JPS591103A - 被覆硬質工具刃先体 - Google Patents
被覆硬質工具刃先体Info
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- JPS591103A JPS591103A JP10937382A JP10937382A JPS591103A JP S591103 A JPS591103 A JP S591103A JP 10937382 A JP10937382 A JP 10937382A JP 10937382 A JP10937382 A JP 10937382A JP S591103 A JPS591103 A JP S591103A
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- Japan
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- furnace
- metal
- intermediate layer
- gas
- Prior art date
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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
- 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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- Organic Chemistry (AREA)
- Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、いわゆる超硬合金又はサーメツ）１基材とし
、最外層をアルミナとする多層被覆硬質工具刃先体にお
いて、中間層の金属組織学的構造が微細化され、旦つ強
靭化され、更にまた基材と中間層間及び中間層と最外層
間の接合強度が強化された被覆硬質工具刃先体を提供す
るものである。
、最外層をアルミナとする多層被覆硬質工具刃先体にお
いて、中間層の金属組織学的構造が微細化され、旦つ強
靭化され、更にまた基材と中間層間及び中間層と最外層
間の接合強度が強化された被覆硬質工具刃先体を提供す
るものである。
各梱材料の切削にいわゆる超硬合金又はサーメットがそ
の工具刃先体として上動に用いられているが、これら超
硬合金又はサーメットに各攬金楓の炭化物、窒化物、酸
化物或いはこれらの相互固溶体を単層又は積層して被覆
し工具刃先体を構成するとき著しくその性能が改善され
ることが知られている。
の工具刃先体として上動に用いられているが、これら超
硬合金又はサーメットに各攬金楓の炭化物、窒化物、酸
化物或いはこれらの相互固溶体を単層又は積層して被覆
し工具刃先体を構成するとき著しくその性能が改善され
ることが知られている。
！寺に最外１＠ ｆ ＡｔｚＯｓ及び／又はＺｒＯ２と
するときはその耐摩耗性の改善はめざましいものがある
ことも知られている。
するときはその耐摩耗性の改善はめざましいものがある
ことも知られている。
そのため今日までｋｔ２０ｓ及び／又はＺｒＯ２を最外
層とする工具刃先体の少なからぬ提案がなされ３貞 て来た。
層とする工具刃先体の少なからぬ提案がなされ３貞 て来た。
しかしこの場合最も困難な問題Ｖｉｋｔ２０３層とそれ
に隣接する面との間の接合強度が十分でないことであり
上記従来提案の下部分は上記接合強度の改善に関するも
のであったが、いずれも尚十分な改善とは云えないもの
である。
に隣接する面との間の接合強度が十分でないことであり
上記従来提案の下部分は上記接合強度の改善に関するも
のであったが、いずれも尚十分な改善とは云えないもの
である。
最本単純な接合力強化の提案としては超硬合金基材の表
面に先づＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉの群から選ばれた金楓層を被
覆し、その上にＡｔ２０ｓ１に被覆するものであり、こ
れはＣｏなどとｋｔｔＯｓとの接合力が大であることか
ら結合力強化の目的にはかなうものであったが、切削工
具刃先体として使用するとき大きな切削抵抗力の下でＣ
Ｏなとの層の存在のためにかえって切刃近傍に局所的な
塑性変形を生じこのため靭性に乏しいｋｔｔＯｓ層は破
