JP2003105459A - 超硬合金およびその製造方法 - Google Patents
超硬合金およびその製造方法Info
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 切削時の被削材との溶着や凝着を抑制でき、
また、良好な硬質被膜を形成することもできる超硬合金
を提供する。 【解決手段】 コバルト（Ｃｏ）および／またはニッケ
ル（Ｎｉ）の結合金属を２〜２０重量％、周期律表第４
ａ、５ａ、６ａ族金属の群から選ばれる少なくとも１種
の炭化物、窒化物および／または炭窒化物を０〜３０重
量％含有するともに、鉄（Ｆｅ）を１０〜３００ｐｐ
ｍ、クロム（Ｃｒ）を１００〜１０００ｐｐｍ含有し、
残部が炭化タングステンと不可避不純物から成る超硬合
金において、この超硬合金の表面近傍に、この超硬合金
内部の前記結合金属の総含有量をｗ 1in、この超硬合金
内部の鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）の総含有量をｗ
2in、この超硬合金表面領域の前記結合金属の総含有量
をｗ1suf、この超硬合金表面領域の鉄（Ｆｅ）およびク
ロム（Ｃｒ）の総含有量をｗ2sufとし、ｐin＝ｗ2in／
ｗ1in、ｐsuf＝ｗ2suf／ｗ1sufとしたとき、ｐsuf＜ｐ
inの条件を満足する表面領域を有することを特徴とする
超硬合金。
また、良好な硬質被膜を形成することもできる超硬合金
を提供する。 【解決手段】 コバルト（Ｃｏ）および／またはニッケ
ル（Ｎｉ）の結合金属を２〜２０重量％、周期律表第４
ａ、５ａ、６ａ族金属の群から選ばれる少なくとも１種
の炭化物、窒化物および／または炭窒化物を０〜３０重
量％含有するともに、鉄（Ｆｅ）を１０〜３００ｐｐ
ｍ、クロム（Ｃｒ）を１００〜１０００ｐｐｍ含有し、
残部が炭化タングステンと不可避不純物から成る超硬合
金において、この超硬合金の表面近傍に、この超硬合金
内部の前記結合金属の総含有量をｗ 1in、この超硬合金
内部の鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）の総含有量をｗ
2in、この超硬合金表面領域の前記結合金属の総含有量
をｗ1suf、この超硬合金表面領域の鉄（Ｆｅ）およびク
ロム（Ｃｒ）の総含有量をｗ2sufとし、ｐin＝ｗ2in／
ｗ1in、ｐsuf＝ｗ2suf／ｗ1sufとしたとき、ｐsuf＜ｐ
inの条件を満足する表面領域を有することを特徴とする
超硬合金。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は超硬合金およびその
製造方法に関し、特に炭素鋼、合金鋼、ステンレス鋼等
の一般鋼の切削加工に適する切削工具や摺動部材、耐摩
耗部材等に使用される高強度かつ高靭性な表面を有する
超硬合金とその製造方法に関する。
製造方法に関し、特に炭素鋼、合金鋼、ステンレス鋼等
の一般鋼の切削加工に適する切削工具や摺動部材、耐摩
耗部材等に使用される高強度かつ高靭性な表面を有する
超硬合金とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】金属の切削加工や摺動部材、耐摩耗部材
等に広く用いられている超硬合金は、炭化タングステン
（ＷＣ）を主体とする硬質相をコバルト（Ｃｏ）やニッ
ケル（Ｎｉ）の結合相中で結合させたＷＣ−Ｃｏ（Ｎ
ｉ）合金、もしくはこのＷＣ−Ｃｏ（Ｎｉ）合金に周期
律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒
化物の硬質相を分散せしめた系が知られている。これら
の超硬合金は、特に、炭素鋼や合金鋼、ステンレス鋼等
の一般鋼の切削工具として利用されている。
等に広く用いられている超硬合金は、炭化タングステン
（ＷＣ）を主体とする硬質相をコバルト（Ｃｏ）やニッ
ケル（Ｎｉ）の結合相中で結合させたＷＣ−Ｃｏ（Ｎ
ｉ）合金、もしくはこのＷＣ−Ｃｏ（Ｎｉ）合金に周期
律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒
化物の硬質相を分散せしめた系が知られている。これら
の超硬合金は、特に、炭素鋼や合金鋼、ステンレス鋼等
の一般鋼の切削工具として利用されている。
【０００３】一般的に、かかる超硬合金を製造する方法
としては、上記のような超硬合金を構成する原料粉末を
粉砕して混合して成形した後、１３５０〜１６００℃で
１〜３時間程度焼成する方法が知られている。
としては、上記のような超硬合金を構成する原料粉末を
粉砕して混合して成形した後、１３５０〜１６００℃で
１〜３時間程度焼成する方法が知られている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記従
来の超硬合金においては、これを切削工具等として用い
た場合、超硬合金中に不純物として含まれる鉄（Ｆｅ）
およびクロム（Ｃｒ）が切削加工中に高温となった被削
材に多量に含まれる鉄（Ｆｅ）やクロム（Ｃｒ）と結合
し、被削材が切削工具表面に溶着や凝着して切れ刃等の
作用部が異常に摩耗したり、切削抵抗が増大して切削工
具表面に損傷が発生しやすくなったり、溶着物や凝着物
の凹凸によって被削物表面の仕上面粗さが劣化する等の
問題があった。
来の超硬合金においては、これを切削工具等として用い
た場合、超硬合金中に不純物として含まれる鉄（Ｆｅ）
およびクロム（Ｃｒ）が切削加工中に高温となった被削
材に多量に含まれる鉄（Ｆｅ）やクロム（Ｃｒ）と結合
し、被削材が切削工具表面に溶着や凝着して切れ刃等の
作用部が異常に摩耗したり、切削抵抗が増大して切削工
具表面に損傷が発生しやすくなったり、溶着物や凝着物
の凹凸によって被削物表面の仕上面粗さが劣化する等の
問題があった。
【０００５】なお、超硬合金中の鉄（Ｆｅ）とクロム
（Ｃｒ）は、一次原料に不可避不純物として含有してい
たり、製造工程において混入したりするものであるが、
工業上完全に取り除くことはできず、また、製造工程で
混入する鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）の含有量は工
程の変更や、粉砕機等の表面状態に伴って変動するため
に制御できないものであった。
（Ｃｒ）は、一次原料に不可避不純物として含有してい
たり、製造工程において混入したりするものであるが、
工業上完全に取り除くことはできず、また、製造工程で
混入する鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）の含有量は工
程の変更や、粉砕機等の表面状態に伴って変動するため
に制御できないものであった。
【０００６】また、鉄（Ｆｅ）は炭素との親和性が高い
