JPH0156135B2 - - Google Patents
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- JPH0156135B2 JPH0156135B2 JP16477881A JP16477881A JPH0156135B2 JP H0156135 B2 JPH0156135 B2 JP H0156135B2 JP 16477881 A JP16477881 A JP 16477881A JP 16477881 A JP16477881 A JP 16477881A JP H0156135 B2 JPH0156135 B2 JP H0156135B2
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Classifications
-
- 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
- C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
- C23C30/005—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process on hard metal substrates
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
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Description
本発明は被覆超硬合金部品に関するものであ
る。超硬合金にTiC硬質皮膜を被覆した被覆超硬
合金は耐摩耗性、耐溶着性、耐化学反応性にすぐ
れ広く実用に供されている。しかし基体と皮膜の
接着強度はまだ十分とはいえず仕上げ用い用いら
れないとか、カツター用には供せられないなどの
実用面からは制限も多い。この接着強度は基本一
皮膜物質の物理的・化学的な接合のみならず、切
削時には熱膨張の相違も影響を及ぼす。また、特
に表面被覆法として化学蒸着法を用いた場合は皮
膜直下の基体にイータ相と称する脱炭相が生じ、
界面強度を低下させることになる。このため今日
まで種々の界面強度改善案が研究されている。た
とえば、基体は従来の超硬合金とはやや組成の異
なつたもの、すなわちCo金属の含有量を低減し
て化学的な接着強度を増加したり、あるいは
NbC含有量を増加させて基体とTiCの熱膨張率を
近づけるなどの試みがなされている。またイータ
相の発生に関しては例えば浸炭処理を称し被覆処
理の前にCH4＋H2の混合ガス等により基体表面
よりＣを拡散させてイータ相の発生を防止する方
法が用いられる。 しかしこれらの方法は十分な効果を得ていない
のが実状である。その理由は基体中のCoは靭性
上の観点からある量以下に低減できないこと、な
るいは浸炭処理の場合処理時間が２〜４時間と長
いことに加え基体の含有Ｃ量によりＣの浸炭量を
調整する必要があるが、実際上はむずかしい等の
ためである。 本発明は上記従来技術の欠点を改良し、超硬母
材と皮膜の接着強度を改善し、熱衝撃性、機械的
靭性に優れる新規な被覆超硬合金を提供すること
を目的とする。 本発明の特徴は超硬基体表面にCoがほとんど
存在せずかつＢ−１固溶炭化物相が富化された基
体を用いその表面に直接TiCを被覆する点にあ
る。Ｂ−１型固溶体は周期律表の4a、5aおよび
6a族の金属の炭化物および窒化物のうちの１種
または２種以上からなるNaCl型結晶構造化合物
である。このような基体を得る方法はすでに特開
昭55−154561号公報で公知のごとく、焼結雰囲気
中のN2分圧を調整することによつて可能である。
すわち該超硬部材のＢ−１型固溶体の平衡N2分
圧よりも焼結雰囲気のN2分圧を大きくすること
によりＢ−１型固溶体と結合相とのぬれ性の関係
から表面上にはほとんどCoは存在しなくなり、
かつＢ−１型固溶体がほぼ完全に表面をおおつて
しまう。 本発明の特徴はこのＢ−１型固溶体が表面に富
化された基体にTiCを被覆することにありAl2O3
またはZrO2を直接被覆することを特徴とする特
開昭55−154561号公報記載の発明と相違するすぐ
れた点である。 まず従来のTiC被覆超硬合金とくらべて本発明
がすぐれる理由は、第１の化学的被覆処理を行な
つた場合に脆化相であるイータ相が生じないこと
にある。被覆処理の初期段階では基体から被覆表
面へＣが拡散するため、従来のTiC被覆超硬合金
ではイータ相の発生はさけられない。ところが本
発明では基体表面にＢ−１型固溶体が富化されて
おり、Ｂ−１型固溶体はＣの結合比率の巾が大き
いためＢ−１相中のＣが皮膜へ拡散しても脱炭相
であるイータ相は発生しない。第２にＢ−１型固