損欠落し、かえって工具寿命を短くすると云う欠点があ
った。
面に先づＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉの群から選ばれた金楓層を被
覆し、その上にＡｔ２０ｓ１に被覆するものであり、こ
れはＣｏなどとｋｔｔＯｓとの接合力が大であることか
ら結合力強化の目的にはかなうものであったが、切削工
具刃先体として使用するとき大きな切削抵抗力の下でＣ
Ｏなとの層の存在のためにかえって切刃近傍に局所的な
塑性変形を生じこのため靭性に乏しいｋｔｔＯｓ層は破
損欠落し、かえって工具寿命を短くすると云う欠点があ
った。
更にこの種の提案では、ＣＯなどがＡｔ ｔＯｓの気相
からの蒸着においてｋｔｘｏｓの結晶の成長を促進する
と云う性質があるため、該結晶の粗大化を招きそれ自体
機械的強度を低下せしめる原因の一つとなると云う欠点
もあった。
からの蒸着においてｋｔｘｏｓの結晶の成長を促進する
と云う性質があるため、該結晶の粗大化を招きそれ自体
機械的強度を低下せしめる原因の一つとなると云う欠点
もあった。
ＣＯなとの金属がＡｌ２Ｏ３被覆層との結合力に優れて
いると云う長所をもち、更に一方ではま逢気相からのＡ
ｔ２０ｓ結晶の成長を助勢すると云う一見有利な特徴は
、００などを結合材金属として含む超硬合金表面全直接
Ａｚ２０ｓ全被覆する場合に、むしろ大きな欠点となる
ことが知られている。その理由は被覆すべき超硬合金の
表面に露呈しているＷＣや’ｌ’ｉｃ結晶而とＣＯ面晶
面とでは、上記の理由でＡｔ２０ｓ結晶の成長速度が異
り、ＷＣ，ＴｉＣ面上では遅く細いＡｚ２０ｓ結晶が成
長するため基材と被覆の境界面近傍に有害な巣孔及び粗
大Ａｔ ２０３粒子ができることにある。
いると云う長所をもち、更に一方ではま逢気相からのＡ
ｔ２０ｓ結晶の成長を助勢すると云う一見有利な特徴は
、００などを結合材金属として含む超硬合金表面全直接
Ａｚ２０ｓ全被覆する場合に、むしろ大きな欠点となる
ことが知られている。その理由は被覆すべき超硬合金の
表面に露呈しているＷＣや’ｌ’ｉｃ結晶而とＣＯ面晶
面とでは、上記の理由でＡｔ２０ｓ結晶の成長速度が異
り、ＷＣ，ＴｉＣ面上では遅く細いＡｚ２０ｓ結晶が成
長するため基材と被覆の境界面近傍に有害な巣孔及び粗
大Ａｔ ２０３粒子ができることにある。
このような欠点を排除して、巣孔のない緻密なｋｔ２０
ｓ被覆層を得る九めの提案として超硬合金表面に先づ結
合材金属を含まない゛ｖｉＣ内層を被覆し、ＣＯ系で結
合材金属の影響ｔｊＪ断し、然る後ｈｔｚｏｓ２気相か
ら蒸着すると云う被覆物品の提案がある。（例えば特開
昭４８−５９１０６゜Ｕ８Ｐ３．８３７．８９６ ）
この提案によってＣＯなど結５貞 合拐金ｐｊ４を含まなｌ／−緻密なＡｔ２０３被覆層が
得られることは事実であろうが、しかしこの提案にも次
のような欠点がある。
ｓ被覆層を得る九めの提案として超硬合金表面に先づ結
合材金属を含まない゛ｖｉＣ内層を被覆し、ＣＯ系で結
合材金属の影響ｔｊＪ断し、然る後ｈｔｚｏｓ２気相か
ら蒸着すると云う被覆物品の提案がある。（例えば特開
昭４８−５９１０６゜Ｕ８Ｐ３．８３７．８９６ ）
この提案によってＣＯなど結５貞 合拐金ｐｊ４を含まなｌ／−緻密なＡｔ２０３被覆層が
得られることは事実であろうが、しかしこの提案にも次
のような欠点がある。
すなわちｍｌにはＴｉＣとＡｔ２０ｓ との結合力の不
足のために一つの重要な課題であるところの被覆Ｊ−間
の強力な接合が得られないことであり、第′ ２には
ＡｚｚＯｓの被覆速度が低く被覆コストの一ヒで不、ｆ
ＩＩがあることである。そして、第３にはｃｏなどの結
合打金ｔｘｔ含有しないＩｌｌ ｉ Ｃ内層を形成する
ことが著しく困難で工業的でないことである。
足のために一つの重要な課題であるところの被覆Ｊ−間
の強力な接合が得られないことであり、第′ ２には
ＡｚｚＯｓの被覆速度が低く被覆コストの一ヒで不、ｆ
ＩＩがあることである。そして、第３にはｃｏなどの結
合打金ｔｘｔ含有しないＩｌｌ ｉ Ｃ内層を形成する
ことが著しく困難で工業的でないことである。
これらの欠点を改善するために ＩＴ ｊ Ｃ／、中間
層を彼績した中間被憶体を、最外層Ａｔ２０３のｆｆＬ
樟前に、結合材金属の融点以上に再加熱して基材中の結
合材金属を中間層に拡散侵入させ、然る後に最外層Ａｔ
