JPS6248751B2 - - Google Patents
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- JPS6248751B2 JPS6248751B2 JP59094718A JP9471884A JPS6248751B2 JP S6248751 B2 JPS6248751 B2 JP S6248751B2 JP 59094718 A JP59094718 A JP 59094718A JP 9471884 A JP9471884 A JP 9471884A JP S6248751 B2 JPS6248751 B2 JP S6248751B2
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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
- 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
- C23C16/40—Oxides
- C23C16/403—Oxides of aluminium, magnesium or beryllium
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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
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Description
（産業上の利用分野）
本発明は被覆超硬合金およびその製造方法に関
し、特に高速切削用のコーティング工具として用
いられる被覆超硬合金およびその製造方法に関す
る。 （従来の技術） 超硬合金を母材として、母材表面にTiC、
TiCN、TiN、Al2O3等を単層または積層に被覆し
た被覆超硬合金は、母材の靭性と、表面層の硬質
層のもつ耐摩耗性、耐熱性、耐化学反応性を兼備
しており、工具材料として優れた性能を有してい
る。 （発明の解決しようとする問題点） 近時、切削速度の高速化によつて、工具材料等
にはより高度の耐摩耗性が要求されてきており、
しかも、汎用性を損われていない工具材料の開発
が望まれている。 超硬合金を母材とする被覆超硬合金を切削工具
材料として用いる場合に、例えば炭素鋼を切削速
度が300ｍ／min以上の高速で切削すると、その
刃先温度が超硬合金の液相温度（約1300℃）を超
えるため、合金の軟弱化により刃先部の塑性、変
形性が劣下して（すなわち塑性変形を生じ）、著
しく耐摩耗性が低下してしまい短時間で使用不可
能となり、いかにAl2O3やTiCの膜厚を厚くして
も、その効果は期待できないのが現状である。 このために、より耐熱性の優れる、サーメツト
や、セラミツクスを母材とする被覆工具材料も開
発されてきている。しかしながら、所詮、サーメ
ツトやセラミツクスの靭性は、超硬合金に比較す
ればはるかに低く、汎用工具としては、使用に耐
えない。 例えば、300ｍ／minを越える高速切削におい
ては、Al2O3やAl2O3−TiC系のセラミツクス工具
が使用されるが、それらは主として、送りや切り
込みの小さい仕上切削加工においてである。これ
らの工具材料は、高送りや切込量が大きくなると
靭性が不足して使用に耐えない。 また最近、SiN4系の工具材料も開発されている
が、SiN4は鋼との反応性が高いため、通常の一般
鋼切削においては使用に耐えない。このSiN4を母
材として表面にAl2O3を被覆した工具材料も開発
されているが、これもSiN4工具の範疇を越えるも
のではなく、満足なものとは言えない。 被覆切削工具の母材として必要とされる耐摩耗
性と靭性を兼備した母材としては、依然として超
硬合金が優れていると言える。しかし高速切削に
用いると前述のようなセラミツクスに比較してそ
の液相温度が低いための、耐塑性変形性の劣化と
いう問題がある。 本発明は、上記の問題点を解決して、耐塑性変
形性の優れる超硬合金を母材とした、高速切削も
可能で、汎用性も損われない被覆超硬合金および
その製造方法を提供することを目的とし、本発明
の被覆超硬合金は優れた高速切削工具材料として