ために、超硬合金の表面における鉄（Ｆｅ）の含有量が
多いと、ＣＶＤ法やＰＶＤ法等の気相合成法で硬質被膜
をコーティングする場合には炭素と鉄（Ｆｅ）とが優先
的に結合し、超硬合金と硬質被膜との界面にη相等の脆
化相が生成しやすく、硬質被膜の密着強度が低下する結
果、硬質被膜が剥離して破壊したり、これを切削工具や
摺動部材として使用した場合には寿命が低下するという
問題があった。
ために、超硬合金の表面における鉄（Ｆｅ）の含有量が
多いと、ＣＶＤ法やＰＶＤ法等の気相合成法で硬質被膜
をコーティングする場合には炭素と鉄（Ｆｅ）とが優先
的に結合し、超硬合金と硬質被膜との界面にη相等の脆
化相が生成しやすく、硬質被膜の密着強度が低下する結
果、硬質被膜が剥離して破壊したり、これを切削工具や
摺動部材として使用した場合には寿命が低下するという
問題があった。
【０００７】したがって、本発明は上記課題を解決する
ためになされたもので、その目的は、切削時や摺動時等
の被削材との溶着や凝着を抑制でき、また、良好な硬質
被膜を形成することも可能な超硬合金を提供することを
目的とする。
ためになされたもので、その目的は、切削時や摺動時等
の被削材との溶着や凝着を抑制でき、また、良好な硬質
被膜を形成することも可能な超硬合金を提供することを
目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者は、上記課題、
特に超硬合金中の鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）が被
削材に与える影響を抑制できる構成について検討した結
果、超硬合金中の鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）の含
有量を制御し、かつ超硬合金表面におけるコバルト（Ｃ
ｏ）および／またはニッケル（Ｎｉ）に対する鉄（Ｆ
ｅ）およびクロム（Ｃｒ）の含有比率を超硬合金内部よ
りも低減させることにより、被削材との溶着や凝着が抑
制でき、硬質被膜を被着形成する際にも良好な硬質被膜
を被着形成できる超硬合金が得られることを知見して本
発明に至った。
特に超硬合金中の鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）が被
削材に与える影響を抑制できる構成について検討した結
果、超硬合金中の鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）の含
有量を制御し、かつ超硬合金表面におけるコバルト（Ｃ
ｏ）および／またはニッケル（Ｎｉ）に対する鉄（Ｆ
ｅ）およびクロム（Ｃｒ）の含有比率を超硬合金内部よ
りも低減させることにより、被削材との溶着や凝着が抑
制でき、硬質被膜を被着形成する際にも良好な硬質被膜
を被着形成できる超硬合金が得られることを知見して本
発明に至った。
【０００９】すなわち、請求項１に係る超硬合金は、コ
バルト（Ｃｏ）および／またはニッケル（Ｎｉ）の結合
金属を２〜２０重量％、周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族
金属の群から選ばれる少なくとも１種の炭化物、窒化物
および／または炭窒化物を０〜３０重量％含有するとも
に、鉄（Ｆｅ）を１０〜３００ｐｐｍ、クロム（Ｃｒ）
を１００〜１０００ｐｐｍ含有し、残部が炭化タングス
テンと不可避不純物から成る超硬合金において、この超
硬合金の表面近傍に、この超硬合金内部の前記結合金属
の総含有量をｗ1in、この超硬合金内部の鉄（Ｆｅ）お
よびクロム（Ｃｒ）の総含有量をｗ2in、この超硬合金
表面領域の前記結合金属の総含有量をｗ1 suf、この超硬
合金表面領域の鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）の総含
有量をｗ2 sufとし、ｐin＝ｗ2in／ｗ1in、ｐsuf＝ｗ
2suf／ｗ1sufとしたとき、ｐsuf＜ｐi nの条件を満足す
る表面領域を有することを特徴とするものである。
バルト（Ｃｏ）および／またはニッケル（Ｎｉ）の結合
金属を２〜２０重量％、周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族
金属の群から選ばれる少なくとも１種の炭化物、窒化物
および／または炭窒化物を０〜３０重量％含有するとも
に、鉄（Ｆｅ）を１０〜３００ｐｐｍ、クロム（Ｃｒ）
を１００〜１０００ｐｐｍ含有し、残部が炭化タングス
テンと不可避不純物から成る超硬合金において、この超
硬合金の表面近傍に、この超硬合金内部の前記結合金属
の総含有量をｗ1in、この超硬合金内部の鉄（Ｆｅ）お
よびクロム（Ｃｒ）の総含有量をｗ2in、この超硬合金
表面領域の前記結合金属の総含有量をｗ1 suf、この超硬
合金表面領域の鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）の総含
有量をｗ2 sufとし、ｐin＝ｗ2in／ｗ1in、ｐsuf＝ｗ
2suf／ｗ1sufとしたとき、ｐsuf＜ｐi nの条件を満足す
る表面領域を有することを特徴とするものである。
【００１０】上記超硬合金では、前記表面領域における
前記ｐsufとｐinとの比（ｐsuf／ｐ in）の最大値が０．
５〜０．９５であることが望ましく、前記表面領域の厚
みが１〜２０μｍであることが望ましい。
前記ｐsufとｐinとの比（ｐsuf／ｐ in）の最大値が０．
５〜０．９５であることが望ましく、前記表面領域の厚
みが１〜２０μｍであることが望ましい。
【００１１】また、上記超硬合金では、超硬合金の表面
に、周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭化物、窒化
物、炭窒化物、ＴｉＡｌＮ、ＴｉＺｒＮ、ＴｉＣｒＮ、
ＤＬＣ（ダイヤモンドライクカーボン）、ダイヤモンド
およびＡｌ2Ｏ3の群から選ばれる少なくとも１種からな
る硬質被膜を少なくとも１層を総厚み１〜３０μｍで被
着形成してなることが望ましい。
に、周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭化物、窒化
物、炭窒化物、ＴｉＡｌＮ、ＴｉＺｒＮ、ＴｉＣｒＮ、
ＤＬＣ（ダイヤモンドライクカーボン）、ダイヤモンド
およびＡｌ2Ｏ3の群から選ばれる少なくとも１種からな
る硬質被膜を少なくとも１層を総厚み１〜３０μｍで被
着形成してなることが望ましい。
【００１２】請求項５に係る超硬合金の製造方法は、炭
化タングステン粉末と、周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族
金属の群から選ばれる少なくとも１種の炭化物、窒化物