２０ｓを被覆せしめる方法が提案されている。（例えは
特開昭５１−１５１２７９． ＵＳＰ４．０１８．６３
１％開昭５６−１４５１８１． ＵＳＰ４．２８２．２
８９ ）これらの提案が上述の欠点の成るものを改善す
ることは事実であるが、結合相金為の融点以上に再加熱
することにより基材を構成する炭化物等測６頁 質相の結晶粒を粗大化することは勿論、中間層を構成す
る炭化物等の結晶全粗大化し、且つ過剰な結合相金属の
中間層への侵入のため中間層の軟化をもらし、別の欠点
を生むと太う結果となる。
層を彼績した中間被憶体を、最外層Ａｔ２０３のｆｆＬ
樟前に、結合材金属の融点以上に再加熱して基材中の結
合材金属を中間層に拡散侵入させ、然る後に最外層Ａｔ
２０ｓを被覆せしめる方法が提案されている。（例えは
特開昭５１−１５１２７９． ＵＳＰ４．０１８．６３
１％開昭５６−１４５１８１． ＵＳＰ４．２８２．２
８９ ）これらの提案が上述の欠点の成るものを改善す
ることは事実であるが、結合相金為の融点以上に再加熱
することにより基材を構成する炭化物等測６頁 質相の結晶粒を粗大化することは勿論、中間層を構成す
る炭化物等の結晶全粗大化し、且つ過剰な結合相金属の
中間層への侵入のため中間層の軟化をもらし、別の欠点
を生むと太う結果となる。
本発明は上記先行技術の欠点全詳細に分析、研究を重ね
て得られた次のような知見に基いてなされたものである
。
て得られた次のような知見に基いてなされたものである
。
（１１ＡｚｚＯｓの被覆のためＫは、被覆すべき而に適
度にＣＯなど鉄族金属を介在させるべきである。
度にＣＯなど鉄族金属を介在させるべきである。
すなわち下地面とＡｔｘＯｓ４Ｉ！覆七の接合力を強化
し、且つｋｔｔｏｓ結昌の生成を適度に助勢するためで
ある。
し、且つｋｔｔｏｓ結昌の生成を適度に助勢するためで
ある。
（２）普通超硬台金の表面上でＡｔｔＯｓ結晶が粗大に
なり且つその近傍に巣孔を生ずるのは該表面に露呈して
いるＣｏなど結合相金属の無比単位当りの面積が大きい
ためであり、且つ又紹出単位間の距シが大きいため、つ
ま夛ＷＣ，ＴｊＣなどの粒径が大きいためである。
なり且つその近傍に巣孔を生ずるのは該表面に露呈して
いるＣｏなど結合相金属の無比単位当りの面積が大きい
ためであり、且つ又紹出単位間の距シが大きいため、つ
ま夛ＷＣ，ＴｊＣなどの粒径が大きいためである。
面
因の一つでもある。
７真
上記知見によれば、緻密で強度高く耐摩耗耐食性にすぐ
れたｋｔｚｏｓなどの薄層全、Ｇｏなど結合材台用とＷ
Ｃ，ＴｉＣなど炭化物とからなる超硬合金表面に強固に
被覆するには、何らかの方法により被覆すべき面に適当
量のＣＯなど結合相金Ｎｔ積極的に露出させ、且つその
露出部分は極めて細い点状又は線状に近接して（密度高
く）分布することが望゛ましいと云うことになる。
れたｋｔｚｏｓなどの薄層全、Ｇｏなど結合材台用とＷ
Ｃ，ＴｉＣなど炭化物とからなる超硬合金表面に強固に
被覆するには、何らかの方法により被覆すべき面に適当
量のＣＯなど結合相金Ｎｔ積極的に露出させ、且つその
露出部分は極めて細い点状又は線状に近接して（密度高
く）分布することが望゛ましいと云うことになる。
発明者らは上記知見から得られた望ましい状態を実現す
べく鋭意研究を重ねた結果、更に次のような１喪な知見
が得られた。
べく鋭意研究を重ねた結果、更に次のような１喪な知見
が得られた。
＋４１ Ｃｏなど結合相金属とＷｅ、ＴｉＣなどの硬
質相とよりなる超硬合金基材の表面に格別な処理を施す
ことなく通常のＣＶＬ）（Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｖａｐｏ
ｒＤｅｐｏｓ ｒ ｔ Ｊｏｎ化学蒸着）の方法で′Ｉ
″ｊｃ などを被覆する場合、被覆層を構成するＴｉｅ
なとの結晶粒間には微細な間隙や空間があり、全体とし
て欠陥を含む構造である。
質相とよりなる超硬合金基材の表面に格別な処理を施す
ことなく通常のＣＶＬ）（Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｖａｐｏ
ｒＤｅｐｏｓ ｒ ｔ Ｊｏｎ化学蒸着）の方法で′Ｉ
″ｊｃ などを被覆する場合、被覆層を構成するＴｉｅ
なとの結晶粒間には微細な間隙や空間があり、全体とし
て欠陥を含む構造である。
（５）上記微細な欠陥は結合剤金属で補填し、接合する
のがよいのであるが、折角形成されている硬質相粒子同