用いることができる。 （問題点を解決する手段） 本発明は、WCを硬質相とし、鉄族金属の１種
もしくは、それ以上を結合相とした超硬合金にお
いて、該超硬合金の表面から１〜100μｍより内
部に主としてWCとCoからなる複炭化物が析出し
てなる超硬合金を母材とし、該母材の表面に周期
律表ａ、ａ、ａ族の金属と、Al、Si、Ｂか
らなる群より選ばれる１種以上と、Ｃ、Ｂ、Ｎ、
Ｏからなる群より選ばれる１種以上から構成され
る被覆を有する被覆超硬合金に関するものであ
る。 また本発明は、WCを硬質相とし、鉄族金属の
１種もしくは、それ以上を結合相とした、超硬合
金母材の表面を被覆するにあたり前もつて、炭化
水素、N2、NH3またはCOガスのいずれかのガス
雰囲気にて、１〜300torrの減圧下、温度900〜
1100℃に加熱して、それにより該母材表面から１
〜100μｍにおいては、WCと鉄族金属の１種も
しくはそれ以上、例えばCoからなる複炭化物が
消失されており、該超硬合金の表面から１〜100
μｍより内部にWCと鉄族金属の１種もしくはそ
れ以上、例えばCoからなる複炭化物が析出して
なる超硬合金母材としておき、次に該母材の表面
に周期律表ａ、ａ、ａ族の金属と、Al、
Si、Ｂからなる群より選ばれる１種以上と、Ｃ、
Ｂ、Ｎ、Ｏからなる群より選ばれる１種以上から
構成される被覆を形成することを特徴とする被覆
超硬合金の製造方法をも提供する。 本発明においては、Coを結合相とする超硬合
金の飽和磁気量が、Co結合相量との比率で表示
して、 12＜飽和磁気量（ガウス／cm3／ｇ）／Ｃｏ結合相
量（重量％）16 の範囲にあることが特に好ましい。 （作用） 本発明は、超硬合金の結合炭素量を該超硬合金
の理論的結合炭素量より著しく低くし、合金中に
η相と呼ばれる鉄族金属の１種もしくはそれ以上
とＷからなる複炭化物（Co3W3C、Co6W6C、
Ni3W3C、Ni6W6C、Fe3W3C、Fe6W6C）を存在
させることによつて、上述の問題点を解決し、そ
れにより該超硬合金を母材とする被覆超硬合金の
耐熱性を改善するものである。 超硬合金は、その含有炭素量によつて、その合
金特性が著しく変化することはよく知られる。通
常は、WC相とCo相からなる２相合金又は、Ti、
Ta、Nb、Mo、Ｗ、Crの炭化物、窒化物、炭窒
化物の１種以上からなる固溶体相からなる３相合
金が存在する炭素量領域で実用に供されている。 この理由は、従来はη相が出現すると著しく強
度が低下してしまうと考えられていたからであ
り、いかにη−相の出現しない合金を作成するか
が、当業者にとつて、生産技術上の大きな問題で
あり、η相出現を極力抑えた合金しか実用に供さ
れていなかつた。 本発明の特徴は、このような従来の概念に反
し、意図的に超硬合金内部にη相を出現せしめた
ところにある。 本発明者らは、被覆超硬合金部材の欠損状況を
詳細に検討した結果、被覆超硬合金部材の欠損お
よび破壊の殆どが、該部材の表面のごく近傍（表
面から１〜100μｍの領域）に起点をもつ亀裂に
帰因しているとの新しい知見を得た。さらにまた
本発見者らは、合金中にη相が共存する超硬合金
は、η相が出現していない合金に比べると、靭性
はやゝ劣るものの、その液相出現温度は逆に約60
℃も高いため、耐塑性変形性と、耐熱性はより優
れているということも見出した。 そして、超硬合金表面から１〜100μｍの領域
においてη相を消失させれば、たとえ該合金内部
にη相が存在していても、通常の合金と同様に靭
性が保持できること、加えてその内部にη相が存
在していれば耐塑性変形性および耐熱性が向上す
ることを見出し、本発明に到達した。 本発明の被覆超硬合金において、母材とする超
硬合金は周期律表ａ、ａおよびａ族金属の
１種もしくはそれ以上の炭化物および／または窒
化物の１種もしくはそれ以上を硬質相とし、鉄族
金属の１種もしくはそれ以上を結合相とするもの
である。 超硬合金表面近傍でη相が出現していない層
（η相消失領域）を、表面から１〜100μｍの領域
としたのは、η相消失層の厚さが１μｍより薄く
なると靭性保持が困難であり、また100μｍを越
えると耐熱性が低下するためである。好ましくは
５〜50μｍの領域である。 出現するη−相量は、合金中の炭素量により異
るが、本発明の超硬合金母材の炭素量は、合金中
