JP2600359B2 - 表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具の製造法 - Google Patents
表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具の製造法Info
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 この発明は、硬質被覆層の炭化タングステン（以下WC
で示す）基超硬合金基体表面に対する付着強度が著しく
高く、かつ基体表面部におけるβ−固溶体を主体とする
硬質表面層の安定的形成が可能で、切削に際してすぐれ
た耐摩耗性を長期に亘って発揮する表面被覆WC基超硬合
金製切削工具の製造法に関するものである。
で示す）基超硬合金基体表面に対する付着強度が著しく
高く、かつ基体表面部におけるβ−固溶体を主体とする
硬質表面層の安定的形成が可能で、切削に際してすぐれ
た耐摩耗性を長期に亘って発揮する表面被覆WC基超硬合
金製切削工具の製造法に関するものである。
従来、一般に、原料粉末を、 結合相形成成分としての鉄族金属のうちの１種または
２種以上:5〜25％、 分散相形成成分としての周期律表の4a,5a,および6a族
金属の炭化物および窒化物、並びにこれらの２種以上の
固溶体のうちの１種または２種以上:5〜60％、 同じく分散相形成成分としてのWC:残り、 からなる組成（以上重量％、以下％は重量％を示す）に
配合し、いずれも通常の条件で、湿式または乾式混合
し、圧粉体にプレス成形した後、真空中、1380〜1450℃
の範囲内の所定温度で焼結してWC基超硬合金基体とし、
ついでこの基体の表面に、通常の化学蒸着法および物理
蒸着法を用いて、周期律表の4a,5a,または6a族金属の炭
化物、窒化物、酸化物、およびほう化物、並びにこれら
の２種以上の固溶体、さらに酸化アルミニウム（以下Al
2O3で示す）および酸化ジルコニウム（以下ZrO2で示
す）のうちの１種の単層または２種以上の複層からなる
硬質被覆層を１〜20μｍの平均層厚で形成することによ
り表面被覆WC基超硬合金製切削工具を製造する方法が知
られている。
２種以上:5〜25％、 分散相形成成分としての周期律表の4a,5a,および6a族
金属の炭化物および窒化物、並びにこれらの２種以上の
固溶体のうちの１種または２種以上:5〜60％、 同じく分散相形成成分としてのWC:残り、 からなる組成（以上重量％、以下％は重量％を示す）に
配合し、いずれも通常の条件で、湿式または乾式混合
し、圧粉体にプレス成形した後、真空中、1380〜1450℃
の範囲内の所定温度で焼結してWC基超硬合金基体とし、
ついでこの基体の表面に、通常の化学蒸着法および物理
蒸着法を用いて、周期律表の4a,5a,または6a族金属の炭
化物、窒化物、酸化物、およびほう化物、並びにこれら
の２種以上の固溶体、さらに酸化アルミニウム（以下Al
2O3で示す）および酸化ジルコニウム（以下ZrO2で示
す）のうちの１種の単層または２種以上の複層からなる
硬質被覆層を１〜20μｍの平均層厚で形成することによ
り表面被覆WC基超硬合金製切削工具を製造する方法が知
られている。
また、上記の表面被覆WC基超硬合金製切削工具の製造
に際して、耐摩耗性の向上をはかる目的で、表面部に上
記の分散相形成成分で構成されたβ−固溶体を主体とす
る硬質表面層を２〜10μｍの平均層厚で形成してなるWC
基超硬合金基体を用いることも知られており、さらに基
体表面部に硬質表面層を形成する方法として、 （ａ）例えば特開昭55−104475号公報に記載されるよう
に、WC基超硬合金基体に、N2ガスとCOガスの混合ガス雰
囲気中、前記基体の液相出現温度以上の温度に加熱保
持、例えばN2分圧:150torr、CO分圧:50torrからなる200
torrの減圧雰囲気中、温度:1400℃に２時間保持の熱処
理を施す方法、 （ｂ）同様に特開昭63−103069号公報の実施例に記載さ
れるように、真空中、1400℃に加熱保持の条件でWC基超
硬合金基体を焼結するに際して、焼結温度からの冷却
を、N2分圧:5torrのN2ガス雰囲気中で、0.5℃/minの冷
