JPS63505B2 - - Google Patents
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- JPS63505B2 JPS63505B2 JP59079786A JP7978684A JPS63505B2 JP S63505 B2 JPS63505 B2 JP S63505B2 JP 59079786 A JP59079786 A JP 59079786A JP 7978684 A JP7978684 A JP 7978684A JP S63505 B2 JPS63505 B2 JP S63505B2
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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
- 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
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- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Chemical Vapour Deposition (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Physical Vapour Deposition (AREA)
Description
〔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。 〔従来の技術及びその問題点〕 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
変形することによつ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WC基超硬合金やTiC基サーメツトはそれぞれ
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WC基超硬合金の耐摩耗性を改善す
る目的でWC基超硬合金の表面に、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した切削用被覆超硬合金が
実用化され、スローアウエイチツプの主流となり
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基超硬合金である
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つた。 それで、切削速度が250ｍ／分を越える切削で
は、Al2O3基セラミツクスが検討されたが、
Al2O3基セラミツクスは抗折力が50〜80Kg／mm2と
低強度のため利用範囲が鋳造切削の一部に限定さ
れていた。 そこで、WC基超硬合金の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、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WC基超硬合金中のCo量を減ずると、
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ツクスと同等の強度
の合金となつてしまい、実用に供せないでいた。 〔発明の目的〕 したがつて、この発明の目的は、上記セラミツ
クスよりも高強度で、しかも一般のWC基超硬合
金並びの強度と、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。 〔先行技術及び知見事項〕 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Hf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：10〜80重量％、 Co粉末：0.5〜３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
ロツクウエルＡ硬さ（以下、HRAで表わす。）で
92.5以上かつ抗折力が150Kg／mm2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
と、被覆超硬質焼結合金全体の耐塑性変形性が向
上し、又、基体の塑性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WC基超硬合金の
表面に上記硬質物質を被覆した被覆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。 〔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、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種または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：0.5〜３％ 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、
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。 〔発明の構成要件〕 以下、この発明の構成を詳細に説明する。 () 基体の製造について (i) 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
には、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の平均粒
径は、0.5〜5.0μｍの範囲内、WC粉末の平均
粒径は0.5〜5.0μｍの範囲内が好ましい。そ
して、Co粉末は0.5〜3.0μｍの範囲内の平均
粒径であることが望ましい。 (ii) 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つ
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Ti、ZrおよびHfの１種
または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になることから、その
含有量を20〜90重量％と定めた。 (b) WC WCは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つて、前記
（Ｍ、Ｗ）（Ｃ、Ｎ）がスケルトルを作るこ
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、その合有量が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10〜80
重量％と定めた。 (c) Co Coは、この発明においては、従来のWC
基超硬合金中での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、合金の抵抗力を大巾に改善す
る効果を有するので、従来のWC基超硬合
金に含有されている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0.5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WC基超硬合金と耐摩耗性
における差がなくなるので、その含有量を
0.5〜３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WC基超硬合金に
添加されているTaC、NbC、VC、Cr3C2等
を２重量％まで配合してもよい。 (iii) 混合 混合は通常の条件、例えば、ボールミルで
72時間湿式（例えばアルコール中）粉砕混合
することによつて行われる。 (iv) 成形 粉末混合物を乾燥した後、10〜30Kg／mm2の
圧力でプレス成形して圧粉体とする。 (v) 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。窒素圧は0.01気圧以上が好まし
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。 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
大巣が多数残存して、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。 () 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
び酸窒化物のうとの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。したがつて、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Al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Al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。 (ii) 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0.5〜20μｍとするのが望まし
い。 平均層厚が0.5μｍ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。 (iii) 層形成法 通常の化学蒸着法や物理蒸着法によつて形
成される。 〔実施例〕 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。 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、ボールミルにて72時間湿式粉砕混合し、乾燥
した後、15Kg／mm2の圧力にてプレス成形して
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。 〔従来の技術及びその問題点〕 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
変形することによつ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WC基超硬合金やTiC基サーメツトはそれぞれ
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WC基超硬合金の耐摩耗性を改善す
る目的でWC基超硬合金の表面に、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した切削用被覆超硬合金が
実用化され、スローアウエイチツプの主流となり
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基超硬合金である
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つた。 それで、切削速度が250ｍ／分を越える切削で
は、Al2O3基セラミツクスが検討されたが、
Al2O3基セラミツクスは抗折力が50〜80Kg／mm2と
低強度のため利用範囲が鋳造切削の一部に限定さ
れていた。 そこで、WC基超硬合金の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、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WC基超硬合金中のCo量を減ずると、
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ツクスと同等の強度
の合金となつてしまい、実用に供せないでいた。 〔発明の目的〕 したがつて、この発明の目的は、上記セラミツ
クスよりも高強度で、しかも一般のWC基超硬合
金並びの強度と、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。 〔先行技術及び知見事項〕 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Hf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：10〜80重量％、 Co粉末：0.5〜３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
