥した後、１５
ｋｇ／−の圧力にてプレス成形して圧粉体とし、ついで
この圧粉体を第１表に示される焼結条件にて焼結して、
本発明超硬質焼結合金基体１〜２２と比較超硬質焼結合
金基体１〜６を製造した。前記基体のＨＲＡ及び抗折力
も合わせて第１表に示す。なお、比較超硬質焼結合金基
体１〜５は配合組成がこの発明の配合組成範囲から外れ
たものであり（この発明の配合組成範囲から外れた成分
の配合率には※をつけて示す。）、比較超硬質焼結合金
基体５は更に窒素雰囲気中ではなく真空中で焼結する点
でも、この発明から外れたものである（※で示す）。又
５比較超硬質焼結合金基体６は窒素雰囲気中でなく真空
中で焼結する点でのみこの発明から外れている（※で示
す）。
ルミルにて７２時時間式粉砕混合し、乾燥した後、１５
ｋｇ／−の圧力にてプレス成形して圧粉体とし、ついで
この圧粉体を第１表に示される焼結条件にて焼結して、
本発明超硬質焼結合金基体１〜２２と比較超硬質焼結合
金基体１〜６を製造した。前記基体のＨＲＡ及び抗折力
も合わせて第１表に示す。なお、比較超硬質焼結合金基
体１〜５は配合組成がこの発明の配合組成範囲から外れ
たものであり（この発明の配合組成範囲から外れた成分
の配合率には※をつけて示す。）、比較超硬質焼結合金
基体５は更に窒素雰囲気中ではなく真空中で焼結する点
でも、この発明から外れたものである（※で示す）。又
５比較超硬質焼結合金基体６は窒素雰囲気中でなく真空
中で焼結する点でのみこの発明から外れている（※で示
す）。
ついで、これらの基体からＣＩ Ｓ −５ＮＰ４３２の
形状の切削チップを製作した。
形状の切削チップを製作した。
これらのチップの全表面に、通常の化学蒸着法（耐熱合
金製反応容器内で、ＴｉＣを被覆する場合は、ＴｌＣ１
ｃ 、 ＣＨ４、Ｈ２がスを流して１０００℃で反応さ
せ、ＴｉＮを被覆する場合は、ＴｌＣ４４ｒ Ｎ２ ＋
）（２がスを１０００℃で反応させ、Ｔ１の炭酸化物を
被覆する場合は、ＴｉＣｔ４ 、 Ｃ０２、Ｈ２ガスを
１０００℃で反応させ、Ａｇ２Ｏ３を被覆する場合はＡ
ｌｃｔ３゜ＣＯ２１Ｈ２がスを９５０℃で反応させる。
金製反応容器内で、ＴｉＣを被覆する場合は、ＴｌＣ１
ｃ 、 ＣＨ４、Ｈ２がスを流して１０００℃で反応さ
せ、ＴｉＮを被覆する場合は、ＴｌＣ４４ｒ Ｎ２ ＋
）（２がスを１０００℃で反応させ、Ｔ１の炭酸化物を
被覆する場合は、ＴｉＣｔ４ 、 Ｃ０２、Ｈ２ガスを
１０００℃で反応させ、Ａｇ２Ｏ３を被覆する場合はＡ
ｌｃｔ３゜ＣＯ２１Ｈ２がスを９５０℃で反応させる。
また、複合化合物を被覆する場合は、各種ガスを適宜混
合して反応させて被覆層を形成する。）を用いて、第２
表に示される層構成（層を構成する化合物を表わす式は
化学量論的に記載しである）および各層の平均層厚をも
った１〜３層からなる表面被覆層を形成することによっ
て、本発明被覆超硬質焼結合金チップト２９および比較
被覆超硬質焼結合金チップト６を製造した。
合して反応させて被覆層を形成する。）を用いて、第２
表に示される層構成（層を構成する化合物を表わす式は
化学量論的に記載しである）および各層の平均層厚をも
った１〜３層からなる表面被覆層を形成することによっ
て、本発明被覆超硬質焼結合金チップト２９および比較
被覆超硬質焼結合金チップト６を製造した。
次いで、これらの切削チップを下記の条件での鋼の高速
連続切削試験 被削材°ＳＮＣＭ８（プリネル硬さ ２４０）の丸棒 切削条件 切削速度：３ｏｏｍ１分 送り°０３１１１１１１／回転 切込み：ＩＵ 切削時間、１０分 ならびに、下記の条件での鋳鉄の高速断続切削試験 被削材： ＦＣ２５（ブリネル硬さ°１４０）の溝付き
丸棒 切削条件 切削速度 ２７０ｒｎＺ分 送り ０３朋／回転 切込み：２朋 切削時間、１０分 を行ない、鋼の高速連続切削試験では切刃のにげ面摩耗
幅とすくい面摩耗深さを、又、鋳鉄の高速断続切削試験
ではフランク摩耗幅とクレータ−摩耗深さを測定し、こ