志の結合全分離させる程多量の結合相金属の侵入はかえ
って中間層全軟弱化させる。
のがよいのであるが、折角形成されている硬質相粒子同
志の結合全分離させる程多量の結合相金属の侵入はかえ
って中間層全軟弱化させる。
（６）基材から中間層への結合相金属の拡散侵入の程度
は、蒸着反応室内のＣＨ４ガスの濃度、全ガス圧、温度
によって制御できる。（例えば粉体粉末冶金協会昭、）
ＩＪ５５年度秋季大会講演概要集Ｐ６０ｒ ’ＩＩ ＋
Ｃコーティングにおける超硬母材表面のＣ。
は、蒸着反応室内のＣＨ４ガスの濃度、全ガス圧、温度
によって制御できる。（例えば粉体粉末冶金協会昭、）
ＩＪ５５年度秋季大会講演概要集Ｐ６０ｒ ’ＩＩ ＋
Ｃコーティングにおける超硬母材表面のＣ。
の挙動」佐々木恒ｅｔａｌ ）
（７） 上記＋１ｊｉＣ等被積績を構成する結晶粒間
の上記間隙の大きさ及び量は、上記結晶の成長速度及び
結晶の大きさに関係があり、成長速度及び／又は結晶の
大きさが大である程大である。
の上記間隙の大きさ及び量は、上記結晶の成長速度及び
結晶の大きさに関係があり、成長速度及び／又は結晶の
大きさが大である程大である。
（８） 従って上記＋１１ｉＣ寺被榎層の表面に露呈
するＣＯ等結合相金属の単位の大きさ及びその分布は上
記’ｌ’ｉｃ等被撞層全構成するＴｉＣ等結晶の大きさ
及び結晶成長速度によって制御できる。
するＣＯ等結合相金属の単位の大きさ及びその分布は上
記’ｌ’ｉｃ等被撞層全構成するＴｉＣ等結晶の大きさ
及び結晶成長速度によって制御できる。
（９）上記ＴｉＣ等被覆層の表面１＜ｋｔ宜０ｓ等耐摩
耗性被横を通常ＣＶＤ の方法で行う場合ＡｊｔＯｓ等
結晶の成長は主に上記ＴｉＣ等被覆層の表面に露呈した
ＣＯ等結合相金桐を起点として生じ、上記ＡｔｚＯｓ９
頁 等結晶の大きさは上記ＴｉＣ等被覆層を構成する上記Ｔ
ｉＣ等結晶粒の大きさを超えることがない。
耗性被横を通常ＣＶＤ の方法で行う場合ＡｊｔＯｓ等
結晶の成長は主に上記ＴｉＣ等被覆層の表面に露呈した
ＣＯ等結合相金桐を起点として生じ、上記ＡｔｚＯｓ９
頁 等結晶の大きさは上記ＴｉＣ等被覆層を構成する上記Ｔ
ｉＣ等結晶粒の大きさを超えることがない。
■ 上記ＴｉＣ等被覆層ｔ−構成する上記ＴｉＣ等結晶
粒の大きさは、上記ＴｉＣ等被慣の工程の初期段階又は
その工程の全時間中に微量のＡｔ含有ガス又はＳｉ 含
有ガス金導入することにより微細化される。
粒の大きさは、上記ＴｉＣ等被慣の工程の初期段階又は
その工程の全時間中に微量のＡｔ含有ガス又はＳｉ 含
有ガス金導入することにより微細化される。
本発明は以上の知見に基いてなされたものであり、その
構成は次の如くである。すなわち最外層をα−アルミナ
及び／又はに−アルミナの層とし基材を周期律表第１Ｖ
ａ、 ｖａ、 Ｖｉａ族から選ばれた少くとも一種の金
属の炭化物、窒化物及び／又は炭窒化物又は上記化合物
の二種以上の混合物及び／又は相互固溶体が硬質相要素
（以下１１０等硬質相物質と呼ぶ）、鉄・コバルト・ニ
ッケル・クロム・モリブデンの群から選ばれた少くとも
１種の金属が結合相要素（以下ＣＯ等結合相金属と呼ぶ
）であるＸいわゆる超硬合金又ｔより−メットとする多
層被覆硬質工具刃先体において、上記最外層に隣接する
中間層は０１以上１．０％以下（％にこと１０頁 わりない限９重１％）のＣＯ等結合相金ＰＡ（以ＦＣｏ
等中間層結合相金属と呼ぶ）と、０．０１％以上０．１
％以下のＡｔ、８ｉ及び／又はそｉｔらの化合物と、残
部が周期律表第１Ｖａ、Ｖａ族から選ばれた少くとも１
種の金属の炭化物・窒化物及び／又は炭窒化物又はこれ
ら化合物の混合物及び／又は相互固溶体（以下’ｌ”ｉ
ｃ等等間間層化合物呼ぶ）からなシ、上記ＴｉＣ等中間
層化合物の結晶粒の大きさは１．０μｍ以下好ましくは
０．５μｍ以下であり、上記Ｃｏ等中間層結合相金属は
上記ＡｚｚＯｓ最外層と接する向上に上記ＴｉＣ等中間
層化合物の結晶粒界に沿って犀出し、上７ ｋｔｔＯｓ
等最外層と強固に接合していること１１−１＋！ｆ徴と
する被覆硬質工具刃先体である。
構成は次の如くである。すなわち最外層をα−アルミナ
及び／又はに−アルミナの層とし基材を周期律表第１Ｖ
ａ、 ｖａ、 Ｖｉａ族から選ばれた少くとも一種の金
属の炭化物、窒化物及び／又は炭窒化物又は上記化合物
の二種以上の混合物及び／又は相互固溶体が硬質相要素
（以下１１０等硬質相物質と呼ぶ）、鉄・コバルト・ニ