却速度で徐冷する方法、 などの方法が提案されている。
に際して、耐摩耗性の向上をはかる目的で、表面部に上
記の分散相形成成分で構成されたβ−固溶体を主体とす
る硬質表面層を２〜10μｍの平均層厚で形成してなるWC
基超硬合金基体を用いることも知られており、さらに基
体表面部に硬質表面層を形成する方法として、 （ａ）例えば特開昭55−104475号公報に記載されるよう
に、WC基超硬合金基体に、N2ガスとCOガスの混合ガス雰
囲気中、前記基体の液相出現温度以上の温度に加熱保
持、例えばN2分圧:150torr、CO分圧:50torrからなる200
torrの減圧雰囲気中、温度:1400℃に２時間保持の熱処
理を施す方法、 （ｂ）同様に特開昭63−103069号公報の実施例に記載さ
れるように、真空中、1400℃に加熱保持の条件でWC基超
硬合金基体を焼結するに際して、焼結温度からの冷却
を、N2分圧:5torrのN2ガス雰囲気中で、0.5℃/minの冷
却速度で徐冷する方法、 などの方法が提案されている。
しかし、上記の（ａ）の方法では、雰囲気中のN2分圧
が高く、かつ加熱温度も液相出現温度以上と高いので、
基体表面が荒れるようになり、また上記の（ｂ）方法に
おいても、焼結温度からの冷却速度が0.5℃/minときわ
めて遅いために、液相出現温度以上の温度に長時間保持
されることになり、同様に表面荒れが発生し易い傾向に
あり、このため雰囲気中のN2分圧を5torrと低めにして
いるが、雰囲気中のN2分圧が低いと硬質表面層の形成が
著しく不安定になって、その層厚にバラツキが生じ易い
という問題があり、しかもこのように表面が荒れた基体
に形成された硬質被覆層は、付着強度が低く、切削時に
剥離を生じ易く、硬質被覆層形成による耐摩耗性の向上
効果を十分に発揮させることができないのが現状であ
る。
が高く、かつ加熱温度も液相出現温度以上と高いので、
基体表面が荒れるようになり、また上記の（ｂ）方法に
おいても、焼結温度からの冷却速度が0.5℃/minときわ
めて遅いために、液相出現温度以上の温度に長時間保持
されることになり、同様に表面荒れが発生し易い傾向に
あり、このため雰囲気中のN2分圧を5torrと低めにして
いるが、雰囲気中のN2分圧が低いと硬質表面層の形成が
著しく不安定になって、その層厚にバラツキが生じ易い
という問題があり、しかもこのように表面が荒れた基体
に形成された硬質被覆層は、付着強度が低く、切削時に
剥離を生じ易く、硬質被覆層形成による耐摩耗性の向上
効果を十分に発揮させることができないのが現状であ
る。
そこで、本発明者等は、上述のような観点から、硬質
被覆層が基体表面に対して高い付着強度を有し、切削時
にすぐれた耐摩耗性を示す表面被覆WC基超硬合金製切削
工具を製造すべく、特に硬質表面層を有するWC基超硬合
金基体に着目し研究を行なった結果、 （１）WC基超硬合金の表面部に硬質表面層を形成するに
際して、WC基超硬合金基体の焼結前の圧粉体の配合組成
を、 結合相形成成分として、Co粉末:3〜15％、 硬質分散相形成成分として、Ti,Ta,Nb,およびＷの炭
化物、Ti,Ta,およびNbの窒化物、並びにこれらの２種以
上の固溶体（以下、これらを総称して（Ti,Ta,Nb,W）Ｃ
・Ｎで示す）のうちの１種または２種以上の粉末:5〜60
％、 同じく硬質分散相形成成分として、WC粉末：残り、 からなる組成に特定した上で、雰囲気圧力を相対的に高
圧力の300〜760torrに限定すると、上記の分散相形成成
分で構成されたβ−固溶体を主体とする硬質表面層を、
バラツキがなく、安定的に形成することができること。
被覆層が基体表面に対して高い付着強度を有し、切削時
にすぐれた耐摩耗性を示す表面被覆WC基超硬合金製切削
工具を製造すべく、特に硬質表面層を有するWC基超硬合
金基体に着目し研究を行なった結果、 （１）WC基超硬合金の表面部に硬質表面層を形成するに
際して、WC基超硬合金基体の焼結前の圧粉体の配合組成
を、 結合相形成成分として、Co粉末:3〜15％、 硬質分散相形成成分として、Ti,Ta,Nb,およびＷの炭
化物、Ti,Ta,およびNbの窒化物、並びにこれらの２種以