ロツクウエルＡ硬さ（以下、HRAで表わす。）で
92.5以上かつ抗折力が150Kg／mm2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
と、被覆超硬質焼結合金全体の耐塑性変形性が向
上し、又、基体の塑性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WC基超硬合金の
表面に上記硬質物質を被覆した被覆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。 〔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、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種または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：0.5〜３％ 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、
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。 〔発明の構成要件〕 以下、この発明の構成を詳細に説明する。 () 基体の製造について (i) 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
には、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の平均粒
径は、0.5〜5.0μｍの範囲内、WC粉末の平均
粒径は0.5〜5.0μｍの範囲内が好ましい。そ
して、Co粉末は0.5〜3.0μｍの範囲内の平均
粒径であることが望ましい。 (ii) 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つ
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Ti、ZrおよびHfの１種
または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になることから、その
含有量を20〜90重量％と定めた。 (b) WC WCは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つて、前記
（Ｍ、Ｗ）（Ｃ、Ｎ）がスケルトルを作るこ
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、その合有量が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10〜80
重量％と定めた。 (c) Co Coは、この発明においては、従来のWC
基超硬合金中での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、合金の抵抗力を大巾に改善す
る効果を有するので、従来のWC基超硬合
金に含有されている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0.5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WC基超硬合金と耐摩耗性
における差がなくなるので、その含有量を
0.5〜３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WC基超硬合金に
添加されているTaC、NbC、VC、Cr3C2等
を２重量％まで配合してもよい。 (iii) 混合 混合は通常の条件、例えば、ボールミルで
72時間湿式（例えばアルコール中）粉砕混合
することによつて行われる。 (iv) 成形 粉末混合物を乾燥した後、10〜30Kg／mm2の
圧力でプレス成形して圧粉体とする。 (v) 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。窒素圧は0.01気圧以上が好まし
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。 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
大巣が多数残存して、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。 () 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
び酸窒化物のうとの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。したがつて、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Al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Al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。 (ii) 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0.5〜20μｍとするのが望まし
い。 平均層厚が0.5μｍ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。 (iii) 層形成法 通常の化学蒸着法や物理蒸着法によつて形
成される。 〔実施例〕 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。 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、ボールミルにて72時間湿式粉砕混合し、乾燥
した後、15Kg／mm2の圧力にてプレス成形して
【表】
【表】
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、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CIS・SNP432の形
状の切削チツプを製作した。 これらのチツプの全表面に、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、TiCl4、CH4、H2ガスを流して1000℃で反応
させ、TiNを被覆する場合は、TiCl4、N2、H2
ガスを1000℃で反応させ、Tiの炭酸化物を被覆
する場合は、TiCl4、CO2、H2ガスを1000℃で反
応させ、Al2O3を被覆する場合はAlCl3、CO2、
H2ガスを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てある）および各層の平均
層厚をもつた１〜３層からなる表面被覆層を形成
することによつて、本発明被覆超硬質焼結合金チ
ツプ１〜29および比較被覆超硬質焼結合金チツプ
１〜６を製造した。 次いで、これらの切削チツプを下記の条件での
鋼の高速連続切削試験 被削材：SNCM8（ブリネル硬さ：240）の丸棒 切削条件 切削速度：300ｍ／分 送 り：0.3mm／回転 切込み：１mm 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：270ｍ／分 送 り：0.3mm／回転 切込み：２mm 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ー摩
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から作つた比較超硬質焼結合金チツプ１〜５と
P10相当のWC基超硬合金チツプ（従来合金チツ
プ１；組成は73％WC−15％TiC−５％TaC−７
％Co）、KO5相当のWC基超硬合金チツプ
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、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CIS・SNP432の形
状の切削チツプを製作した。 これらのチツプの全表面に、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、TiCl4、CH4、H2ガスを流して1000℃で反応
させ、TiNを被覆する場合は、TiCl4、N2、H2
ガスを1000℃で反応させ、Tiの炭酸化物を被覆
する場合は、TiCl4、CO2、H2ガスを1000℃で反
応させ、Al2O3を被覆する場合はAlCl3、CO2、
H2ガスを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てある）および各層の平均
層厚をもつた１〜３層からなる表面被覆層を形成
することによつて、本発明被覆超硬質焼結合金チ
ツプ１〜29および比較被覆超硬質焼結合金チツプ
１〜６を製造した。 次いで、これらの切削チツプを下記の条件での
鋼の高速連続切削試験 被削材：SNCM8（ブリネル硬さ：240）の丸棒 切削条件 切削速度：300ｍ／分 送 り：0.3mm／回転 切込み：１mm 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：270ｍ／分 送 り：0.3mm／回転 切込み：２mm 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ー摩
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から作つた比較超硬質焼結合金チツプ１〜５と
P10相当のWC基超硬合金チツプ（従来合金チツ
プ１；組成は73％WC−15％TiC−５％TaC−７
％Co）、KO5相当のWC基超硬合金チツプ
【表】
【表】
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
ときに、従来合金あるいは従来被覆合金では実用
上不可能であつた切削速度で250ｍ／分を越える
高速切削を可能としたのである。
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
ときに、従来合金あるいは従来被覆合金では実用
上不可能であつた切削速度で250ｍ／分を越える
高速切削を可能としたのである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 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：Ti、Zr、およびHfのうちの１種または
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：0.5〜３％ 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、
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 JPS60224781A (ja) | 1985-11-09 |
| JPS63505B2 true 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) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SE527173C2 (sv) * | 2003-07-25 | 2006-01-17 | Sandvik Intellectual Property | Sätt att tillverka en finkorning hårdmetall |
-
1984
- 1984-04-20 JP JP59079786A patent/JPS60224781A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS60224781A (ja) | 1985-11-09 |
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