JPH0219188B2 - - Google Patents
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- JPH0219188B2 JPH0219188B2 JP56164779A JP16477981A JPH0219188B2 JP H0219188 B2 JPH0219188 B2 JP H0219188B2 JP 56164779 A JP56164779 A JP 56164779A JP 16477981 A JP16477981 A JP 16477981A JP H0219188 B2 JPH0219188 B2 JP H0219188B2
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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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- Powder Metallurgy (AREA)
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Al2O3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に用い
られないとか、カツター用には供せられないなど
実用面からは制限も多い。この接着強度は基体一
皮膜物質の物理的・化学的な接合のみならず、切
削時には基体中のＷとAl2O3が化学反応をしＷの
酸化物が生成して基体一皮膜界面強度を劣化させ
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。そのうち基体−Al2O3の中間にTiC
層を設けることが最も一般的に行なわれている。
しかしこの場合、切削中Ｗの酸化物は生成されな
いが基体表面直下にイータ相と呼ばれる脆化相が
生じることがさけがたい。このイータ相の発生に
関しては、例えば浸炭処理と称し被覆処理の前に
CH2＋H2の混合ガス等により基体表面よりＣを
拡散させイータ相の発生を防止する方法が用いら
れる。 しかしこ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が基体−
TiC界面強度を低下させること、あるいは浸炭処
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型固溶炭化物相が富化され
た基体を用いその表面に値接TiCを被覆し、その
後Al2O3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。すなわち該超硬部材
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。 本発明は特徴はこのＢ−１型固溶体が表面に富
化された基体にまずTiCを被覆しその上にAl2O3
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
記載の発明と明らかに相違するすぐれた点であ
る。 まず従来のTiC−Al2O3被覆超硬合金とくらべ
て本発明がすぐれる理由は、第１に化学的被覆処
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
ら被膜表面へＣが拡散するため、従来のTiC−
Al2O3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−
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
推考できない事項である。 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WCよ
りもろいために一部WCを残存させる必要がある
からである。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。 次にTiCの被覆層の厚みを0.2〜6μmに限定し
た理由は0.2μm未満では基体との接着強度が十分
でなく6μm以上では靭性がやや低下するためであ
る。またAl2O3の被覆層の厚みを１〜5μmに限定
した理由は1μm未満では化学安定性に富むAl2O3
の性質が十分に工具に表われず、また5μmを越え
た場合靭性の低下をきたすためである。 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被覆超硬部材
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
炭化物が粒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。表面の
各相の容量％は下表の通りであつた。
る。超硬合金にAl2O3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に用い
られないとか、カツター用には供せられないなど
実用面からは制限も多い。この接着強度は基体一
皮膜物質の物理的・化学的な接合のみならず、切
削時には基体中のＷとAl2O3が化学反応をしＷの
酸化物が生成して基体一皮膜界面強度を劣化させ
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。そのうち基体−Al2O3の中間にTiC
層を設けることが最も一般的に行なわれている。
しかしこの場合、切削中Ｗの酸化物は生成されな
いが基体表面直下にイータ相と呼ばれる脆化相が
生じることがさけがたい。このイータ相の発生に
関しては、例えば浸炭処理と称し被覆処理の前に
CH2＋H2の混合ガス等により基体表面よりＣを
拡散させイータ相の発生を防止する方法が用いら
れる。 しかしこ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が基体−
TiC界面強度を低下させること、あるいは浸炭処
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型固溶炭化物相が富化され
た基体を用いその表面に値接TiCを被覆し、その
後Al2O3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。すなわち該超硬部材
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。 本発明は特徴はこのＢ−１型固溶体が表面に富
化された基体にまずTiCを被覆しその上にAl2O3
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
記載の発明と明らかに相違するすぐれた点であ
る。 まず従来のTiC−Al2O3被覆超硬合金とくらべ
て本発明がすぐれる理由は、第１に化学的被覆処
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
ら被膜表面へＣが拡散するため、従来のTiC−
Al2O3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−
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
推考できない事項である。 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WCよ
りもろいために一部WCを残存させる必要がある
からである。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。 次にTiCの被覆層の厚みを0.2〜6μmに限定し
た理由は0.2μm未満では基体との接着強度が十分
でなく6μm以上では靭性がやや低下するためであ
る。またAl2O3の被覆層の厚みを１〜5μmに限定
した理由は1μm未満では化学安定性に富むAl2O3
の性質が十分に工具に表われず、また5μmを越え
た場合靭性の低下をきたすためである。 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被覆超硬部材
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
炭化物が粒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。表面の
各相の容量％は下表の通りであつた。
【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5μmの厚さに被覆
し、次にAl2O3、H2、CO2ガスを用いてAl2O3を
1μm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 SCM3 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。
基体表面の各相の容量％は下表の通りであつた。
て化学蒸着処理を行ないTiCを5μmの厚さに被覆
し、次にAl2O3、H2、CO2ガスを用いてAl2O3を
1μm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 SCM3 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。
基体表面の各相の容量％は下表の通りであつた。
【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Al2O3、H2CO2ガスを用いAl2O3を
2μm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 SCM3 10mmの溝付き にて切削を行なつた。 比較品の(D)チツプは20回の衝撃で欠損したが、
本発明の(C)は800回の衝撃でも欠損にいたらなか
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下層
にTiC、上層にAl2O3を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Al2O3、H2CO2ガスを用いAl2O3を
2μm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 SCM3 10mmの溝付き にて切削を行なつた。 比較品の(D)チツプは20回の衝撃で欠損したが、
本発明の(C)は800回の衝撃でも欠損にいたらなか
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下層
にTiC、上層にAl2O3を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)
- １ WCとＢ−１型固溶体とを硬質相とし、これ
をCoで結合した超硬合金にAl2O3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
面から少なくとも1μm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％未満含まれる超硬合金を基体と
し、その表面に接してTiCを0.2〜6μm被覆する
ことによつて脆化相の発生を防止しその上に
Al2O3を１〜5μm被覆することを特徴とする被覆
超合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56164779A JPS5867803A (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 |
|---|---|---|---|
| JP56164779A JPS5867803A (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 |
|---|---|
| JPS5867803A JPS5867803A (ja) | 1983-04-22 |
| JPH0219188B2 true JPH0219188B2 (ja) | 1990-04-27 |
Family
ID=15799777
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP56164779A Granted JPS5867803A (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) | JPS5867803A (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5079089A (en) * | 1988-07-28 | 1992-01-07 | Nippon Steel Corporation | Multi ceramic layer-coated metal plate and process for manufacturing same |
| JP2748583B2 (ja) * | 1989-08-24 | 1998-05-06 | 三菱マテリアル株式会社 | 硬質被覆層の密着性にすぐれた表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具 |
| GB0816836D0 (en) | 2008-09-15 | 2008-10-22 | Element Six Holding Gmbh | Steel wear part with hard facing |
-
1981
- 1981-10-15 JP JP56164779A patent/JPS5867803A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5867803A (ja) | 1983-04-22 |
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