溶体とTiC皮膜の熱膨張率の差は基体とTiC皮膜
の熱膨張率よりも小さいため切削中の皮膜のはく
離が少ない。第３に基体一皮膜界面にCoが存在
しないために界面強度が上昇すると共に基体から
皮膜へのCoの拡散がないために皮膜の耐摩耗性
が著しく向上する。 次に表面にＢ−１型固溶体を富化した基体に直
接Al2O3を被覆する場合と比較するとAl2O3被覆
ではＢ−１型固溶体中のＷとAl2O3が化学反応を
おこし非常に脆いＷの酸化物が界面に生じること
がたしかめられ界面強度が劣化する。一方TiC被
覆ではTiCがＢ−１型固溶体の構成要素であるた
め脆化反応相は生じない。この点が先に引用した
特開昭55−154561号公報記載の発明からは容易に
推考できないものである。 ここで基体表面近傍のＢ−１型固溶体の量が少
くとも40容量％とした理由は40％未満では化学的
被覆処理を行うとイータ相が発礎生するおそれが
あり、かつ基体と皮膜の熱膨張差が十分に縮まら
ず切削時のはく離強度が向上しない。また、80％
未満とした理由はＢ−１型固溶体が本質的にもろ
く80％以上では欠損しやすくなるためである。ま
た基体表面近傍のCo量を超硬合金内部における
Co含有量の40％以下とした理由は40％を越える
と皮膜との接着強度が劣化し、かつ皮膜の耐摩耗
性が減ずる。次に表面近傍を「少なくとも1μ」
と規定した理由はそれ以下ではイータ相、切削時
のはく離等が生じるためである。 尚、基体表面にＢ−１型固溶体を富化するにあ
たり、N2分圧を１〜700Torrとした理由は1Torr
未満ではその効果が十分でなく700Torrを越えた
場合は表面の粗度が悪くなり、TiC被覆硬部材と
しては適さない。また、温度を1200℃〜1600℃に
限定した理由は1600℃を越える温度下では基体の
炭化物が粗成長し実用に供しないこと、および
1200℃未満の温度ではN2ガスの効果が十分でな
いことによる。 実施例 １ 72WC−10TiC−10TaC−8Coなる組成に粉末
を配合し真空中1400℃で１時間焼結を行ない、そ
の後N2ガスを5Torr導入しそのまま冷却し、超
硬合金基体(A)を作製した。同時に比較材として
N2ガスを導入しない基体(B)を作製した。次に(A)
の表面を螢光Ｘ線分析した結果、Ｂ−１型固溶体
は72容量％、WC単独相は27容量％、Coは１容量
％であることを確認した。また、基体(B)の表面は
Ｂ−１型固溶体は38容量％、WC単独相は42容量
％、Coは20容量％であることを確認した。次に
この基体上にTiCl4、H2、CH4ガスを用いて化学
蒸着処理を行ない、TiCを6μｍの厚さに被覆し
た。 これら２種を以下の切削条件、即ち 被削材 SOM3 切削速度 250ｍ／min 送 り 0.4mm／rev 切り込み 1.5mm 水溶性切削油使用 にて切削テストを行なつた。 比較品のＢチツプは被覆膜がはく離して15分間
しか切削できなかつたのに対し、本発明のＡチツ
プは30分間の切削でもはく離は発生せず良好な摩
耗形態を示した。 実施例 ２ 79WC−3TiC−3TiN−4TaC−2NbC−9Coな
る組成に粉末を配合し真空中1400℃で１時間焼結
を行ない、ひき続きN2ガスを100Torr導入し炉
中冷却した超硬合金基体(C)を作製した。同時に比
較材としてN2ガスを導入しない基体(D)を作製し
た。表面の組成分析結果を下表に示す。
る。超硬合金にTiC硬質皮膜を被覆した被覆超硬
合金は耐摩耗性、耐溶着性、耐化学反応性にすぐ
れ広く実用に供されている。しかし基体と皮膜の
接着強度はまだ十分とはいえず仕上げ用い用いら
れないとか、カツター用には供せられないなどの
実用面からは制限も多い。この接着強度は基本一
皮膜物質の物理的・化学的な接合のみならず、切
削時には熱膨張の相違も影響を及ぼす。また、特
に表面被覆法として化学蒸着法を用いた場合は皮
膜直下の基体にイータ相と称する脱炭相が生じ、
界面強度を低下させることになる。このため今日
まで種々の界面強度改善案が研究されている。た
とえば、基体は従来の超硬合金とはやや組成の異
なつたもの、すなわちCo金属の含有量を低減し
て化学的な接着強度を増加したり、あるいは
NbC含有量を増加させて基体とTiCの熱膨張率を
近づけるなどの試みがなされている。またイータ
相の発生に関しては例えば浸炭処理を称し被覆処
理の前にCH4＋H2の混合ガス等により基体表面
よりＣを拡散させてイータ相の発生を防止する方
法が用いられる。 しかしこれらの方法は十分な効果を得ていない
のが実状である。その理由は基体中のCoは靭性
上の観点からある量以下に低減できないこと、な
るいは浸炭処理の場合処理時間が２〜４時間と長
いことに加え基体の含有Ｃ量によりＣの浸炭量を
調整する必要があるが、実際上はむずかしい等の
ためである。 本発明は上記従来技術の欠点を改良し、超硬母