ッケル・クロム・モリブデンの群から選ばれた少くとも
１種の金属が結合相要素（以下ＣＯ等結合相金属と呼ぶ
）であるＸいわゆる超硬合金又ｔより−メットとする多
層被覆硬質工具刃先体において、上記最外層に隣接する
中間層は０１以上１．０％以下（％にこと１０頁 わりない限９重１％）のＣＯ等結合相金ＰＡ（以ＦＣｏ
等中間層結合相金属と呼ぶ）と、０．０１％以上０．１
％以下のＡｔ、８ｉ及び／又はそｉｔらの化合物と、残
部が周期律表第１Ｖａ、Ｖａ族から選ばれた少くとも１
種の金属の炭化物・窒化物及び／又は炭窒化物又はこれ
ら化合物の混合物及び／又は相互固溶体（以下’ｌ”ｉ
ｃ等等間間層化合物呼ぶ）からなシ、上記ＴｉＣ等中間
層化合物の結晶粒の大きさは１．０μｍ以下好ましくは
０．５μｍ以下であり、上記Ｃｏ等中間層結合相金属は
上記ＡｚｚＯｓ最外層と接する向上に上記ＴｉＣ等中間
層化合物の結晶粒界に沿って犀出し、上７ ｋｔｔＯｓ
等最外層と強固に接合していること１１−１＋！ｆ徴と
する被覆硬質工具刃先体である。
本発明の最も大きな構成上の特徴は、上記Ａｔｚ０３等
最外ＪｔＩｊＫ隣接する中間層にＣＯ等結合相金属を含
んでおり且つこれが上記Ａｔ２０３等最外層と接する面
上に上記ＴｉＣ等中間層化合物の粒界に沿って露出し、
上記ＴｉＣ等中間層化合物の結晶粒はＡｔ−８ｉ及び／
又はそれらの化合物の存在によ１１貞 ってきわめて微細に制御されているところにある。
最外ＪｔＩｊＫ隣接する中間層にＣＯ等結合相金属を含
んでおり且つこれが上記Ａｔ２０３等最外層と接する面
上に上記ＴｉＣ等中間層化合物の粒界に沿って露出し、
上記ＴｉＣ等中間層化合物の結晶粒はＡｔ−８ｉ及び／
又はそれらの化合物の存在によ１１貞 ってきわめて微細に制御されているところにある。
本発明の効果は前述の知見より自ら明らかであるが、第
一には蒸着された中間層が本来的にもつ内部の微細な欠
陥を基材より拡散侵入させた必要、十分量の結合相金属
によシ補横・接合することＫより中間層が著しく強化さ
れること、第二には基材より拡散侵入させた上記結合相
金属が中間層の上記表面にまで分布し露出し、且つこの
露出単位が中間層に含有せしめたＡｚ、Ｓｉ又はそれら
の化合物の作用によシ微細化されたＴｉｅ等硬買相結晶
粒界に微細且つ緻密に分布することにより、微細にして
緻密なＡｔｚＯｓ結晶がその上に強い接合力の下に成長
すること、第三には基材からの結合相金網の拡散に伴い
基材と中間層の接合が強化されると云うことである。
一には蒸着された中間層が本来的にもつ内部の微細な欠
陥を基材より拡散侵入させた必要、十分量の結合相金属
によシ補横・接合することＫより中間層が著しく強化さ
れること、第二には基材より拡散侵入させた上記結合相
金属が中間層の上記表面にまで分布し露出し、且つこの
露出単位が中間層に含有せしめたＡｚ、Ｓｉ又はそれら
の化合物の作用によシ微細化されたＴｉｅ等硬買相結晶
粒界に微細且つ緻密に分布することにより、微細にして
緻密なＡｔｚＯｓ結晶がその上に強い接合力の下に成長
すること、第三には基材からの結合相金網の拡散に伴い
基材と中間層の接合が強化されると云うことである。
以下実施例によって更に内容を明細圧したい。
超硬合金Ｐ３０用母材（形状ＴＮＭＡ３３２型スローア
ウエイチツプ）ヲ、インコネル製炉芯管を有する外熱式
炉中へ５０００ケ装入し、次の条件で硬質被覆層を付与
した。
ウエイチツプ）ヲ、インコネル製炉芯管を有する外熱式
炉中へ５０００ケ装入し、次の条件で硬質被覆層を付与
した。
第１段
Ｈｚ ＋ １．５ ％ ＣＨ４カス雰囲気中テ１０５ｏ
℃迄加熱し、その温度全保持したまま炉内へ１０％Ｔｉ
Ｃｚ４−９０％１１２組成（容量チ）のガスを流入させ
炉内’ｉ３９ｍｂａｒ の減圧にし、７分間保持した。
℃迄加熱し、その温度全保持したまま炉内へ１０％Ｔｉ
Ｃｚ４−９０％１１２組成（容量チ）のガスを流入させ
炉内’ｉ３９ｍｂａｒ の減圧にし、７分間保持した。
第２段
次いで流入ガス金上記のものから、５％’ｌ”ｉｃ？ｚ
ｎ−１８％ｃＨ４−１％ＡｔＣｔｓ−０．１％Ｃ０−７
５，９％０２組成のガスに換え炉内圧力’ｆｔ３００ｍ
ｂａｒ１８０分間保持した。１８０分後、炉内温度を９
５０℃に冷却した。冷却中の炉内雰囲気はＩｌｚ雰囲気
とした。
ｎ−１８％ｃＨ４−１％ＡｔＣｔｓ−０．１％Ｃ０−７
５，９％０２組成のガスに換え炉内圧力’ｆｔ３００ｍ