のCo結合相量（重量％）と、飽和磁気量（４π
σ値）の比率であらわして、 14＜飽和磁気量（ガウス／cm3／ｇ）／Ｃｏ結合相
量（重量％）16 の範囲が好ましい。14以下では、合金中のη相量
が多くなり汎用性が低下してくる。また16を越え
る場合はη相の出現がみられない。 また、母材の合金表面から１〜100μｍの部分
をη相消失相とするために、該合金に被覆を設け
る以前に、炭化水素、N2、NH3ガスまたはCOガ
スの雰囲気中、900〜1100℃にて、１〜300torrの
減圧下で熱処理するのが好ましい。この場合900
℃以下では消失効果が弱く、1100℃以上では、合
金内部深くまでη相が消失してしまう。又、
1torr以下では消失効果が弱すぎ、300torr以上で
は効果がありすぎる。 当然のことではあるが、このη相消失のための
処理を該合金を粉末圧粉体より焼結体とする焼結
課程の一部にとり入れて行い、該焼結体の一部を
研削して、例えば、にげ面のみにη相消失層のな
い母材としても本来の目的を達成しうる。 本発明に用いる被覆層は、周期律表ａ、ａ
およびａ族の金属と、Al、SiおよびＢからなる
群より選んだ１種以上と、Ｃ、Ｂ、ＮおよびＯか
らなる群より選んだ１種以上から構成される単層
又は混合物もしくは化合物の１種もしくはそれ以
上を被覆してなるものである。TiC、SiC、
TiN、Al2O3等の硬度の高い物質を被覆層として
選択すれば、耐摩耗性が向上する。Al2O3、
ZrO2、TiO2等の酸化物を被覆層として用いれ
ば、母材の耐熱性と相乗して、耐熱性が著しく向
上する。 又、TiC、TiN、Al2O3、ZrO2等の混合体、固
溶体等のような複合化された層又は、これらを交
互に積層したものでもよい。 これら被覆層を形成するには、化学蒸着法
（CVD法）、プラズマCVD法、光励起CVD法等の
化学的蒸着を用いてもよいし、またイオンプレー
テイング、イオンミキシング、イオンビームデポ
ジシヨン等の物理的蒸着によつてもよい。 また、硬質の炭素膜や、硬質のBN膜を本発明
の超硬合金（母材）上に直接に、またはTiC、
SiC、TiN、Al2O3もしくはアモルフアスBN等を
中間層として介在させた上に、被覆すれば、母材
の耐熱性と、被覆層の高硬度という長所をもつ
て、高性能の被覆超硬合金工具が得られる。 （発明の効果） 本発明の被覆超硬合金は、従来に比べ、耐塑性
変形性および耐熱性が向上し、かつ、従来合金同
様の靭性を保持し、さらに高硬度を有するので、
高速切削にも長時間耐え得る優れた工具材料とし
て用いることができる。また、被覆されていない
超硬合金母材そのものも、工具材料としての汎用
性を備えた優れたものである。 本発明の製造方法は、上記のように優れた被覆
超硬合金を実現できる方法である。 （実施例） 実施例 １ 95重量％WCと５重量％Coからなる超硬合金
で、それぞれの合金炭素量が理論炭素量の98.7
％、99.0％、99.5％である(A)、(B)、(C)の３種類の
合金を作成した。それぞれの飽和磁気量４πσ値
は(A)61、(B)70、(C)85（ガウス／cm3／ｇ）であつ
た。 これら(A)〜(C)の合金を、CVD装置内で温度
1000℃にて、COガス雰囲気200torrにて30分保持
した後、TiCl42容量％、CH410容量％、残部H2か
らなるガス中、温度1000℃にてその表面にTiCを
厚さ３μｍに生成させた。しかる後、AlCl35容量
％、CO25容量％、残部H2からなるガス中、温度
1000℃にてさらに厚さ５μｍのAl2O3を生成させ
た。 このようにして得た合金の断面組織を見ると、
(A)は表面より45μｍまではWC−Coの２相領域
で、それ以上の内部は、WC相、Co相、η相
（Co3W3C）の３相領域であつた。(B)は同じく40
μｍまではWC−Coの２相領域であつた。(C)には
η相の出現はなく、WC−Co2相合金であつた。 これら(A)〜(C)によるコーテイングチツプについ
て、下記表１の条件により切削テストを行つた。
し、特に高速切削用のコーティング工具として用
いられる被覆超硬合金およびその製造方法に関す
る。 （従来の技術） 超硬合金を母材として、母材表面にTiC、
TiCN、TiN、Al2O3等を単層または積層に被覆し
た被覆超硬合金は、母材の靭性と、表面層の硬質
層のもつ耐摩耗性、耐熱性、耐化学反応性を兼備