および／または炭窒化物粉末と、コバルト（Ｃｏ）およ
び／またはニッケル（Ｎｉ）粉末とからなる原料粉末を
粉砕混合して成形した後、非酸化性雰囲気中の１３５０
〜１６００℃の第１の焼成温度で０．３〜２時間保持
し、この第１の焼成温度よりも２０〜２００℃低い第２
の焼成温度に冷却し、続いて真空中の前記第２の焼成温
度で１〜３時間保持することを特徴とするものである。
化タングステン粉末と、周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族
金属の群から選ばれる少なくとも１種の炭化物、窒化物
および／または炭窒化物粉末と、コバルト（Ｃｏ）およ
び／またはニッケル（Ｎｉ）粉末とからなる原料粉末を
粉砕混合して成形した後、非酸化性雰囲気中の１３５０
〜１６００℃の第１の焼成温度で０．３〜２時間保持
し、この第１の焼成温度よりも２０〜２００℃低い第２
の焼成温度に冷却し、続いて真空中の前記第２の焼成温
度で１〜３時間保持することを特徴とするものである。
【００１３】上記超硬合金の製造方法では、前記原料粉
末を粉砕混合する際に用いる容器および粉砕部材の前記
原料粉末と接触する部分が鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃ
ｒ）を含有しないことが望ましい。
末を粉砕混合する際に用いる容器および粉砕部材の前記
原料粉末と接触する部分が鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃ
ｒ）を含有しないことが望ましい。
【００１４】
【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態を詳細
に説明する。本発明の超硬合金は、炭化タングステン相
と、コバルト（Ｃｏ）および／またはニッケル（Ｎｉ）
の結合金属を２〜２０重量％、特に６〜１５重量％と、
周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属の群から選ばれる少
なくとも１種の炭化物、窒化物および／または炭窒化物
からなる結晶相を０〜３０重量％、特に２〜２０重量
％、さらに５〜１５重量％と、不可避不純物とからなる
ものである。
に説明する。本発明の超硬合金は、炭化タングステン相
と、コバルト（Ｃｏ）および／またはニッケル（Ｎｉ）
の結合金属を２〜２０重量％、特に６〜１５重量％と、
周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属の群から選ばれる少
なくとも１種の炭化物、窒化物および／または炭窒化物
からなる結晶相を０〜３０重量％、特に２〜２０重量
％、さらに５〜１５重量％と、不可避不純物とからなる
ものである。
【００１５】ここで、コバルト（Ｃｏ）およびニッケル
（Ｎｉ）の結合金属の総含有量が２重量％より少ない
と、焼結時に発生する液相量が不足して焼結不良となる
結果、超硬合金の強度が低下し、逆に、結合金属の総含
有量が３０重量％より多いと、超硬合金に占める結合金
属相量が過剰となり、硬度が低下するとともに、切削加
工として金属加工に使用した場合に大きく塑性変形す
る。
（Ｎｉ）の結合金属の総含有量が２重量％より少ない
と、焼結時に発生する液相量が不足して焼結不良となる
結果、超硬合金の強度が低下し、逆に、結合金属の総含
有量が３０重量％より多いと、超硬合金に占める結合金
属相量が過剰となり、硬度が低下するとともに、切削加
工として金属加工に使用した場合に大きく塑性変形す
る。
【００１６】また、本発明によれば、超硬合金の硬度を
向上させるとともに、鉄（Ｆｅ）、クロム（Ｃｒ）、コ
バルト（Ｃｏ）およびニッケル（Ｎｉ）の各金属濃度を
所定の範囲内に制御する点で、周期律表第４ａ、５ａ、
６ａ族金属の群から選ばれる少なくとも１種の炭化物、
窒化物および／または炭窒化物を３０重量％以下の割合
で含有せしめることが望ましい。
向上させるとともに、鉄（Ｆｅ）、クロム（Ｃｒ）、コ
バルト（Ｃｏ）およびニッケル（Ｎｉ）の各金属濃度を
所定の範囲内に制御する点で、周期律表第４ａ、５ａ、
６ａ族金属の群から選ばれる少なくとも１種の炭化物、
窒化物および／または炭窒化物を３０重量％以下の割合
で含有せしめることが望ましい。
【００１７】本発明によれば、超硬合金中の鉄（Ｆｅ）
の含有量が１０〜３００ｐｐｍ、クロム（Ｃｒ）の含有
量が１００〜１０００ｐｐｍに制御され、かつ、超硬合
金内部の結合金属の総含有量をｗ1in、超硬合金内部の
鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）の総含有量をｗ2in、
超硬合金表面領域の結合金属の総含有量をｗ1suf、超硬
合金表面領域の鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）の総含
有量をｗ2sufとし、ｐ in＝ｗ2in／ｗ1in、ｐsuf＝ｗ
2suf／ｗ1sufとしたとき、ｐsuf＜ｐinの条件を満足す
る表面領域を具備する。すなわち、超硬合金の表面にお
ける結合金属に対する鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）
の含有比率を超硬合金の内部のそれよりも小さくするこ
とが大きな特徴である。これによって、被削材との溶着
や凝着が抑制でき、硬質被膜を被着形成する際にも良好
な硬質被膜を被着形成できる超硬合金が得られる。
の含有量が１０〜３００ｐｐｍ、クロム（Ｃｒ）の含有
量が１００〜１０００ｐｐｍに制御され、かつ、超硬合
金内部の結合金属の総含有量をｗ1in、超硬合金内部の
鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）の総含有量をｗ2in、
超硬合金表面領域の結合金属の総含有量をｗ1suf、超硬
合金表面領域の鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）の総含
有量をｗ2sufとし、ｐ in＝ｗ2in／ｗ1in、ｐsuf＝ｗ
2suf／ｗ1sufとしたとき、ｐsuf＜ｐinの条件を満足す
る表面領域を具備する。すなわち、超硬合金の表面にお
ける結合金属に対する鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）
の含有比率を超硬合金の内部のそれよりも小さくするこ
とが大きな特徴である。これによって、被削材との溶着
や凝着が抑制でき、硬質被膜を被着形成する際にも良好
な硬質被膜を被着形成できる超硬合金が得られる。
【００１８】ここで、超硬合金中の鉄（Ｆｅ）の含有量
は、工業的に１０ｐｐｍより低くすることができず、ま
た、超硬合金中の鉄（Ｆｅ）の含有量が３００ｐｐｍを