材と皮膜の接着強度を改善し、熱衝撃性、機械的
靭性に優れる新規な被覆超硬合金を提供すること
を目的とする。 本発明の特徴は超硬基体表面にCoがほとんど
存在せずかつＢ−１固溶炭化物相が富化された基
体を用いその表面に直接TiCを被覆する点にあ
る。Ｂ−１型固溶体は周期律表の4a、5aおよび
6a族の金属の炭化物および窒化物のうちの１種
または２種以上からなるNaCl型結晶構造化合物
である。このような基体を得る方法はすでに特開
昭55−154561号公報で公知のごとく、焼結雰囲気
中のN2分圧を調整することによつて可能である。
すわち該超硬部材のＢ−１型固溶体の平衡N2分
圧よりも焼結雰囲気のN2分圧を大きくすること
によりＢ−１型固溶体と結合相とのぬれ性の関係
から表面上にはほとんどCoは存在しなくなり、
かつＢ−１型固溶体がほぼ完全に表面をおおつて
しまう。 本発明の特徴はこのＢ−１型固溶体が表面に富
化された基体にTiCを被覆することにありAl2O3
またはZrO2を直接被覆することを特徴とする特
開昭55−154561号公報記載の発明と相違するすぐ
れた点である。 まず従来のTiC被覆超硬合金とくらべて本発明
がすぐれる理由は、第１の化学的被覆処理を行な
つた場合に脆化相であるイータ相が生じないこと
にある。被覆処理の初期段階では基体から被覆表
面へＣが拡散するため、従来のTiC被覆超硬合金
ではイータ相の発生はさけられない。ところが本
発明では基体表面にＢ−１型固溶体が富化されて
おり、Ｂ−１型固溶体はＣの結合比率の巾が大き
いためＢ−１相中のＣが皮膜へ拡散しても脱炭相
であるイータ相は発生しない。第２にＢ−１型固
溶体とTiC皮膜の熱膨張率の差は基体とTiC皮膜
の熱膨張率よりも小さいため切削中の皮膜のはく
離が少ない。第３に基体一皮膜界面にCoが存在
しないために界面強度が上昇すると共に基体から
皮膜へのCoの拡散がないために皮膜の耐摩耗性
が著しく向上する。 次に表面にＢ−１型固溶体を富化した基体に直
接Al2O3を被覆する場合と比較するとAl2O3被覆
ではＢ−１型固溶体中のＷとAl2O3が化学反応を
おこし非常に脆いＷの酸化物が界面に生じること
がたしかめられ界面強度が劣化する。一方TiC被
覆ではTiCがＢ−１型固溶体の構成要素であるた
め脆化反応相は生じない。この点が先に引用した
特開昭55−154561号公報記載の発明からは容易に
推考できないものである。 ここで基体表面近傍のＢ−１型固溶体の量が少
くとも40容量％とした理由は40％未満では化学的
被覆処理を行うとイータ相が発礎生するおそれが
あり、かつ基体と皮膜の熱膨張差が十分に縮まら
ず切削時のはく離強度が向上しない。また、80％
未満とした理由はＢ−１型固溶体が本質的にもろ
く80％以上では欠損しやすくなるためである。ま
た基体表面近傍のCo量を超硬合金内部における
Co含有量の40％以下とした理由は40％を越える
と皮膜との接着強度が劣化し、かつ皮膜の耐摩耗
性が減ずる。次に表面近傍を「少なくとも1μ」
と規定した理由はそれ以下ではイータ相、切削時
のはく離等が生じるためである。 尚、基体表面にＢ−１型固溶体を富化するにあ
たり、N2分圧を１〜700Torrとした理由は1Torr
未満ではその効果が十分でなく700Torrを越えた
場合は表面の粗度が悪くなり、TiC被覆硬部材と
しては適さない。また、温度を1200℃〜1600℃に
限定した理由は1600℃を越える温度下では基体の
炭化物が粗成長し実用に供しないこと、および
1200℃未満の温度ではN2ガスの効果が十分でな
いことによる。 実施例 １ 72WC−10TiC−10TaC−8Coなる組成に粉末
を配合し真空中1400℃で１時間焼結を行ない、そ
の後N2ガスを5Torr導入しそのまま冷却し、超
硬合金基体(A)を作製した。同時に比較材として
N2ガスを導入しない基体(B)を作製した。次に(A)
の表面を螢光Ｘ線分析した結果、Ｂ−１型固溶体
は72容量％、WC単独相は27容量％、Coは１容量
％であることを確認した。また、基体(B)の表面は
Ｂ−１型固溶体は38容量％、WC単独相は42容量
％、Coは20容量％であることを確認した。次に
この基体上にTiCl4、H2、CH4ガスを用いて化学
蒸着処理を行ない、TiCを6μｍの厚さに被覆し
た。 これら２種を以下の切削条件、即ち 被削材 SOM3 切削速度 250ｍ／min 送 り 0.4mm／rev 切り込み 1.5mm 水溶性切削油使用 にて切削テストを行なつた。 比較品のＢチツプは被覆膜がはく離して15分間
しか切削できなかつたのに対し、本発明のＡチツ
プは30分間の切削でもはく離は発生せず良好な摩
耗形態を示した。 実施例 ２ 79WC−3TiC−3TiN−4TaC−2NbC−9Coな
る組成に粉末を配合し真空中1400℃で１時間焼結