しており、工具材料として優れた性能を有してい
る。 （発明の解決しようとする問題点） 近時、切削速度の高速化によつて、工具材料等
にはより高度の耐摩耗性が要求されてきており、
しかも、汎用性を損われていない工具材料の開発
が望まれている。 超硬合金を母材とする被覆超硬合金を切削工具
材料として用いる場合に、例えば炭素鋼を切削速
度が300ｍ／min以上の高速で切削すると、その
刃先温度が超硬合金の液相温度（約1300℃）を超
えるため、合金の軟弱化により刃先部の塑性、変
形性が劣下して（すなわち塑性変形を生じ）、著
しく耐摩耗性が低下してしまい短時間で使用不可
能となり、いかにAl2O3やTiCの膜厚を厚くして
も、その効果は期待できないのが現状である。 このために、より耐熱性の優れる、サーメツト
や、セラミツクスを母材とする被覆工具材料も開
発されてきている。しかしながら、所詮、サーメ
ツトやセラミツクスの靭性は、超硬合金に比較す
ればはるかに低く、汎用工具としては、使用に耐
えない。 例えば、300ｍ／minを越える高速切削におい
ては、Al2O3やAl2O3−TiC系のセラミツクス工具
が使用されるが、それらは主として、送りや切り
込みの小さい仕上切削加工においてである。これ
らの工具材料は、高送りや切込量が大きくなると
靭性が不足して使用に耐えない。 また最近、SiN4系の工具材料も開発されている
が、SiN4は鋼との反応性が高いため、通常の一般
鋼切削においては使用に耐えない。このSiN4を母
材として表面にAl2O3を被覆した工具材料も開発
されているが、これもSiN4工具の範疇を越えるも
のではなく、満足なものとは言えない。 被覆切削工具の母材として必要とされる耐摩耗
性と靭性を兼備した母材としては、依然として超
硬合金が優れていると言える。しかし高速切削に
用いると前述のようなセラミツクスに比較してそ
の液相温度が低いための、耐塑性変形性の劣化と
いう問題がある。 本発明は、上記の問題点を解決して、耐塑性変
形性の優れる超硬合金を母材とした、高速切削も
可能で、汎用性も損われない被覆超硬合金および
その製造方法を提供することを目的とし、本発明
の被覆超硬合金は優れた高速切削工具材料として
用いることができる。 （問題点を解決する手段） 本発明は、WCを硬質相とし、鉄族金属の１種
もしくは、それ以上を結合相とした超硬合金にお
いて、該超硬合金の表面から１〜100μｍより内
部に主としてWCとCoからなる複炭化物が析出し
てなる超硬合金を母材とし、該母材の表面に周期
律表ａ、ａ、ａ族の金属と、Al、Si、Ｂか
らなる群より選ばれる１種以上と、Ｃ、Ｂ、Ｎ、
Ｏからなる群より選ばれる１種以上から構成され
る被覆を有する被覆超硬合金に関するものであ
る。 また本発明は、WCを硬質相とし、鉄族金属の
１種もしくは、それ以上を結合相とした、超硬合
金母材の表面を被覆するにあたり前もつて、炭化
水素、N2、NH3またはCOガスのいずれかのガス
雰囲気にて、１〜300torrの減圧下、温度900〜
1100℃に加熱して、それにより該母材表面から１
〜100μｍにおいては、WCと鉄族金属の１種も
しくはそれ以上、例えばCoからなる複炭化物が
消失されており、該超硬合金の表面から１〜100
μｍより内部にWCと鉄族金属の１種もしくはそ
れ以上、例えばCoからなる複炭化物が析出して
なる超硬合金母材としておき、次に該母材の表面
に周期律表ａ、ａ、ａ族の金属と、Al、
Si、Ｂからなる群より選ばれる１種以上と、Ｃ、
Ｂ、Ｎ、Ｏからなる群より選ばれる１種以上から
構成される被覆を形成することを特徴とする被覆
超硬合金の製造方法をも提供する。 本発明においては、Coを結合相とする超硬合
金の飽和磁気量が、Co結合相量との比率で表示
して、 12＜飽和磁気量（ガウス／cm3／ｇ）／Ｃｏ結合相
量（重量％）16 の範囲にあることが特に好ましい。 （作用） 本発明は、超硬合金の結合炭素量を該超硬合金
の理論的結合炭素量より著しく低くし、合金中に
η相と呼ばれる鉄族金属の１種もしくはそれ以上
とＷからなる複炭化物（Co3W3C、Co6W6C、
Ni3W3C、Ni6W6C、Fe3W3C、Fe6W6C）を存在
させることによつて、上述の問題点を解決し、そ
れにより該超硬合金を母材とする被覆超硬合金の