越えると、被削材との溶着や凝着が顕著となり、切削性
が低下する。一方、クロム（Ｃｒ）の含有量が１００ｐ
ｐｍより低いと、炭化タングステン相の粒成長が顕著と
なり、超硬合金の強度と靭性が低下する。逆に、クロム
（Ｃｒ）の含有量が１０００ｐｐｍを越えると、被削材
との溶着や凝着が顕著となり、切削性が低下する。
は、工業的に１０ｐｐｍより低くすることができず、ま
た、超硬合金中の鉄（Ｆｅ）の含有量が３００ｐｐｍを
越えると、被削材との溶着や凝着が顕著となり、切削性
が低下する。一方、クロム（Ｃｒ）の含有量が１００ｐ
ｐｍより低いと、炭化タングステン相の粒成長が顕著と
なり、超硬合金の強度と靭性が低下する。逆に、クロム
（Ｃｒ）の含有量が１０００ｐｐｍを越えると、被削材
との溶着や凝着が顕著となり、切削性が低下する。
【００１９】なお、本発明において、超硬合金中の鉄
（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）の含有量を測定するに
は、焼結後の超硬合金を超硬合金製乳鉢などを使って粉
砕した粉末を公知の方法で溶解した溶液を作製し、ＩＣ
Ｐ発光分光分析法で測定する方法によって定量すること
ができる。また、これら鉄（Ｆｅ）、クロム（Ｃｒ）、
コバルト（Ｃｏ）およびニッケル（Ｎｉ）の表面と内部
の局所的な含有量の比を測定するには、レーザーＩＣＰ
質量分析法を用いることができる。さらに、本発明にお
ける超硬合金の内部とは、超硬合金の表面から１ｍｍ以
上深い領域をいう。
（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）の含有量を測定するに
は、焼結後の超硬合金を超硬合金製乳鉢などを使って粉
砕した粉末を公知の方法で溶解した溶液を作製し、ＩＣ
Ｐ発光分光分析法で測定する方法によって定量すること
ができる。また、これら鉄（Ｆｅ）、クロム（Ｃｒ）、
コバルト（Ｃｏ）およびニッケル（Ｎｉ）の表面と内部
の局所的な含有量の比を測定するには、レーザーＩＣＰ
質量分析法を用いることができる。さらに、本発明にお
ける超硬合金の内部とは、超硬合金の表面から１ｍｍ以
上深い領域をいう。
【００２０】また、表面領域におけるｐsufとｐinとの
比（ｐsuf／ｐin）の最大値は、超硬合金表面の耐溶着
性と耐凝着性を改善するために、０．５〜０．９５、特
に０．６〜０．８であることが望ましい。
比（ｐsuf／ｐin）の最大値は、超硬合金表面の耐溶着
性と耐凝着性を改善するために、０．５〜０．９５、特
に０．６〜０．８であることが望ましい。
【００２１】また、表面領域の厚みは、被削材等の溶着
や凝着を抑制し、かつ表面領域の硬度を維持して、塑性
変形を防止する点で、１〜２０μｍであることが望まし
い。
や凝着を抑制し、かつ表面領域の硬度を維持して、塑性
変形を防止する点で、１〜２０μｍであることが望まし
い。
【００２２】なお、超硬合金中の炭化タングステン相は
六方晶であって、その平均粒径が０．５〜３．０μｍで
あることが望ましい。ここで、本発明における炭化タン
グステン相等の結晶相の平均粒径とは、超硬合金断面の
ＳＥＭ写真からインターセプト法によって求められる値
をいう。
六方晶であって、その平均粒径が０．５〜３．０μｍで
あることが望ましい。ここで、本発明における炭化タン
グステン相等の結晶相の平均粒径とは、超硬合金断面の
ＳＥＭ写真からインターセプト法によって求められる値
をいう。
【００２３】また、本発明によれば、超硬合金の表面
に、周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭化物、窒化
物、炭窒化物、ＴｉＡｌＮ、ＴｉＺｒＮ、ＴｉＣｒＮ、
ＤＬＣ（ダイヤモンドライクカーボン）、ダイヤモンド
およびＡｌ2Ｏ3の群から選ばれる少なくとも１種からな
る硬質被膜を少なくとも１層を被着形成してなるもので
あってもよく、これによって、超硬合金表面の硬度およ
び耐摩耗性を著しく向上させることができる。
に、周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭化物、窒化
物、炭窒化物、ＴｉＡｌＮ、ＴｉＺｒＮ、ＴｉＣｒＮ、
ＤＬＣ（ダイヤモンドライクカーボン）、ダイヤモンド
およびＡｌ2Ｏ3の群から選ばれる少なくとも１種からな
る硬質被膜を少なくとも１層を被着形成してなるもので
あってもよく、これによって、超硬合金表面の硬度およ
び耐摩耗性を著しく向上させることができる。
【００２４】さらに、本発明によれば、超硬合金の表面
に硬質被膜を被着形成する際においても、超硬合金表面
における鉄（Ｆｅ）やクロム（Ｃｒ）の含有比率が低い
ために、フェライトや炭化クロム等の生成による炭素の
減少が起きないために、界面付近にコバルトの低級炭化
物であるη相（Ｗ3Ｃｏ3Ｃ、Ｗ6Ｃｏ6Ｃなど）等の脆化
層が生成することなく、良好な硬質被膜を形成すること
ができる。
に硬質被膜を被着形成する際においても、超硬合金表面
における鉄（Ｆｅ）やクロム（Ｃｒ）の含有比率が低い
ために、フェライトや炭化クロム等の生成による炭素の
減少が起きないために、界面付近にコバルトの低級炭化
物であるη相（Ｗ3Ｃｏ3Ｃ、Ｗ6Ｃｏ6Ｃなど）等の脆化
層が生成することなく、良好な硬質被膜を形成すること
ができる。
【００２５】なお、硬質被膜の膜厚は、耐摩耗性と靭性
をともに維持する点で総厚み１〜３０μｍであることが
望ましく、また、硬質被膜は従来公知のＰＶＤ法やＣＶ
Ｄ法等の薄膜形成法によって被着形成される。
をともに維持する点で総厚み１〜３０μｍであることが
望ましく、また、硬質被膜は従来公知のＰＶＤ法やＣＶ
Ｄ法等の薄膜形成法によって被着形成される。
【００２６】（製造方法）次に、上述した超硬合金の製
造方法を説明する。まず、例えば鉄（Ｆｅ）およびクロ
ム（Ｃｒ）の含有量がそれぞれ０．００５〜０．１重量
％で平均粒径が０．５〜１０μｍの炭化タングステン粉
末を７０〜９０重量％と、鉄（Ｆｅ）とクロム（Ｃｒ）
の含有量がそれぞれ１５〜５００ｐｐｍで平均粒径が
０．５〜１０μｍの周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属
の群から選ばれる炭化物、窒化物および／または炭窒化
物粉末またはその固溶体粉末を０．１〜３０重量％と、
鉄（Ｆｅ）の含有量が１〜１５ｐｐｍでクロム（Ｃｒ）
の含有量が１〜２０ｐｐｍで平均粒径が０．５〜１０μ
ｍのコバルト（Ｃｏ）および／またはニッケル（Ｎｉ）
を５〜１５重量％と、さらには所望により金属タングス
テン（Ｗ）粉末あるいはカーボンブラック（Ｃ）とを秤
量して混合する。
造方法を説明する。まず、例えば鉄（Ｆｅ）およびクロ
ム（Ｃｒ）の含有量がそれぞれ０．００５〜０．１重量
％で平均粒径が０．５〜１０μｍの炭化タングステン粉