ｂａｒ１８０分間保持した。１８０分後、炉内温度を９
５０℃に冷却した。冷却中の炉内雰囲気はＩｌｚ雰囲気
とした。
Ｈ３段
炉内温度を９５０℃に保持したまま１２０分間４．５％
ｋｔｃｔｓ −１０チＣｏｔ−８５，５チＨ２組成のガ
スを流入し続け、炉内圧力は２０ｍｂａｒに保持し１３
貞 た。１２０分後、炉内雰囲気をＨ２ガスに切換冷却した
。その結果、平均粒径０３μｍからなるＴｉＣを主成分
とし、０．０８重量−のＡｔ化合物並びに、０．３６重
量％のＣｏ成分並びに酸素を微量含有する被覆層が中間
層として、約５５μｍ厚さに生成、最外層として、酸化
アルミニウム層が約１．０μｍ厚さに生成した。この様
にして得られたチップ２８−１とする。
ｋｔｃｔｓ −１０チＣｏｔ−８５，５チＨ２組成のガ
スを流入し続け、炉内圧力は２０ｍｂａｒに保持し１３
貞 た。１２０分後、炉内雰囲気をＨ２ガスに切換冷却した
。その結果、平均粒径０３μｍからなるＴｉＣを主成分
とし、０．０８重量−のＡｔ化合物並びに、０．３６重
量％のＣｏ成分並びに酸素を微量含有する被覆層が中間
層として、約５５μｍ厚さに生成、最外層として、酸化
アルミニウム層が約１．０μｍ厚さに生成した。この様
にして得られたチップ２８−１とする。
実施例２．。
実施例１．と同様に炉内に装入した５０００ケのスロー
アウェイチップに次の条件で被覆層を付与した。
アウェイチップに次の条件で被覆層を付与した。
第１段
Ｈ＊＋１．５１ＣＨ＊ ガス券り気中テ１ｏ５ｏ℃迄加
熱した後、その温度を保持したまま炉内を３９ｍｂａｒ
になる迄排気し次いで、炉内に１０％ＴｉＣｚ４−９０
％Ｈｚ組成のガスを流入した。３分間ガスを流入し続は
炉内圧力は３０ｍｂａｒに保持した。
熱した後、その温度を保持したまま炉内を３９ｍｂａｒ
になる迄排気し次いで、炉内に１０％ＴｉＣｚ４−９０
％Ｈｚ組成のガスを流入した。３分間ガスを流入し続は
炉内圧力は３０ｍｂａｒに保持した。
第２段
次いで炉内を１０５０℃に保持したまま、流入ガニ４頁
ｘ２上記組成ノモノカら、５％ＴｉＣｚ４−１５％Ｃ１
１４−７９％Ｈ２−１％ｋｔｃｔｓ 組成のカスに切
換、炉内圧力を２３０ｍｂａｒに保持し続けながら３０
０分間被覆処理を行ない、その後炉内へのガスの流入を
停止し、炉内ガス金排気した。
１４−７９％Ｈ２−１％ｋｔｃｔｓ 組成のカスに切
換、炉内圧力を２３０ｍｂａｒに保持し続けながら３０
０分間被覆処理を行ない、その後炉内へのガスの流入を
停止し、炉内ガス金排気した。
第３段
更に１０５０℃に保持された炉内に
４．５％ＡｔＣｔｓ −１０％Ｃ（Ｊ２−２０％Ｃ０−
６５，５％ｌｉｔ組成のガスを流入させ、炉内圧力金３
０ｍｂａｒに保持したまま６０分間ガスを流入させ続け
た。６０分後炉内ｆＨｔガスに置換し、冷却し友。その
結果母材超硬工具表面に平均粒径０．５μｍからなるＴ
ｌｃを主成分とし、Ｏ，ＯＳ電４１％のＡｔ化合物並ひ
に０．５重量％のＣｏ 成分會含有する被覆層が中間層
として約５ｚｕｎ 厚さに生成、最外層として、中間層
と強固に密着した酸化アルミニウムが１．５μｍ厚さに
生成した。この様にして得られ友チップを８−２とする
。
６５，５％ｌｉｔ組成のガスを流入させ、炉内圧力金３
０ｍｂａｒに保持したまま６０分間ガスを流入させ続け
た。６０分後炉内ｆＨｔガスに置換し、冷却し友。その
結果母材超硬工具表面に平均粒径０．５μｍからなるＴ
ｌｃを主成分とし、Ｏ，ＯＳ電４１％のＡｔ化合物並ひ
に０．５重量％のＣｏ 成分會含有する被覆層が中間層
として約５ｚｕｎ 厚さに生成、最外層として、中間層
と強固に密着した酸化アルミニウムが１．５μｍ厚さに
生成した。この様にして得られ友チップを８−２とする
。
実施例
実施例１．と同様に炉内に５０００ケのスローアウ１５
頁 イチッグを装入し、次の条件で被僅層を付与した。
頁 イチッグを装入し、次の条件で被僅層を付与した。
第１段
炉内を１１００℃に保持しｆＣ，まま、４％ｉ’１ｃｚ
４−４％ＣＨ４−９２％Ｈ２組成ガス′ｆｃ流入し続は
炉、内圧力を５Ｑｍｂａｒにし、１５分間保った。
４−４％ＣＨ４−９２％Ｈ２組成ガス′ｆｃ流入し続は
炉、内圧力を５Ｑｍｂａｒにし、１５分間保った。
第２段
１５分後、上記ガスに更に、全カス量の３０容量チのＮ
２ガス並びに０．１容量チの８ｉＣｔａガス金加え、炉
内比力全５０ｍｂａｒ に保持したまま、ガスを流入し
続け、炉内温度を１０００℃に下ける。温度は約２０分