上の固溶体（以下、これらを総称して（Ti,Ta,Nb,W）Ｃ
・Ｎで示す）のうちの１種または２種以上の粉末:5〜60
％、 同じく硬質分散相形成成分として、WC粉末：残り、 からなる組成に特定した上で、雰囲気圧力を相対的に高
圧力の300〜760torrに限定すると、上記の分散相形成成
分で構成されたβ−固溶体を主体とする硬質表面層を、
バラツキがなく、安定的に形成することができること。
（２）上記（１）項に示される高圧力雰囲気では、基体
表面、すなわち硬質表面層の表面が厚く、かつ荒れ易
く、また、処理温度が基体の液相出現温度以上の高温で
あると、その処理時間を短かくしても、基体内部より液
相を介してβ−固溶体を形成する成分、特に金属成分が
表面部に急速に拡散するため、硬質表面層の成長が、硬
質表面層の形成初期から荒れが生じ易い後期までほぼ同
じ速い速度で進行するようになることから、同様に硬質
表面部が荒れるようになるが、基体表面部での結合相を
硬質表面層の成長とともに液相から固相に変え、かつ処
理温度を成長とともに低めると、硬質表面層の成長とと
もにβ−固溶体を構成する、特に金属成分の拡散速度が
遅くなることから、硬質表面層の形成後期段階での成長
速度が遅くなって、表面荒れが抑制されるようになり、
このように表面荒れのない、表面平滑な基体に形成され
た硬質被覆層は強固な付着強度をもつようになること。
表面、すなわち硬質表面層の表面が厚く、かつ荒れ易
く、また、処理温度が基体の液相出現温度以上の高温で
あると、その処理時間を短かくしても、基体内部より液
相を介してβ−固溶体を形成する成分、特に金属成分が
表面部に急速に拡散するため、硬質表面層の成長が、硬
質表面層の形成初期から荒れが生じ易い後期までほぼ同
じ速い速度で進行するようになることから、同様に硬質
表面部が荒れるようになるが、基体表面部での結合相を
硬質表面層の成長とともに液相から固相に変え、かつ処
理温度を成長とともに低めると、硬質表面層の成長とと
もにβ−固溶体を構成する、特に金属成分の拡散速度が
遅くなることから、硬質表面層の形成後期段階での成長
速度が遅くなって、表面荒れが抑制されるようになり、
このように表面荒れのない、表面平滑な基体に形成され
た硬質被覆層は強固な付着強度をもつようになること。
（３）基体表面部の結合相を内部より早く液相から固相
に変えるには、急速冷却を行なえばよいこと。また、こ
の急速冷却により硬質表面層の層厚を制御することがで
き、かつ相対的に薄い0.02〜２μｍの平均層厚での形成
が可能であること。
に変えるには、急速冷却を行なえばよいこと。また、こ
の急速冷却により硬質表面層の層厚を制御することがで
き、かつ相対的に薄い0.02〜２μｍの平均層厚での形成
が可能であること。
以上（１）〜（３）項に示される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、 混合粉末から成形された圧粉体を通常の条件で焼結し
てWC基超硬合金基体とし、これの表面に同じく通常の条
件で項質被覆層を形成して表面被覆WC基超硬合金製切削
工具を製造するに際して、 上記圧粉体の配合組成を、 Co粉末:3〜15％、 （Ti,Ta,Nb,W）Ｃ・Ｎのうちの１種または２種以上の粉
末:5〜60％、 WC粉末：残り、 からなる組成とすると共に、焼結時の焼結温度からの冷
却時、あるいは焼結後のWC基超硬合金基体に、 300〜760torrの範囲内の所定圧力を有する、浸炭性、
窒化性、および酸化性のうちのいずれかの雰囲気、ある
いはこれらの２種以上の混合雰囲気中、1500〜1270℃の
範囲内の所定温度から1250℃以下の所定温度までを、10
〜50℃/minの範囲内の所定の冷却速度で急冷の熱処理を
施して、上記WC基超硬合金基体の表面部に、β−固溶体
を主体とし、かつ表面平滑な硬質表面層を形成し、もっ
て硬質被覆層の密着強度が高い表面被覆WC基超硬合金製
切削工具を製造する方法に特徴を有するものである。
って、 混合粉末から成形された圧粉体を通常の条件で焼結し
てWC基超硬合金基体とし、これの表面に同じく通常の条
件で項質被覆層を形成して表面被覆WC基超硬合金製切削