末を７０〜９０重量％と、鉄（Ｆｅ）とクロム（Ｃｒ）
の含有量がそれぞれ１５〜５００ｐｐｍで平均粒径が
０．５〜１０μｍの周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属
の群から選ばれる炭化物、窒化物および／または炭窒化
物粉末またはその固溶体粉末を０．１〜３０重量％と、
鉄（Ｆｅ）の含有量が１〜１５ｐｐｍでクロム（Ｃｒ）
の含有量が１〜２０ｐｐｍで平均粒径が０．５〜１０μ
ｍのコバルト（Ｃｏ）および／またはニッケル（Ｎｉ）
を５〜１５重量％と、さらには所望により金属タングス
テン（Ｗ）粉末あるいはカーボンブラック（Ｃ）とを秤
量して混合する。
【００２７】これらの混合粉末を鉄（Ｆｅ）およびクロ
ム（Ｃｒ）を含まない材料、例えば純度９９．９％以上
の超硬合金からなる内張りやメディアや攪拌アーム等を
有する粉砕機内に投入し、アルコール、アセトン、炭化
水素等の分散媒を加えて５〜３０時間湿式粉砕した後、
噴霧乾燥等の公知の造粒方法によって所望の粒径に造粒
する。ここで、粉砕時間が５時間より短いと原料粉末を
十分に粉砕して混合することができず、所望の均一な表
面領域を形成することができない。逆に、粉砕時間が３
０時間より長いと粉砕機から炭化タングステン成分およ
び他の不純物が多量に混入して混合粉末の組成ずれを引
き起こす。
ム（Ｃｒ）を含まない材料、例えば純度９９．９％以上
の超硬合金からなる内張りやメディアや攪拌アーム等を
有する粉砕機内に投入し、アルコール、アセトン、炭化
水素等の分散媒を加えて５〜３０時間湿式粉砕した後、
噴霧乾燥等の公知の造粒方法によって所望の粒径に造粒
する。ここで、粉砕時間が５時間より短いと原料粉末を
十分に粉砕して混合することができず、所望の均一な表
面領域を形成することができない。逆に、粉砕時間が３
０時間より長いと粉砕機から炭化タングステン成分およ
び他の不純物が多量に混入して混合粉末の組成ずれを引
き起こす。
【００２８】次に、得られた混合粉末を用いて、プレス
成形、鋳込成形、押出成形、冷間静水圧プレス成形等の
公知の成形方法によって所定形状に成形した後、２０Ｐ
ａ以上の非酸化性雰囲気中、１〜２０℃／分で１３５０
〜１６００℃の第１の焼成温度に昇温し、次いで第１の
焼成温度で０．３〜２時間、特に０．５〜１時間保持す
る。なお、非酸化性雰囲気とは、特に、窒素ガス
（Ｎ2）、ヘリウムガス（Ｈｅ）、アルゴンガス（Ａ
ｒ）、キセノンガス（Ｘｅ）等の不活性ガスを封入また
はフローさせる状態をいう。
成形、鋳込成形、押出成形、冷間静水圧プレス成形等の
公知の成形方法によって所定形状に成形した後、２０Ｐ
ａ以上の非酸化性雰囲気中、１〜２０℃／分で１３５０
〜１６００℃の第１の焼成温度に昇温し、次いで第１の
焼成温度で０．３〜２時間、特に０．５〜１時間保持す
る。なお、非酸化性雰囲気とは、特に、窒素ガス
（Ｎ2）、ヘリウムガス（Ｈｅ）、アルゴンガス（Ａ
ｒ）、キセノンガス（Ｘｅ）等の不活性ガスを封入また
はフローさせる状態をいう。
【００２９】かかる非酸化性雰囲気中、第１の焼成温度
で短時間保持することによって、コバルト（Ｃｏ）およ
び／またはニッケル（Ｎｉ）からなる結合金属の一部が
金属液相となる。このとき、鉄（Ｆｅ）とクロム（Ｃ
ｒ）は、コバルト（Ｃｏ）とニッケル（Ｎｉ）に伴って
溶融して拡散する。
で短時間保持することによって、コバルト（Ｃｏ）およ
び／またはニッケル（Ｎｉ）からなる結合金属の一部が
金属液相となる。このとき、鉄（Ｆｅ）とクロム（Ｃ
ｒ）は、コバルト（Ｃｏ）とニッケル（Ｎｉ）に伴って
溶融して拡散する。
【００３０】続いて上記第１の焼成温度から２０〜２０
０℃低い第２の焼成温度に、望ましくは、超硬合金中に
おける各々の金属の分布状態を最適化するために降温速
度５〜５０℃／時間で降温し、１０Ｐａより低い第２の
焼成温度の真空中、特に１２００〜１３８０℃で１〜３
時間保持し、表面からＣｏ（コバルト）および／または
ニッケル（Ｎｉ）が選択的に真空雰囲気中に蒸発すると
ともに、内部に存在するＣｏ（コバルト）および／また
はニッケル（Ｎｉ）が選択的に表面へと拡散する結果、
焼結体中に所定の金属の濃度勾配をつけることができ
る。その後、室温まで冷却することにより本発明の超硬
合金を作製することができる。
０℃低い第２の焼成温度に、望ましくは、超硬合金中に
おける各々の金属の分布状態を最適化するために降温速
度５〜５０℃／時間で降温し、１０Ｐａより低い第２の
焼成温度の真空中、特に１２００〜１３８０℃で１〜３
時間保持し、表面からＣｏ（コバルト）および／または
ニッケル（Ｎｉ）が選択的に真空雰囲気中に蒸発すると
ともに、内部に存在するＣｏ（コバルト）および／また
はニッケル（Ｎｉ）が選択的に表面へと拡散する結果、
焼結体中に所定の金属の濃度勾配をつけることができ
る。その後、室温まで冷却することにより本発明の超硬
合金を作製することができる。
【００３１】ここで、第１の焼成温度が１３５０℃より
低いと、温度が低くて適量の液相を生成させることがで
きず、焼結体を十分に緻密化させることができなくな
り、逆に第１の焼成温度が１６００℃より高いと、焼結
が過度に進行して炭化タングステン粒子等の硬質粒子が
粒成長して靭性や強度が低下するとともに、金属液相中
のコバルト（Ｃｏ）および／またはニッケル（Ｎｉ）が
選択的に表面から多量に蒸発して表面における金属の濃
度分布を所定の範囲とすることができず、かつ表面が脆
化する。
低いと、温度が低くて適量の液相を生成させることがで
きず、焼結体を十分に緻密化させることができなくな
り、逆に第１の焼成温度が１６００℃より高いと、焼結
が過度に進行して炭化タングステン粒子等の硬質粒子が
粒成長して靭性や強度が低下するとともに、金属液相中
のコバルト（Ｃｏ）および／またはニッケル（Ｎｉ）が
選択的に表面から多量に蒸発して表面における金属の濃
度分布を所定の範囲とすることができず、かつ表面が脆
化する。
【００３２】また、第１の焼成温度での保持時間が０．
１時間よりも短いと、適量の液相を生成させることがで
きず、焼結体を十分に緻密化させることができず、逆に
第１の焼成温度での保持時間が２時間よりも長いと、焼
結が過剰に進んで靭性や強度が低下するとともに、鉄
（Ｆｅ）とクロム（Ｃｒ）が所定量を超えて表面に析出
したり、表面が脆化する。
１時間よりも短いと、適量の液相を生成させることがで
きず、焼結体を十分に緻密化させることができず、逆に
第１の焼成温度での保持時間が２時間よりも長いと、焼
結が過剰に進んで靭性や強度が低下するとともに、鉄
（Ｆｅ）とクロム（Ｃｒ）が所定量を超えて表面に析出
したり、表面が脆化する。
【００３３】さらに、第２の焼成温度と第１の焼成温度
との差が２０℃よりも小さいと、コバルト（Ｃｏ）およ