後に１０００℃迄降下し、そのままの温度で３００分間
ガスを流入し続け、炉内圧力は５ Ｑｍｂ ａ ｒ に
保持した。
２ガス並びに０．１容量チの８ｉＣｔａガス金加え、炉
内比力全５０ｍｂａｒ に保持したまま、ガスを流入し
続け、炉内温度を１０００℃に下ける。温度は約２０分
後に１０００℃迄降下し、そのままの温度で３００分間
ガスを流入し続け、炉内圧力は５ Ｑｍｂ ａ ｒ に
保持した。
第３段
３００分後、炉内に更にＡｚＣｔｓ５谷鼠チ、ＣＯ２８
容量囁、Ｃ０ＩＯ容量チのカスを加え約１０分後にＴｊ
Ｃｚ４． ＣＨ４及び８ｒＣｔ４ガスの流入を中止し、
更に２０分後Ｎ２ガスの流入を中止した。この間炉内は
１０００℃５Ｑｍｂａｒ に保持し続けた。
容量囁、Ｃ０ＩＯ容量チのカスを加え約１０分後にＴｊ
Ｃｚ４． ＣＨ４及び８ｒＣｔ４ガスの流入を中止し、
更に２０分後Ｎ２ガスの流入を中止した。この間炉内は
１０００℃５Ｑｍｂａｒ に保持し続けた。
その後更に１２０分間ガス金流入しつつ、１０００℃特
開’ｏ５９−１１０：！ （５） ５Ｑｍｂａｒに保持してｋｚｚ０３の被覆処理を行なっ
た。その結果、母材表面に約ｌ Ｉｔｍ厚さの’ｌ’ｉ
ｃ内層、その外層にＴｉｃとＴｉＮの固溶体金主成分と
し、約０．０４ｉ［％の８１化合物を含有した平均粒径
０３μｍで厚さ約５μｍからなる内層と強固に結合した
層が生成された。然も内層外層中には、平均約０２重量
％のＣｏ成分を含有していた。更に最外層として約１．
５μｍ厚さのＡｚｚＯｓｌ主成分とした層が形成され友
。尚、外層と最外層との界面は多少お互いに入り組んで
おり、相互の元素が混在していた。この様にして得られ
たチップ＝２８−３とする。
開’ｏ５９−１１０：！ （５） ５Ｑｍｂａｒに保持してｋｚｚ０３の被覆処理を行なっ
た。その結果、母材表面に約ｌ Ｉｔｍ厚さの’ｌ’ｉ
ｃ内層、その外層にＴｉｃとＴｉＮの固溶体金主成分と
し、約０．０４ｉ［％の８１化合物を含有した平均粒径
０３μｍで厚さ約５μｍからなる内層と強固に結合した
層が生成された。然も内層外層中には、平均約０２重量
％のＣｏ成分を含有していた。更に最外層として約１．
５μｍ厚さのＡｚｚＯｓｌ主成分とした層が形成され友
。尚、外層と最外層との界面は多少お互いに入り組んで
おり、相互の元素が混在していた。この様にして得られ
たチップ＝２８−３とする。
実施例４゜
実施例１．と同様−に炉内に５０００ケのスローアウェ
イチップ全装入し、次の条件で被覆層を付与した。
イチップ全装入し、次の条件で被覆層を付与した。
第１段
炉内を１０５０℃に保持したまま、５％ＴｉＣｚ４−８
％ＣＨ４−８７％Ｈｚのガスを流入し続け、炉内圧力は
ｌＱＱｍｂａｒに保持した。６０分経過後、更に１’／
貝 ５ｉＣｔ４ガスを全ガス量の０１容禁％全加え、そのま
ま１８０分間被覆し続けた。その間炉内はｌＱＱｍｂａ
ｒに保持した。
％ＣＨ４−８７％Ｈｚのガスを流入し続け、炉内圧力は
ｌＱＱｍｂａｒに保持した。６０分経過後、更に１’／
貝 ５ｉＣｔ４ガスを全ガス量の０１容禁％全加え、そのま
ま１８０分間被覆し続けた。その間炉内はｌＱＱｍｂａ
ｒに保持した。
第２段
１８０分経過後、炉内ガスを排気し、上記ガスの代りに
４．５チＡｚＣｚｓ −１０％Ｃ０ｚ−２０％Ｃ０−６
５，５％Ｈ２からなるガスを６０分間流入させ峰炉内圧
力は３Ｑｍｂａｒに保持した。その結果、母材表面に中
間層として、１’ｉｃ全主成分とし、Ｓｉの化合物全豹
０．０４重量％、ＣＯ金金属約０．９重量％含有した平
均粒径０．７μｍからなる硬質層が形成され、更に最外
層として、ｋｔｘｏｓ２主成分とした１、５μｍの厚さ
からなる中間層と強固に結合したセラミック層が形成さ
れた。このチップｙＳ−４とする。
４．５チＡｚＣｚｓ −１０％Ｃ０ｚ−２０％Ｃ０−６
５，５％Ｈ２からなるガスを６０分間流入させ峰炉内圧
力は３Ｑｍｂａｒに保持した。その結果、母材表面に中
間層として、１’ｉｃ全主成分とし、Ｓｉの化合物全豹
０．０４重量％、ＣＯ金金属約０．９重量％含有した平
均粒径０．７μｍからなる硬質層が形成され、更に最外
層として、ｋｔｘｏｓ２主成分とした１、５μｍの厚さ
からなる中間層と強固に結合したセラミック層が形成さ
れた。このチップｙＳ−４とする。
比較用として実施例４．の中間層生成に際して、５ｉＣ
ｔａガスを全く添加しなかった場合のチップを８−５と
する。Ｓ−５の中間層にはＳ＋化合物は検出されず然も