工具を製造するに際して、 上記圧粉体の配合組成を、 Co粉末:3〜15％、 （Ti,Ta,Nb,W）Ｃ・Ｎのうちの１種または２種以上の粉
末:5〜60％、 WC粉末：残り、 からなる組成とすると共に、焼結時の焼結温度からの冷
却時、あるいは焼結後のWC基超硬合金基体に、 300〜760torrの範囲内の所定圧力を有する、浸炭性、
窒化性、および酸化性のうちのいずれかの雰囲気、ある
いはこれらの２種以上の混合雰囲気中、1500〜1270℃の
範囲内の所定温度から1250℃以下の所定温度までを、10
〜50℃/minの範囲内の所定の冷却速度で急冷の熱処理を
施して、上記WC基超硬合金基体の表面部に、β−固溶体
を主体とし、かつ表面平滑な硬質表面層を形成し、もっ
て硬質被覆層の密着強度が高い表面被覆WC基超硬合金製
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、製造条件を上記の
通りに限定した理由を説明する。
通りに限定した理由を説明する。
A.配合組成 （ａ）Co粉末 Co粉末は、基体の結合相を形成し、これに靭性を付与
する作用をもつが、その配合量が３％未満では所定の靭
性を確保することができず、一方その配合量が15％を越
えると塑性変形などが生じ易くなって耐摩耗性低下の原
因となることから、その配合量を３〜15％と定めた。
する作用をもつが、その配合量が３％未満では所定の靭
性を確保することができず、一方その配合量が15％を越
えると塑性変形などが生じ易くなって耐摩耗性低下の原
因となることから、その配合量を３〜15％と定めた。
（ｂ）（Ti,Ta,Nb,W）Ｃ・Ｎ粉末、 これらの粉末には、基体の硬さを上げて、耐摩耗性を
向上させるほか、硬質表面層の形成をスムーズに行なう
作用があるが、その配合量が５％未満では前記作用に所
望の効果が得られず、一方その配合量が60％を越えると
靭性が急激に低下するようになることから、その配合量
を５〜60％と定めた。
向上させるほか、硬質表面層の形成をスムーズに行なう
作用があるが、その配合量が５％未満では前記作用に所
望の効果が得られず、一方その配合量が60％を越えると
靭性が急激に低下するようになることから、その配合量
を５〜60％と定めた。
B.熱処理条件 （ａ）雰囲気圧力 雰囲気圧力の限定は硬質表面層の安定的形成には不可
欠であり、したがって、その圧力が300torr未満では硬
質表面層の形成が不安定になり、一方、その圧力が760t
orrを越えると、大気に対して加圧状態となるため、現
状の真空焼結炉での適用ができなくなるばかりでなく、
硬質表面層の表面荒れが起り易くなることから、その圧
力を300〜760torrと定めた。なお、500〜760torrの雰囲
気圧力が望ましい。
欠であり、したがって、その圧力が300torr未満では硬
質表面層の形成が不安定になり、一方、その圧力が760t
orrを越えると、大気に対して加圧状態となるため、現
状の真空焼結炉での適用ができなくなるばかりでなく、
硬質表面層の表面荒れが起り易くなることから、その圧
力を300〜760torrと定めた。なお、500〜760torrの雰囲
気圧力が望ましい。
（ｂ）急冷開始温度 この温度が1500℃を越えて高くなると、硬質表面層に
表面荒れが生じ易くなり、一方この温度が1270℃未満に
なると、硬質表面層の形成が困難になることから、急冷
開始温度を1500〜1270℃と定めた。なお、望ましくは固
相と液相が共存する温度領域を中心とする1380〜1270℃
がよい。
表面荒れが生じ易くなり、一方この温度が1270℃未満に
なると、硬質表面層の形成が困難になることから、急冷
開始温度を1500〜1270℃と定めた。なお、望ましくは固
相と液相が共存する温度領域を中心とする1380〜1270℃
がよい。
（ｃ）急冷終了最高温度 1250℃まで硬質表面層の形成が進行し、1250℃以下に
なると結合相が固相となり、これの形成が停止するよう
になるので、1250℃まで急冷すれば十分である。したが
って、1250℃以下の所定の温度、例えば100℃程度まで
急冷して焼結工程の短縮化をはかるようにしてもよいこ
とは勿論である。
なると結合相が固相となり、これの形成が停止するよう