びニッケル（Ｎｉ）と鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）
との移動速度（拡散速度）に差が生じないため、超硬合
金中に所望の濃度分布をつけることができず、逆に第２
の焼成温度と第１の焼成温度との差が２００℃よりも大
きいと、各金属の拡散速度が全体的に低下して所定の金
属濃度勾配をつけることができなくなる。
との差が２０℃よりも小さいと、コバルト（Ｃｏ）およ
びニッケル（Ｎｉ）と鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）
との移動速度（拡散速度）に差が生じないため、超硬合
金中に所望の濃度分布をつけることができず、逆に第２
の焼成温度と第１の焼成温度との差が２００℃よりも大
きいと、各金属の拡散速度が全体的に低下して所定の金
属濃度勾配をつけることができなくなる。
【００３４】
【実施例】表１に示す量で鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃ
ｒ）を含有する平均粒径が９μｍの炭化タングステン
（ＷＣ）粉末、金属コバルト（Ｃｏ）粉末および化合物
粉末を表１に示す比率で秤量し、純度９９．９９％以上
の超硬合金からなる内壁、メディア、および攪拌アーム
を有するアトライタミル内に導入し、これに２−プロパ
ノールを添加して１８時間湿式粉砕し、スプレードライ
によって造粒した後、プレス成形によって切削工具形状
（ＳＤＫ１２０３）に成形した。
ｒ）を含有する平均粒径が９μｍの炭化タングステン
（ＷＣ）粉末、金属コバルト（Ｃｏ）粉末および化合物
粉末を表１に示す比率で秤量し、純度９９．９９％以上
の超硬合金からなる内壁、メディア、および攪拌アーム
を有するアトライタミル内に導入し、これに２−プロパ
ノールを添加して１８時間湿式粉砕し、スプレードライ
によって造粒した後、プレス成形によって切削工具形状
（ＳＤＫ１２０３）に成形した。
【００３５】次に、得られた成形体を真空焼結炉にセッ
トし、１２℃／分の速度で昇温して表１に示す第１の焼
成温度で所定時間保持し、続いて表１に示す降温速度で
第２の焼成温度に降温した後、この第２の焼成温度で所
定時間保持し、その後室温まで冷却した。なお、表中の
真空雰囲気とは真空度８Ｐａ以下の状態に制御し、かつ
表中の各種ガス（Ａｒ、Ｎ2、Ｈｅ）雰囲気とは２５Ｐ
ａの状態に制御した。
トし、１２℃／分の速度で昇温して表１に示す第１の焼
成温度で所定時間保持し、続いて表１に示す降温速度で
第２の焼成温度に降温した後、この第２の焼成温度で所
定時間保持し、その後室温まで冷却した。なお、表中の
真空雰囲気とは真空度８Ｐａ以下の状態に制御し、かつ
表中の各種ガス（Ａｒ、Ｎ2、Ｈｅ）雰囲気とは２５Ｐ
ａの状態に制御した。
【００３６】得られた超硬合金に対して、超硬合金から
なる乳鉢で粉砕し、この粉末を溶解した溶液に対してＩ
ＣＰ発光分光分析を行ない、鉄（Ｆｅ）およびクロム
（Ｃｒ）の含有量を測定した。また、超硬合金の表面
と、１ｍｍ以上研削した面の鉄含有量をレーザーＩＣＰ
−ＭＳで測定した。なお、レーザーＩＣＰ−ＭＳの測定
面積は１０μｍφとした。
なる乳鉢で粉砕し、この粉末を溶解した溶液に対してＩ
ＣＰ発光分光分析を行ない、鉄（Ｆｅ）およびクロム
（Ｃｒ）の含有量を測定した。また、超硬合金の表面
と、１ｍｍ以上研削した面の鉄含有量をレーザーＩＣＰ
−ＭＳで測定した。なお、レーザーＩＣＰ−ＭＳの測定
面積は１０μｍφとした。
【００３７】
【表１】
【００３８】そして、得られた超硬合金を用いて下記
（テスト１）の条件によりステンレス鋼の切削を１５分
間行ない、切削工具のフランク摩耗量および境界損傷量
を測定した。なお、切削試験中にフランク摩耗量が０．
２ｍｍあるいは境界損傷量が０．５ｍｍに達した場合に
はその切削時間を測定した。さらに、切削試験後の工具
の刃先を観察し、変形や損傷の有無を確認した。その結
果を表２に示す。
（テスト１）の条件によりステンレス鋼の切削を１５分
間行ない、切削工具のフランク摩耗量および境界損傷量
を測定した。なお、切削試験中にフランク摩耗量が０．
２ｍｍあるいは境界損傷量が０．５ｍｍに達した場合に
はその切削時間を測定した。さらに、切削試験後の工具
の刃先を観察し、変形や損傷の有無を確認した。その結
果を表２に示す。
【００３９】テスト１
被削材 ：ステンレス鋼（ＳＵＳ３０４）
工具形状：ＳＤＫＮ１２０３ＡＵＴＮ
切削速度：２００ｍ／分
送り速度：０．２ｍｍ／刃
切り込み：２ｍｍ
その他 ：乾式切削
【００４０】
【表２】
【００４１】表１、表２の結果より、原料中の鉄（Ｆ
ｅ）の含有量が多い試料Ｎｏ．１および粉砕メディアお
よび撹拌アームとしてステンレスを用いた試料Ｎｏ．２
では、超硬合金全体中の鉄（Ｆｅ）の含有量が３００ｐ
ｐｍを越えてしまい、切削加工中に硬質被膜が摩滅して
超硬合金が露出した後に、急激に摩耗が進行して工具寿
命に達してしまった。また、第１の焼成温度のみで保持
する（一段焼成）パターンの焼成を行った試料Ｎｏ．３
および第１の焼成温度と第２の焼成温度との差が２００
℃を越える試料Ｎｏ．４では、いずれも表面におけるコ
バルト（Ｃｏ）および／またはニッケル（Ｎｉ）に対す
る鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）の含有比率が同等以
上となり、被削材の溶着や凝着が顕著で切削性能が低下
した。さらに、第１の焼成温度での保持と第２の焼成温
度での保持をともに真空中で行った試料Ｎｏ．５ではＰ
suf／Ｐinがほぼ１．０となり、表面と内部における
（鉄＋クロム）と（コバルト＋ニッケル）の存在比に差
がない。つまり発明品に比べて表面における脆化相の生
成量が多いため、硬質被膜の付着力が低下し、切削加工
中に被膜の剥離が発生した。この結果、摩耗量は増大
し、切削工具切れ刃に溶着物が多量に付着する結果とな
った。
ｅ）の含有量が多い試料Ｎｏ．１および粉砕メディアお
よび撹拌アームとしてステンレスを用いた試料Ｎｏ．２
では、超硬合金全体中の鉄（Ｆｅ）の含有量が３００ｐ
ｐｍを越えてしまい、切削加工中に硬質被膜が摩滅して
超硬合金が露出した後に、急激に摩耗が進行して工具寿
命に達してしまった。また、第１の焼成温度のみで保持
する（一段焼成）パターンの焼成を行った試料Ｎｏ．３
および第１の焼成温度と第２の焼成温度との差が２００
℃を越える試料Ｎｏ．４では、いずれも表面におけるコ
バルト（Ｃｏ）および／またはニッケル（Ｎｉ）に対す
る鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）の含有比率が同等以
上となり、被削材の溶着や凝着が顕著で切削性能が低下
した。さらに、第１の焼成温度での保持と第２の焼成温