を行ない、ひき続きN2ガスを100Torr導入し炉
中冷却した超硬合金基体(C)を作製した。同時に比
較材としてN2ガスを導入しない基体(D)を作製し
た。表面の組成分析結果を下表に示す。
【表】
次にこの基体上にTiCl4、H2、CH4ガスを用い
て化学蒸着処理を行ないTiCを6μｍの厚さに被覆
した。次にこれら２種の断面を観察したところ(C)
にはまつたくイータ相が認められなかつたが(D)に
は基体の表面直下に２〜3μｍの厚さにわたつて
イータ相が観察された。 またこれら２種を以下の断続切削条件、即ち 切削速度 200ｍ／min 送 り 0.4mm／rev 切り込み 1.5mm 被削材 SOM3 10mmの溝付き にて切削を行なつた。 比較品の(D)チツプは15回の衝撃で欠損したが、
本発明の(C)は500回の衝撃でも欠損にいたれなか
つた。 このように表面のCoを減少させ、かつ表面に
Ｂ−１型固溶体を富化した超硬合金基体上にTiC
被覆することにより、イータ相の発生を防止し、
熱衝撃、機械的衝撃に富む被覆超硬合金を得るこ
とができる。
て化学蒸着処理を行ないTiCを6μｍの厚さに被覆
した。次にこれら２種の断面を観察したところ(C)
にはまつたくイータ相が認められなかつたが(D)に
は基体の表面直下に２〜3μｍの厚さにわたつて
イータ相が観察された。 またこれら２種を以下の断続切削条件、即ち 切削速度 200ｍ／min 送 り 0.4mm／rev 切り込み 1.5mm 被削材 SOM3 10mmの溝付き にて切削を行なつた。 比較品の(D)チツプは15回の衝撃で欠損したが、
本発明の(C)は500回の衝撃でも欠損にいたれなか
つた。 このように表面のCoを減少させ、かつ表面に
Ｂ−１型固溶体を富化した超硬合金基体上にTiC
被覆することにより、イータ相の発生を防止し、
熱衝撃、機械的衝撃に富む被覆超硬合金を得るこ
とができる。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ WCとＢ−１型固溶体とを硬質相とし、これ
を鉄族金属で結合した超硬合金にTiCを被覆した
被覆超硬合金において、被覆膜と接する超硬合金
の表面から少くとも1μの深さの部分におけるCo
含有量が前記超硬合金の内部におけるCo含有量
の40％以下であり、かつＢ−１型固溶体が40容量
％以上80容量％未満含まれていることを特徴とす
る被覆超硬合金。 ２ WCとＢ−１型固溶体を硬質相とし、これを
鉄族金属で結合した超硬合金部品の表面にTiCの
被覆膜を施すにあたり、予め前期超硬合金部品を
N2の分圧が１〜700Torrの雰囲気中1200℃〜
1600℃で10分〜５時間保持することを特徴とする
被覆超硬合金の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16477881A JPS5867857A (ja) | 1981-10-15 | 1981-10-15 | 被覆超硬合金およびその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16477881A JPS5867857A (ja) | 1981-10-15 | 1981-10-15 | 被覆超硬合金およびその製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5867857A JPS5867857A (ja) | 1983-04-22 |
| JPH0156135B2 true JPH0156135B2 (ja) | 1989-11-29 |
Family
ID=15799757
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16477881A Granted JPS5867857A (ja) | 1981-10-15 | 1981-10-15 | 被覆超硬合金およびその製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5867857A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63169356A (ja) * | 1987-01-05 | 1988-07-13 | Toshiba Tungaloy Co Ltd | 表面調質焼結合金及びその製造方法 |
-
1981
- 1981-10-15 JP JP16477881A patent/JPS5867857A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5867857A (ja) | 1983-04-22 |
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