になるので、1250℃まで急冷すれば十分である。したが
って、1250℃以下の所定の温度、例えば100℃程度まで
急冷して焼結工程の短縮化をはかるようにしてもよいこ
とは勿論である。
（ｄ）冷却速度 10℃/minより遅い冷却速度では、結合相が長時間液相
状態におかれることになるから、硬質表面層の表面荒れ
が顕著に現れるようになり、一方50℃/minを越えた冷却
速度にすると、硬質表面層の形成が抑制されるようにな
ることから、これを10〜50℃/min、望ましくは20〜40℃
/minと定めた。
状態におかれることになるから、硬質表面層の表面荒れ
が顕著に現れるようになり、一方50℃/minを越えた冷却
速度にすると、硬質表面層の形成が抑制されるようにな
ることから、これを10〜50℃/min、望ましくは20〜40℃
/min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。
する。
原料粉末として、いずれも１μｍの平均粒径を有する
各種の（Ti,Ta,Nb,W）C.N粉末およびCo粉末、さらに同
3.5μｍのWC粉末を用意し、これらの原料粉末をそれぞ
れ第１表に示される配合組成に配合し、ボールミルにて
72時間湿式混合し、乾燥した後、10kg/mm2の圧力で、IS
O規格SNMG120408に則した形状の圧粉体Ａ〜Ｆにプレス
成形し、ついでこれらの圧粉体Ａ〜Ｆを、ぞれぞれ0.07
〜0.09torrの真空中、第２表に示される焼結温度に１〜
1.5時間保持の条件で焼結し、この焼結温度からの冷却
時、あるいは焼結雰囲気と同じ真空中で室温まで冷却
後、急冷開始温度に再加熱した状態で、それぞれ第２表
に示される条件で熱処理を施すことにより表面部に硬質
表面層を有するWC基超硬合金基体を形成し、この基体の
縦断面における表面部を観察すると共に、β−固溶体を
主体とする硬質表面層の平均層厚を測定し、さらに前記
基体の表面粗さも測定し（これらの測定結果は第３表に
示す）、引続いて通常の化学蒸着装置を用い、同じく通
常の条件で、第２表に示される組成および平均層厚を有
する硬質被覆層を前記基体の表面に形成することにより
本発明法１〜12を実施し、表面被覆WC基超硬合金製切削
工具（以下、本発明被覆超硬合金チップ１〜12という）
をそれぞれ製造した。
各種の（Ti,Ta,Nb,W）C.N粉末およびCo粉末、さらに同
3.5μｍのWC粉末を用意し、これらの原料粉末をそれぞ
れ第１表に示される配合組成に配合し、ボールミルにて
72時間湿式混合し、乾燥した後、10kg/mm2の圧力で、IS
O規格SNMG120408に則した形状の圧粉体Ａ〜Ｆにプレス
成形し、ついでこれらの圧粉体Ａ〜Ｆを、ぞれぞれ0.07
〜0.09torrの真空中、第２表に示される焼結温度に１〜
1.5時間保持の条件で焼結し、この焼結温度からの冷却
時、あるいは焼結雰囲気と同じ真空中で室温まで冷却
後、急冷開始温度に再加熱した状態で、それぞれ第２表
に示される条件で熱処理を施すことにより表面部に硬質
表面層を有するWC基超硬合金基体を形成し、この基体の
縦断面における表面部を観察すると共に、β−固溶体を
主体とする硬質表面層の平均層厚を測定し、さらに前記
基体の表面粗さも測定し（これらの測定結果は第３表に
示す）、引続いて通常の化学蒸着装置を用い、同じく通
常の条件で、第２表に示される組成および平均層厚を有
する硬質被覆層を前記基体の表面に形成することにより
本発明法１〜12を実施し、表面被覆WC基超硬合金製切削
工具（以下、本発明被覆超硬合金チップ１〜12という）
をそれぞれ製造した。
また、比較の目的で、圧粉体Ａを、0.08torrの真空
中、1420℃に１時間保持後、炉冷の条件で焼結してWC基
超硬合金基体を形成し、この基体に、上下面を研磨加工
した状態で、N2分圧:150torr、CO分圧:50torrからなる
圧力:200torrの減圧雰囲気中、温度:1400℃に２時間保
持の条件で熱処理を施して、その表面部に硬質表面層を
形成し、この状態で同一の条件で観察および測定を行な
い、ついで同じく同一の条件でTiC:6μｍからなる硬質
被覆層を基体表面に形成することにより従来法１を実施