耐熱性を改善するものである。 超硬合金は、その含有炭素量によつて、その合
金特性が著しく変化することはよく知られる。通
常は、WC相とCo相からなる２相合金又は、Ti、
Ta、Nb、Mo、Ｗ、Crの炭化物、窒化物、炭窒
化物の１種以上からなる固溶体相からなる３相合
金が存在する炭素量領域で実用に供されている。 この理由は、従来はη相が出現すると著しく強
度が低下してしまうと考えられていたからであ
り、いかにη−相の出現しない合金を作成するか
が、当業者にとつて、生産技術上の大きな問題で
あり、η相出現を極力抑えた合金しか実用に供さ
れていなかつた。 本発明の特徴は、このような従来の概念に反
し、意図的に超硬合金内部にη相を出現せしめた
ところにある。 本発明者らは、被覆超硬合金部材の欠損状況を
詳細に検討した結果、被覆超硬合金部材の欠損お
よび破壊の殆どが、該部材の表面のごく近傍（表
面から１〜100μｍの領域）に起点をもつ亀裂に
帰因しているとの新しい知見を得た。さらにまた
本発見者らは、合金中にη相が共存する超硬合金
は、η相が出現していない合金に比べると、靭性
はやゝ劣るものの、その液相出現温度は逆に約60
℃も高いため、耐塑性変形性と、耐熱性はより優
れているということも見出した。 そして、超硬合金表面から１〜100μｍの領域
においてη相を消失させれば、たとえ該合金内部
にη相が存在していても、通常の合金と同様に靭
性が保持できること、加えてその内部にη相が存
在していれば耐塑性変形性および耐熱性が向上す
ることを見出し、本発明に到達した。 本発明の被覆超硬合金において、母材とする超
硬合金は周期律表ａ、ａおよびａ族金属の
１種もしくはそれ以上の炭化物および／または窒
化物の１種もしくはそれ以上を硬質相とし、鉄族
金属の１種もしくはそれ以上を結合相とするもの
である。 超硬合金表面近傍でη相が出現していない層
（η相消失領域）を、表面から１〜100μｍの領域
としたのは、η相消失層の厚さが１μｍより薄く
なると靭性保持が困難であり、また100μｍを越
えると耐熱性が低下するためである。好ましくは
５〜50μｍの領域である。 出現するη−相量は、合金中の炭素量により異
るが、本発明の超硬合金母材の炭素量は、合金中
のCo結合相量（重量％）と、飽和磁気量（４π
σ値）の比率であらわして、 14＜飽和磁気量（ガウス／cm3／ｇ）／Ｃｏ結合相
量（重量％）16 の範囲が好ましい。14以下では、合金中のη相量
が多くなり汎用性が低下してくる。また16を越え
る場合はη相の出現がみられない。 また、母材の合金表面から１〜100μｍの部分
をη相消失相とするために、該合金に被覆を設け
る以前に、炭化水素、N2、NH3ガスまたはCOガ
スの雰囲気中、900〜1100℃にて、１〜300torrの
減圧下で熱処理するのが好ましい。この場合900
℃以下では消失効果が弱く、1100℃以上では、合
金内部深くまでη相が消失してしまう。又、
1torr以下では消失効果が弱すぎ、300torr以上で
は効果がありすぎる。 当然のことではあるが、このη相消失のための
処理を該合金を粉末圧粉体より焼結体とする焼結
課程の一部にとり入れて行い、該焼結体の一部を
研削して、例えば、にげ面のみにη相消失層のな
い母材としても本来の目的を達成しうる。 本発明に用いる被覆層は、周期律表ａ、ａ
およびａ族の金属と、Al、SiおよびＢからなる
群より選んだ１種以上と、Ｃ、Ｂ、ＮおよびＯか
らなる群より選んだ１種以上から構成される単層
又は混合物もしくは化合物の１種もしくはそれ以
上を被覆してなるものである。TiC、SiC、
TiN、Al2O3等の硬度の高い物質を被覆層として
選択すれば、耐摩耗性が向上する。Al2O3、
ZrO2、TiO2等の酸化物を被覆層として用いれ
ば、母材の耐熱性と相乗して、耐熱性が著しく向
上する。 又、TiC、TiN、Al2O3、ZrO2等の混合体、固
溶体等のような複合化された層又は、これらを交
互に積層したものでもよい。 これら被覆層を形成するには、化学蒸着法
（CVD法）、プラズマCVD法、光励起CVD法等の
化学的蒸着を用いてもよいし、またイオンプレー
テイング、イオンミキシング、イオンビームデポ
ジシヨン等の物理的蒸着によつてもよい。 また、硬質の炭素膜や、硬質のBN膜を本発明
の超硬合金（母材）上に直接に、またはTiC、