れらの結果を第２表に合わせて示した。
連続切削試験 被削材°ＳＮＣＭ８（プリネル硬さ ２４０）の丸棒 切削条件 切削速度：３ｏｏｍ１分 送り°０３１１１１１１／回転 切込み：ＩＵ 切削時間、１０分 ならびに、下記の条件での鋳鉄の高速断続切削試験 被削材： ＦＣ２５（ブリネル硬さ°１４０）の溝付き
丸棒 切削条件 切削速度 ２７０ｒｎＺ分 送り ０３朋／回転 切込み：２朋 切削時間、１０分 を行ない、鋼の高速連続切削試験では切刃のにげ面摩耗
幅とすくい面摩耗深さを、又、鋳鉄の高速断続切削試験
ではフランク摩耗幅とクレータ−摩耗深さを測定し、こ
れらの結果を第２表に合わせて示した。
また、比較の目的で、表面被覆層を有していない本発明
超硬質焼結合金基体４，５，６．８及び９から作った比
較超硬質焼結合金チップト５とＰＩＯ相当のＷＣＣ超超
硬合金チップ従来合金チップ１；組成は７３％ＷＣ−１
５％ＴｉＣ−５％ＴａＣ−７％Ｃｏ）、ＫＯ５相当のＷ
Ｃ基超硬合金チップ（従来合金チップ２；組成は９２％
ＷＣ，２％ＴｉＣ−１４ＴａＣ−５％Ｃｏ）、被覆ＷＣ
Ｃ超超硬合金チップ従来合金チップ３と４）及びＡｅ２
０３基セラミックスチップ（従来合金チップ５）によっ
ても同様な切削試験を行″・そ１らの結うをも第２表に
合わせて示した。
超硬質焼結合金基体４，５，６．８及び９から作った比
較超硬質焼結合金チップト５とＰＩＯ相当のＷＣＣ超超
硬合金チップ従来合金チップ１；組成は７３％ＷＣ−１
５％ＴｉＣ−５％ＴａＣ−７％Ｃｏ）、ＫＯ５相当のＷ
Ｃ基超硬合金チップ（従来合金チップ２；組成は９２％
ＷＣ，２％ＴｉＣ−１４ＴａＣ−５％Ｃｏ）、被覆ＷＣ
Ｃ超超硬合金チップ従来合金チップ３と４）及びＡｅ２
０３基セラミックスチップ（従来合金チップ５）によっ
ても同様な切削試験を行″・そ１らの結うをも第２表に
合わせて示した。
なお、第２表の超硬質焼結合金基体の欄における本１〜
２２及び比１〜６１″ｉ、それぞれ本発明超硬質焼結合
金基体１〜２２及び比較超硬質焼結合金基体１〜６を表
わす。
２２及び比１〜６１″ｉ、それぞれ本発明超硬質焼結合
金基体１〜２２及び比較超硬質焼結合金基体１〜６を表
わす。
第２表かられかるように、本発明被覆超硬質焼結合金チ
ップは、鋼の高速連続切削においても鋳鉄の高速断続切
削においても、すぐれた耐摩耗性を示し、切刃が欠損し
にくいのに対し、本発明の配合組成範囲からはずれた超
硬質焼結合金基体に被覆した比較被覆超硬質焼結合金チ
ップは、切刃の欠損安定性に欠けたり、耐摩耗性の悪い
ものであり、又、表面被覆層を有しない比較超硬質焼結
合金チップはいずれも耐摩耗性が悪く、又、従来合金チ
ップは１〜４が耐摩耗性が悪く、５が切刃の欠損安定性
に欠けるものであった。
ップは、鋼の高速連続切削においても鋳鉄の高速断続切
削においても、すぐれた耐摩耗性を示し、切刃が欠損し
にくいのに対し、本発明の配合組成範囲からはずれた超
硬質焼結合金基体に被覆した比較被覆超硬質焼結合金チ
ップは、切刃の欠損安定性に欠けたり、耐摩耗性の悪い
ものであり、又、表面被覆層を有しない比較超硬質焼結
合金チップはいずれも耐摩耗性が悪く、又、従来合金チ
ップは１〜４が耐摩耗性が悪く、５が切刃の欠損安定性
に欠けるものであった。
特に、従来のＷＣＣ超超硬合金表面にこの発明の被覆層
と同じ被覆層を設けた従来合金チップ３〜４に比較して
、本発明被覆超硬質焼結合金チップの耐摩耗性は格段に
優れていることがわかる。
と同じ被覆層を設けた従来合金チップ３〜４に比較して
、本発明被覆超硬質焼結合金チップの耐摩耗性は格段に
優れていることがわかる。
以上のように、本発明被覆超硬質焼結合金は、基体が高
硬度かつ高強度であり、しかも耐塑性変形性にすぐれる
ので、この基体表面に硬質被覆層を蒸着させることによ
り、切削工具として用いたときＫ、従来合金あるいは従
来被覆合金では実用上不可能であった切削速度が２５０