し、表面被覆層WC基超硬合金製切削工具（以下、従来被
覆超硬合金チップ１という）を製造した。
中、1420℃に１時間保持後、炉冷の条件で焼結してWC基
超硬合金基体を形成し、この基体に、上下面を研磨加工
した状態で、N2分圧:150torr、CO分圧:50torrからなる
圧力:200torrの減圧雰囲気中、温度:1400℃に２時間保
持の条件で熱処理を施して、その表面部に硬質表面層を
形成し、この状態で同一の条件で観察および測定を行な
い、ついで同じく同一の条件でTiC:6μｍからなる硬質
被覆層を基体表面に形成することにより従来法１を実施
し、表面被覆層WC基超硬合金製切削工具（以下、従来被
覆超硬合金チップ１という）を製造した。
さらに、比較の目的で、圧粉体Ａを、0.09torrの真空
中、1420℃の焼結温度に１時間保持し、前記焼結温度か
らの冷却時に、N2ガスを導入して、N2分圧:5torrの雰囲
気とし、この雰囲気中で 0.5℃/minの冷却速度で1200℃まで徐冷し、以後真空中
にて室温まで炉冷の熱処理を施すことにより表面部に硬
質表面層を有するWC基超硬合金基体を形成し、この基体
についても同一の条件で観察および測定を行ない、さら
に同じく同一の条件でTiC:6μｍからなる硬質被覆層を
基体表面に形成することにより従来法２を実施し、表面
被覆WC基超硬合金製切削工具（以下、従来被覆超硬合金
チップ２という）を製造した。
中、1420℃の焼結温度に１時間保持し、前記焼結温度か
らの冷却時に、N2ガスを導入して、N2分圧:5torrの雰囲
気とし、この雰囲気中で 0.5℃/minの冷却速度で1200℃まで徐冷し、以後真空中
にて室温まで炉冷の熱処理を施すことにより表面部に硬
質表面層を有するWC基超硬合金基体を形成し、この基体
についても同一の条件で観察および測定を行ない、さら
に同じく同一の条件でTiC:6μｍからなる硬質被覆層を
基体表面に形成することにより従来法２を実施し、表面
被覆WC基超硬合金製切削工具（以下、従来被覆超硬合金
チップ２という）を製造した。
ついで、この結果得られた各種の被覆超硬合金チップ
について、スクラッチテスターにて硬質被覆層をダイヤ
モンド圧子でひっかいて剥離させ、この時の付着強度を
測定すると共に、 被削材:SNCM432（硬さ:HB240）の丸棒、 切削速度:180m/min、 切込み:3mm、 送 り:0.3mm/rev.、 切削時間:10min、 の条件での鋼の乾式連続切削試験を行ない、切刃の逃げ
面摩耗幅を測定した。これらの測定結果を第３表に示し
た。
について、スクラッチテスターにて硬質被覆層をダイヤ
モンド圧子でひっかいて剥離させ、この時の付着強度を
測定すると共に、 被削材:SNCM432（硬さ:HB240）の丸棒、 切削速度:180m/min、 切込み:3mm、 送 り:0.3mm/rev.、 切削時間:10min、 の条件での鋼の乾式連続切削試験を行ない、切刃の逃げ
面摩耗幅を測定した。これらの測定結果を第３表に示し
た。
第2,3表に示される結果から、本発明法１〜12によっ
て製造された本発明被覆超硬合金チップ１〜12において
は、これを構成するWC基超硬合金基体の表面部に形成さ
れた硬質表面層の表面が、従来法1,2によって製造され
た従来被覆超硬合金チップ1,2のそれに比して平滑であ
り、この結果はこれに形成された硬質被覆層の付着強度
に現われており、このように硬質被覆層の付着強度が高
い本発明被覆超硬合金チップ１〜12は、切削試験でも相
対的に硬質被覆層の付着強度が低く、相対的に早い時期
に硬質被覆層に剥離が生じ、異常摩耗の発生が避けられ
ない従来被覆超硬合金チップ1,2に比して、一段とすぐ
れた耐摩耗性を示すことが明らかである。
て製造された本発明被覆超硬合金チップ１〜12において
は、これを構成するWC基超硬合金基体の表面部に形成さ
れた硬質表面層の表面が、従来法1,2によって製造され
た従来被覆超硬合金チップ1,2のそれに比して平滑であ
り、この結果はこれに形成された硬質被覆層の付着強度
に現われており、このように硬質被覆層の付着強度が高
い本発明被覆超硬合金チップ１〜12は、切削試験でも相