SiC、TiN、Al2O3もしくはアモルフアスBN等を
中間層として介在させた上に、被覆すれば、母材
の耐熱性と、被覆層の高硬度という長所をもつ
て、高性能の被覆超硬合金工具が得られる。 （発明の効果） 本発明の被覆超硬合金は、従来に比べ、耐塑性
変形性および耐熱性が向上し、かつ、従来合金同
様の靭性を保持し、さらに高硬度を有するので、
高速切削にも長時間耐え得る優れた工具材料とし
て用いることができる。また、被覆されていない
超硬合金母材そのものも、工具材料としての汎用
性を備えた優れたものである。 本発明の製造方法は、上記のように優れた被覆
超硬合金を実現できる方法である。 （実施例） 実施例 １ 95重量％WCと５重量％Coからなる超硬合金
で、それぞれの合金炭素量が理論炭素量の98.7
％、99.0％、99.5％である(A)、(B)、(C)の３種類の
合金を作成した。それぞれの飽和磁気量４πσ値
は(A)61、(B)70、(C)85（ガウス／cm3／ｇ）であつ
た。 これら(A)〜(C)の合金を、CVD装置内で温度
1000℃にて、COガス雰囲気200torrにて30分保持
した後、TiCl42容量％、CH410容量％、残部H2か
らなるガス中、温度1000℃にてその表面にTiCを
厚さ３μｍに生成させた。しかる後、AlCl35容量
％、CO25容量％、残部H2からなるガス中、温度
1000℃にてさらに厚さ５μｍのAl2O3を生成させ
た。 このようにして得た合金の断面組織を見ると、
(A)は表面より45μｍまではWC−Coの２相領域
で、それ以上の内部は、WC相、Co相、η相
（Co3W3C）の３相領域であつた。(B)は同じく40
μｍまではWC−Coの２相領域であつた。(C)には
η相の出現はなく、WC−Co2相合金であつた。 これら(A)〜(C)によるコーテイングチツプについ
て、下記表１の条件により切削テストを行つた。
【表】
テスト結果を表２に示す。
【表】
実施例 ２
95重量％WCと５重量％Coからなる超硬合金
で、合金炭素量が理論炭素量の99.3％であり、飽
和磁気量４πσ値／Co量比＝15.8のものについ
て、温度1000℃にて、それぞれ100torrの(イ)CH4
ガス雰囲気、(ロ)N2雰囲気、(ハ)NH3雰囲気中にて加
熱処理を施した。 上記の処理を施す以前では、合金はその表面ま
でがWC相とCo相とη相からなるものであつた
が、(イ)工程によれば表面から80μｍまではWC−
Co相の２相領域でそれ以上の内部はη相の共存
する３相合金、また(ロ)、(ハ)の工程によれば、60μ
ｍまではWC−Coの２相領域で、それ以上の内部
はη相の共存する３相領域となつていた。 実施例 ３ 実施例２の(イ)工程を施したチツプについて、プ
ラズマCVD法でTiCNを厚さ３μｍ、アモルフア
スBNを厚さ１μｍコーテイングしたのち、硬質
なBN膜（硬度3000Kg／mm2）をコーテイングして
表１と同一の条件で切削テストを行つたところ、
40分までも切削可能であつた。
で、合金炭素量が理論炭素量の99.3％であり、飽
和磁気量４πσ値／Co量比＝15.8のものについ
て、温度1000℃にて、それぞれ100torrの(イ)CH4
ガス雰囲気、(ロ)N2雰囲気、(ハ)NH3雰囲気中にて加
熱処理を施した。 上記の処理を施す以前では、合金はその表面ま
でがWC相とCo相とη相からなるものであつた
が、(イ)工程によれば表面から80μｍまではWC−
Co相の２相領域でそれ以上の内部はη相の共存
する３相合金、また(ロ)、(ハ)の工程によれば、60μ
ｍまではWC−Coの２相領域で、それ以上の内部
はη相の共存する３相領域となつていた。 実施例 ３ 実施例２の(イ)工程を施したチツプについて、プ
ラズマCVD法でTiCNを厚さ３μｍ、アモルフア
スBNを厚さ１μｍコーテイングしたのち、硬質
なBN膜（硬度3000Kg／mm2）をコーテイングして
表１と同一の条件で切削テストを行つたところ、
40分までも切削可能であつた。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ WCを硬質相とし、鉄族金属の１種もしく
は、それ以上を結合相とした超硬合金において、
該超硬合金の表面から１〜100μｍより内部に
WCと鉄族金属の１種もしくはそれ以上からなる