度での保持をともに真空中で行った試料Ｎｏ．５ではＰ
suf／Ｐinがほぼ１．０となり、表面と内部における
（鉄＋クロム）と（コバルト＋ニッケル）の存在比に差
がない。つまり発明品に比べて表面における脆化相の生
成量が多いため、硬質被膜の付着力が低下し、切削加工
中に被膜の剥離が発生した。この結果、摩耗量は増大
し、切削工具切れ刃に溶着物が多量に付着する結果とな
った。
【００４２】これに対して、本発明に従う試料Ｎｏ．６
〜１３では、いずれもフランク摩耗量０．２ｍｍ（加工
時間／１５ｍｉｎ）以下の優れた耐摩耗性を有するもの
であった。
〜１３では、いずれもフランク摩耗量０．２ｍｍ（加工
時間／１５ｍｉｎ）以下の優れた耐摩耗性を有するもの
であった。
【００４３】（実施例２）また、試料Ｎｏ．２、１２、
１３については、表面にＰＶＤ法により表３に示す材質
と厚みの硬質被膜を成膜し、上記と同様の条件で切削試
験を行った。
１３については、表面にＰＶＤ法により表３に示す材質
と厚みの硬質被膜を成膜し、上記と同様の条件で切削試
験を行った。
【００４４】
【表３】
【００４５】表３から明らかなように、鉄の含有量が多
い試料２を母材とした試料Ｎｏ．２−１では硬質被膜が
剥離して被削物が工具表面に多量に溶着したのに対し
て、本発明に従う試料Ｎｏ．１２を母材にした試料１２
−１、２、３、および試料Ｎｏ．１３を母材にした試料
１３−１では硬質被膜が剥離することはなく、かつ被削
材の溶着も少ないものであった。
い試料２を母材とした試料Ｎｏ．２−１では硬質被膜が
剥離して被削物が工具表面に多量に溶着したのに対し
て、本発明に従う試料Ｎｏ．１２を母材にした試料１２
−１、２、３、および試料Ｎｏ．１３を母材にした試料
１３−１では硬質被膜が剥離することはなく、かつ被削
材の溶着も少ないものであった。
【００４６】本発明品については、旋盤で使用する旋削
加工用工具、フライス盤やマシニングセンターで使用す
る正面フライス、エンドミル、ボールエンドミル、ドリ
ル用の工具材種等、汎用的に使用することができる。
加工用工具、フライス盤やマシニングセンターで使用す
る正面フライス、エンドミル、ボールエンドミル、ドリ
ル用の工具材種等、汎用的に使用することができる。
【００４７】
【発明の効果】以上詳述したとおり、請求項１に係る超
硬合金によれば、超硬合金中の鉄（Ｆｅ）およびクロム
（Ｃｒ）の含有量を制御し、かつ超硬合金表面における
コバルト（Ｃｏ）およびまたはニッケル（Ｎｉ）に対す
る鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）の含有比率を超硬合
金内部よりも低減させることにより、被削材との溶着や
凝着が抑制でき、硬質被膜を被着形成する際にも良好な
硬質被膜を被着形成できる超硬合金が得られる。
硬合金によれば、超硬合金中の鉄（Ｆｅ）およびクロム
（Ｃｒ）の含有量を制御し、かつ超硬合金表面における
コバルト（Ｃｏ）およびまたはニッケル（Ｎｉ）に対す
る鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）の含有比率を超硬合
金内部よりも低減させることにより、被削材との溶着や
凝着が抑制でき、硬質被膜を被着形成する際にも良好な
硬質被膜を被着形成できる超硬合金が得られる。
【００４８】また、請求項５に係る超硬合金の製造方法
によれば、炭化タングステン粉末と、周期律表第４ａ、
５ａ、６ａ族金属の群から選ばれる少なくとも１種の炭
化物、窒化物および／または炭窒化物粉末と、コバルト
（Ｃｏ）および／またはニッケル（Ｎｉ）粉末とからな
る原料粉末を粉砕混合して成形した後、非酸化性雰囲気
中、１３５０〜１６００℃の第１の焼成温度で０．３〜
２時間保持し、続いて前記第１の焼成温度よりも２０〜
２００℃低い第２の焼成温度に冷却し、この第２の焼成
温度の真空中で１〜３時間保持することから、超硬合金
中の鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）の含有量を制御
し、かつ超硬合金表面におけるコバルト（Ｃｏ）および
またはニッケル（Ｎｉ）に対する鉄（Ｆｅ）およびクロ
ム（Ｃｒ）の含有比率を、超硬合金内部よりも低減させ
た超硬合金となり、被削材との溶着や凝着が抑制でき、
硬質被膜を被着形成する際にも良好な硬質被膜を被着形
成できる。
によれば、炭化タングステン粉末と、周期律表第４ａ、
５ａ、６ａ族金属の群から選ばれる少なくとも１種の炭
化物、窒化物および／または炭窒化物粉末と、コバルト
（Ｃｏ）および／またはニッケル（Ｎｉ）粉末とからな
る原料粉末を粉砕混合して成形した後、非酸化性雰囲気
中、１３５０〜１６００℃の第１の焼成温度で０．３〜
２時間保持し、続いて前記第１の焼成温度よりも２０〜
２００℃低い第２の焼成温度に冷却し、この第２の焼成
温度の真空中で１〜３時間保持することから、超硬合金
中の鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）の含有量を制御
し、かつ超硬合金表面におけるコバルト（Ｃｏ）および
またはニッケル（Ｎｉ）に対する鉄（Ｆｅ）およびクロ
ム（Ｃｒ）の含有比率を、超硬合金内部よりも低減させ
た超硬合金となり、被削材との溶着や凝着が抑制でき、
硬質被膜を被着形成する際にも良好な硬質被膜を被着形
成できる。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考）
Ｃ２３Ｃ 30/00 Ｃ２３Ｃ 30/00 Ｃ
// Ｂ２３Ｂ 27/14 Ｂ２３Ｂ 27/14 Ｂ
Ｆターム(参考） 3C046 FF03 FF10 FF12 FF13 FF25
FF32 FF39 FF53 FF55
4K018 AB02 AB03 AC01 AD01 BA04
DA21 DA33 KA02 KA05 KA15
4K044 AA09 AB10 BA13 BA18 BB01
BB02 BC01 CA13 CA14
Claims (6)
- 【請求項１】 コバルト（Ｃｏ）および／またはニッケ
ル（Ｎｉ）の結合金属を２〜２０重量％、周期律表第４
ａ、５ａ、６ａ族金属の群から選ばれる少なくとも１種
の炭化物、窒化物および／または炭窒化物を０〜３０重
量％含有するともに、鉄（Ｆｅ）を１０〜３００ｐｐ
ｍ、クロム（Ｃｒ）を１００〜１０００ｐｐｍ含有し、
残部が炭化タングステンと不可避不純物から成る超硬合
金において、この超硬合金の表面近傍に、この超硬合金
内部の前記結合金属の総含有量をｗ 1in、この超硬合金
内部の鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）の総含有量をｗ
2in、この超硬合金表面領域の前記結合金属の総含有量