対的に硬質被覆層の付着強度が低く、相対的に早い時期
に硬質被覆層に剥離が生じ、異常摩耗の発生が避けられ
ない従来被覆超硬合金チップ1,2に比して、一段とすぐ
れた耐摩耗性を示すことが明らかである。
上述のように、この発明の方法によれば、WC基超硬合
金基体の表面部に、バラツキなく、安定して、かつ表面
平滑な硬質表面層を形成することができるので、硬質被
覆層のWC基超硬合金基体表面に対する付着強度がきわめ
て高い表面被覆WC基超硬合金製切削工具の製造が可能と
なり、したがって、これを切削に用いた場合には、硬質
被覆層に剥離などの発生なく、かつ硬質表面層の共存作
用によってすぐれた耐摩耗性を示し、著しく長期に亘っ
てすぐれた切削性能を発揮するようになるなど工業上有
用な効果をもたらすものである。
金基体の表面部に、バラツキなく、安定して、かつ表面
平滑な硬質表面層を形成することができるので、硬質被
覆層のWC基超硬合金基体表面に対する付着強度がきわめ
て高い表面被覆WC基超硬合金製切削工具の製造が可能と
なり、したがって、これを切削に用いた場合には、硬質
被覆層に剥離などの発生なく、かつ硬質表面層の共存作
用によってすぐれた耐摩耗性を示し、著しく長期に亘っ
てすぐれた切削性能を発揮するようになるなど工業上有
用な効果をもたらすものである。
Claims (2)
- 【請求項１】混合粉末から成形された圧粉体を通常の条
件で焼結して炭化タングステン基超硬合金基体とし、こ
れの表面に同じく通常の条件で硬質被覆層を形成して表
面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具を製造す
るに際して、 上記圧粉体の配合組成を、重量％で、 結合相形成成分として、Co粉末:3〜15％、 硬質分散相形成成分として、Ti,Ta,Nb,およびＷの炭化
物、Ti,Ta,およびNbの窒化物、並びにこれらの２種以上
の固溶体のうちの１種または２種以上の粉末:5〜60％、 を含有し、残りが同じく硬質分散相形成成分としての炭
化タングステン粉末からなる組成とすると共に、焼結時
の焼結温度からの冷却時に、 300〜760torrの範囲内の所定の圧力を有する、浸炭性、
窒化性、および酸化性のうちのいずれかの雰囲気、ある
いはこれらの２種以上の混合雰囲気中、1500〜1270℃の
範囲内の所定温度から1250℃以下の所定温度までを、10
〜50℃/minの範囲内の所定の冷却速度で急冷する熱処理
を施すことにより、上記炭化タングステン基超硬合金基
体の表面部に、β−固溶体を主体とし、かつ表面平滑な
硬質表面層を形成することを特徴とする硬質被覆層の密
着強度が高い表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切
削工具の製造法。 - 【請求項２】混合粉末から成形された圧粉体を通常の条
件で焼結して炭化タングステン基超硬合金基体とし、こ
れの表面に同じく通常の条件で硬質被覆層を形成して表
面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具を製造す
るに際して、 上記圧粉体の配合組成を、重量％で、 結合相形成成分として、Co粉末:3〜15％、 硬質分散相形成成分として、Ti,Ta,Nb,およびＷの炭化
物、Ti,Ta,およびNbの窒化物、並びにこれらの２種以上
の固溶体のうちの１種または２種以上の粉末:5〜60％、 を含有し、残りが同じく硬質分散相形成成分としての炭
化タングステン粉末からなる組成とすると共に、焼結後
の上記炭化タングステン基超硬合金基体に、 300〜760torrの範囲内の所定の圧力を有する、浸炭性、
窒化性、および酸化性のうちのいずれかの雰囲気、ある
いはこれらの２種以上の混合雰囲気中、1500〜1270℃の
範囲内の所定温度から1250℃以下の所定温度までを、10
〜50℃/minの範囲内の所定の冷却速度で急冷する熱処理
を施すことにより、上記炭化タングステン基超硬合金基
体の表面部に、β−固溶体を主体とし、かつ表面平滑な
硬質表面層を形成することを特徴とする硬質被覆層の密
着強度が高い表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切