ｍ／分を越える高速切削を可能としたのである。
硬度かつ高強度であり、しかも耐塑性変形性にすぐれる
ので、この基体表面に硬質被覆層を蒸着させることによ
り、切削工具として用いたときＫ、従来合金あるいは従
来被覆合金では実用上不可能であった切削速度が２５０
ｍ／分を越える高速切削を可能としたのである。
出願人 三菱金属株式会社
代理人 富 １） 和 夫 外１名
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 原料粉末として、組成式： （Ｍ、 Ｗ）（Ｃ，Ｎ）を
有する複合金属炭窒化物固溶体粉末（ただし、Ｍ：Ｔ”
」、Ｚｒ、およびＨｆのうちの１種または２種以−Ｆ）
。 炭化タングステン粉末、およびＣＯ粉末を用意し、これ
ら原料粉末を、重量％で、 複合金属炭窒化物固溶体粉末゛２０〜９０％。 炭化タングステン粉末 １０〜８０％。 Ｃｏ粉末、０５〜３チ からなる配合組成に配合し、通常の条件で混合し、圧粉
体に成形した後、窒素雰囲気中で焼結し、高硬度および
高強度を有する切削工具用の超硬質焼結合金基体を製造
し、 次に、前記超硬質焼結合金基体の少なくとも切削面に１
元素周期表の４ａ族の炭化物、窒化物。 炭窒化物、炭酸化物、酸窒化物および炭酸窒化物、並び
にＡＩ！の酸化物および酸窒化物のうちの１層又は２層
以上からなる表面被覆層を形成することを特徴とする切
削工具用被覆超硬質焼結合金の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59079786A JPS60224781A (ja) | 1984-04-20 | 1984-04-20 | 切削工具用被覆超硬質焼結合金の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59079786A JPS60224781A (ja) | 1984-04-20 | 1984-04-20 | 切削工具用被覆超硬質焼結合金の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60224781A true JPS60224781A (ja) | 1985-11-09 |
| JPS63505B2 JPS63505B2 (ja) | 1988-01-07 |
Family
ID=13699889
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59079786A Granted JPS60224781A (ja) | 1984-04-20 | 1984-04-20 | 切削工具用被覆超硬質焼結合金の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60224781A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005042201A (ja) * | 2003-07-25 | 2005-02-17 | Sandvik Ab | 微細粒炭化タングステン−コバルト超硬合金を製造する方法 |
-
1984
- 1984-04-20 JP JP59079786A patent/JPS60224781A/ja active Granted
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005042201A (ja) * | 2003-07-25 | 2005-02-17 | Sandvik Ab | 微細粒炭化タングステン−コバルト超硬合金を製造する方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63505B2 (ja) | 1988-01-07 |
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