複炭化物が析出してなる超硬合金を母材とし、該
母材の表面に周期律表ａ、ａ、ａ族の金属
と、Al、Si、Ｂからなる群より選ばれる１種以上
と、Ｃ、Ｂ、Ｎ、Ｏからなる群より選ばれる１種
以上から構成される被覆を有する被覆超硬合金。 ２ 鉄族金属がCoであつて、Coを結合相とする
該合金の飽和磁気量が結合相量との比率で表示し
て、 12＜飽和磁気量（ガウス／cm3／ｇ）／Ｃｏ結合量
（重量％）16 の範囲にある特許請求の範囲第１項に記載の被覆
超硬質合金。 ３ WCを硬質相とし、鉄族金属の１種もしく
は、それ以上を結合相とした超硬合金母材の表面
を被覆するにあたり前もつて、炭化水素、N2、
NH3またはCoガスのいずれかのガス雰囲気に
て、１〜300torrの減圧下、温度900〜1100℃に加
熱して、それにより該母材表面から１〜100μｍ
においては、WCと鉄族金属の１種もしくはそれ
以上からなる複炭化物が消失されており、該超硬
合金の表面から１〜100μｍより内部にWCと鉄
族金属の１種もしくはそれ以上からなる複炭化物
が析出してなる超硬合金母材としておき、次に該
母材の表面に周期律表ａ、ａ、ａ族の金属
と、Al、Si、Ｂからなる群より選ばれる１種以上
と、Ｃ、Ｂ、Ｎ、Ｏからなる群より選ばれる１種
以上から構成される被覆を形成することを特徴と
する被覆超硬合金の製造方法。 ４ 鉄族金属がCoであつて、Coを結合相とする
該合金の飽和磁気量が結合相量との比率で表示し
て、 12＜飽和磁気量（ガウス／cm3／ｇ）／Ｃｏ結合量
（重量％）16 の範囲にある特許請求の範囲第３項に記載の被覆
超硬質合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9471884A JPS60238483A (ja) | 1984-05-14 | 1984-05-14 | 被覆超硬合金およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9471884A JPS60238483A (ja) | 1984-05-14 | 1984-05-14 | 被覆超硬合金およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60238483A JPS60238483A (ja) | 1985-11-27 |
| JPS6248751B2 true JPS6248751B2 (ja) | 1987-10-15 |
Family
ID=14117909
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9471884A Granted JPS60238483A (ja) | 1984-05-14 | 1984-05-14 | 被覆超硬合金およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60238483A (ja) |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3736107A (en) * | 1971-05-26 | 1973-05-29 | Gen Electric | Coated cemented carbide product |
| JPS55104478A (en) * | 1979-01-30 | 1980-08-09 | Nippon Kogaku Kk <Nikon> | Metallizing apparatus |
| JPS5826428A (ja) * | 1981-08-07 | 1983-02-16 | 三菱電機株式会社 | 回路しや断器 |
| JPS5856033A (ja) * | 1981-09-29 | 1983-04-02 | Fujitsu Ltd | 乗算回路 |
-
1984
- 1984-05-14 JP JP9471884A patent/JPS60238483A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS60238483A (ja) | 1985-11-27 |
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