削工具の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1010450A JP2600359B2 (ja) | 1989-01-19 | 1989-01-19 | 表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1010450A JP2600359B2 (ja) | 1989-01-19 | 1989-01-19 | 表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02190403A JPH02190403A (ja) | 1990-07-26 |
| JP2600359B2 true JP2600359B2 (ja) | 1997-04-16 |
Family
ID=11750481
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1010450A Expired - Lifetime JP2600359B2 (ja) | 1989-01-19 | 1989-01-19 | 表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2600359B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2010117823A2 (en) * | 2009-03-31 | 2010-10-14 | Diamond Innovations, Inc. | Abrasive compact of superhard material and chromium and cutting element including same |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SE509566C2 (sv) * | 1996-07-11 | 1999-02-08 | Sandvik Ab | Sintringsmetod |
| JP2000515110A (ja) * | 1996-07-11 | 2000-11-14 | サンドビック アクティエボラーグ（プブル） | 焼結方法 |
| CN111575641A (zh) * | 2020-05-30 | 2020-08-25 | 河源富马硬质合金股份有限公司 | 一种硬质合金表面处理工艺 |
-
1989
- 1989-01-19 JP JP1010450A patent/JP2600359B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2010117823A2 (en) * | 2009-03-31 | 2010-10-14 | Diamond Innovations, Inc. | Abrasive compact of superhard material and chromium and cutting element including same |
| WO2010117823A3 (en) * | 2009-03-31 | 2011-01-13 | Diamond Innovations, Inc. | Abrasive compact of superhard material and chromium and cutting element including same |
| US8327958B2 (en) | 2009-03-31 | 2012-12-11 | Diamond Innovations, Inc. | Abrasive compact of superhard material and chromium and cutting element including same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH02190403A (ja) | 1990-07-26 |
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