をｗ1suf、この超硬合金表面領域の鉄（Ｆｅ）およびク
ロム（Ｃｒ）の総含有量をｗ2sufとし、ｐin＝ｗ2in／
ｗ1in、ｐsuf＝ｗ2suf／ｗ1sufとしたとき、ｐsuf＜ｐ
inの条件を満足する表面領域を有することを特徴とする
超硬合金。 - 【請求項２】 前記表面領域における前記ｐsufとｐin
との比（ｐsuf／ｐin）の最大値が０．５〜０．９５で
あることを特徴とする請求項１記載の超硬合金。 - 【請求項３】 前記表面領域の厚みが１〜２０μｍであ
ることを特徴とする請求項１または２記載の超硬合金。 - 【請求項４】 前記超硬合金の表面に、周期律表第４
ａ、５ａ、６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物、Ｔ
ｉＡｌＮ、ＴｉＺｒＮ、ＴｉＣｒＮ、ＤＬＣ（ダイヤモ
ンドライクカーボン）、ダイヤモンドおよびＡｌ2Ｏ3の
群から選ばれる少なくとも１種からなる硬質被膜の少な
くとも１層を総厚み１〜３０μｍで被着形成してなるこ
とを特徴とする請求項１乃至３のいずれか記載の超硬合
金。 - 【請求項５】 炭化タングステン粉末と、周期律表第４
ａ、５ａ、６ａ族金属の群から選ばれる少なくとも１種
の炭化物、窒化物および／または炭窒化物粉末と、コバ
ルト（Ｃｏ）および／またはニッケル（Ｎｉ）粉末とか
らなる原料粉末を粉砕混合して成形した後、非酸化性雰
囲気中の１３５０〜１６００℃の第１の焼成温度で０．
３〜２時間保持し、この第１の焼成温度よりも２０〜２
００℃低い第２の焼成温度に冷却し、続いて真空中の前
記第２の焼成温度で１〜３時間保持することを特徴とす
る超硬合金の製造方法。 - 【請求項６】 前記原料粉末を粉砕混合する際に用いる
容器および粉砕部材の前記原料粉末と接触する部分が鉄
（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）を実質的に含有しないこ
とを特徴とする請求項５記載の超硬合金の製造方法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001298672A JP3762278B2 (ja) | 2001-09-27 | 2001-09-27 | 超硬合金およびその製造方法 |
| DE10244955.4A DE10244955C5 (de) | 2001-09-26 | 2002-09-26 | Sinterhartmetall, Verwendung eines Sinterhartmetalls und Verfahren zur Herstellung eines Sinterhartmetalls |
| US10/256,275 US6797369B2 (en) | 2001-09-26 | 2002-09-26 | Cemented carbide and cutting tool |
| US10/916,671 US7018726B2 (en) | 2001-09-26 | 2004-08-12 | Cemented carbide and cutting tool |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001298672A JP3762278B2 (ja) | 2001-09-27 | 2001-09-27 | 超硬合金およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003105459A true JP2003105459A (ja) | 2003-04-09 |
| JP3762278B2 JP3762278B2 (ja) | 2006-04-05 |
Family
ID=19119536
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001298672A Expired - Lifetime JP3762278B2 (ja) | 2001-09-26 | 2001-09-27 | 超硬合金およびその製造方法 |
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|---|---|
| JP (1) | JP3762278B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007513256A (ja) * | 2003-12-03 | 2007-05-24 | ケンナメタル インコーポレイテッド | ジルコニウム及びニオブを含有する超硬合金体及びその製造方法 |
| WO2022202136A1 (ja) * | 2021-03-25 | 2022-09-29 | 京セラ株式会社 | 超硬合金および切削工具 |
| CN116103561A (zh) * | 2023-01-17 | 2023-05-12 | 株洲硬质合金集团有限公司 | 一种锰钢基钢结硬质合金的制备方法 |
-
2001
- 2001-09-27 JP JP2001298672A patent/JP3762278B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007513256A (ja) * | 2003-12-03 | 2007-05-24 | ケンナメタル インコーポレイテッド | ジルコニウム及びニオブを含有する超硬合金体及びその製造方法 |
| JP2011202278A (ja) * | 2003-12-03 | 2011-10-13 | Kennametal Inc | ジルコニウム及びニオブを含有する超硬合金体及びその製造方法 |
| JP4796969B2 (ja) * | 2003-12-03 | 2011-10-19 | ケンナメタル インコーポレイテッド | ジルコニウム及びニオブを含有する超硬合金体及びその製造方法 |
| WO2022202136A1 (ja) * | 2021-03-25 | 2022-09-29 | 京セラ株式会社 | 超硬合金および切削工具 |
| CN116103561A (zh) * | 2023-01-17 | 2023-05-12 | 株洲硬质合金集团有限公司 | 一种锰钢基钢结硬质合金的制备方法 |
| CN116103561B (zh) * | 2023-01-17 | 2024-05-31 | 株洲硬质合金集团有限公司 | 一种锰钢基钢结硬质合金的制备方法 |
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|---|---|
| JP3762278B2 (ja) | 2006-04-05 |
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