含有Ｃｏｉは０．６１重量％となり、ＴｉＣの平均粒径
は約１．２μｍに成長しており最外層１０ 月 のｋｔ２０ｓ層は、平均厚さは実施例４．よりも幾分薄
く約１．２μｍであり、然も、厚さのバラツキが大きく
平滑性にとほしいものであった。
ｔａガスを全く添加しなかった場合のチップを８−５と
する。Ｓ−５の中間層にはＳ＋化合物は検出されず然も
含有Ｃｏｉは０．６１重量％となり、ＴｉＣの平均粒径
は約１．２μｍに成長しており最外層１０ 月 のｋｔ２０ｓ層は、平均厚さは実施例４．よりも幾分薄
く約１．２μｍであり、然も、厚さのバラツキが大きく
平滑性にとほしいものであった。
また、実施例４、の中間層生成に際し、８ｉＣｔ４ガス
ｆ １ ’ｄ ％４） ％に増加させて作成したチップ
をＳ−６とする。Ｓ−６の中間層はＳｉ化合物を約０２
車量チ含有し然もＣｏ含有量は１．６屯殖チとなり、＋
１１ｉＣの平均粒径は約０．７μｍ であった。最外層
のＡｚ２０３層は平均厚さ１．８ｚ＊ｍであった。
ｆ １ ’ｄ ％４） ％に増加させて作成したチップ
をＳ−６とする。Ｓ−６の中間層はＳｉ化合物を約０２
車量チ含有し然もＣｏ含有量は１．６屯殖チとなり、＋
１１ｉＣの平均粒径は約０．７μｍ であった。最外層
のＡｚ２０３層は平均厚さ１．８ｚ＊ｍであった。
実施例５゜
実施１＋ｌＪ １．と同様に炉内に装入した５０００ケ
のスローアウェイチップに次の条件で被覆層を付与した
。
のスローアウェイチップに次の条件で被覆層を付与した
。
第１段
炉内が１０５０℃になる迄Ｈｚ雰囲気中で昇温し、その
温度を保持したまま、炉内へ５％ＴｉＣｚｎ −３０％
ＣＨ４−６５％１１２組成（容量）のガスを流入し５分
間炉内圧力を３Ｑｒｎｂａｒ に保持した後金カス緻の
３０％のＮ２ガス全追加導入した。その後直ちにＣＨ４
ガスを停止し炉内圧力ｔ １００ｍｂａ ｒに保持し１
９頁 つつガスの流入を続け、２００分経過後ガスの流入を中
止し、炉内ガスを排気し、炉内温度１０５０℃に保持し
たまま、４，５チｋｔｃｔｓ −１０チＣｏｔ−２０％
Ｃ０−６５，５％Ｈ２組成のガスを流入させ、炉内圧力
’＆３０ｍｂａｒ に保持した。８０分経過後炉径０．
８μｍからなる被榎ｌ−が約５μｍ生成しており ｒ
Ｃｏ含有ミル、０００４重ｔ％であった更に最外層 １
１〆暇 として、ｋｔ２０ｓｆ主成分とする層が１．５μｍ厚さ
に Ｓ生成Ｌ−？−いえ。３゜アラ７”ｋＳ−７＋！：
ｔ６ｏ ”実施例６゜ Ｓｌ、Ｓ２、Ｓ３、Ｓ４、Ｓ５、Ｓ６、Ｓ７ の夫々の
スローアウェイチップ（ＴＮＭＡ３３２型）により、４
本の溝付５４８Ｃ鋼材の外周断続旋削を行なった。
温度を保持したまま、炉内へ５％ＴｉＣｚｎ −３０％
ＣＨ４−６５％１１２組成（容量）のガスを流入し５分
間炉内圧力を３Ｑｒｎｂａｒ に保持した後金カス緻の
３０％のＮ２ガス全追加導入した。その後直ちにＣＨ４
ガスを停止し炉内圧力ｔ １００ｍｂａ ｒに保持し１
９頁 つつガスの流入を続け、２００分経過後ガスの流入を中
止し、炉内ガスを排気し、炉内温度１０５０℃に保持し
たまま、４，５チｋｔｃｔｓ −１０チＣｏｔ−２０％
Ｃ０−６５，５％Ｈ２組成のガスを流入させ、炉内圧力
’＆３０ｍｂａｒ に保持した。８０分経過後炉径０．
８μｍからなる被榎ｌ−が約５μｍ生成しており ｒ
Ｃｏ含有ミル、０００４重ｔ％であった更に最外層 １
１〆暇 として、ｋｔ２０ｓｆ主成分とする層が１．５μｍ厚さ
に Ｓ生成Ｌ−？−いえ。３゜アラ７”ｋＳ−７＋！：
ｔ６ｏ ”実施例６゜ Ｓｌ、Ｓ２、Ｓ３、Ｓ４、Ｓ５、Ｓ６、Ｓ７ の夫々の
スローアウェイチップ（ＴＮＭＡ３３２型）により、４
本の溝付５４８Ｃ鋼材の外周断続旋削を行なった。
切削速度１００ ｍ７分、切り込み１，５１１．送り速
度は０．１５．０．２０．０．３０．０．４０．０．５
０．０．６０゜龍／１回転、の順に夫々の送り速度で１
０００回の衝撃を加え、欠けが発生しなかった場合に順
次透性開口Ｕ３９−１１０３ （５） すｋＲめ、欠けが発生する迄続ける方法で１＝ツノの削
欠１貝注ケ６＋′１曲した。
度は０．１５．０．２０．０．３０．０．４０．０．５
０．０．６０゜龍／１回転、の順に夫々の送り速度で１
０００回の衝撃を加え、欠けが発生しなかった場合に順
次透性開口Ｕ３９−１１０３ （５） すｋＲめ、欠けが発生する迄続ける方法で１＝ツノの削
欠１貝注ケ６＋′１曲した。
Ｓ−Ｉ Ｓ−２８−３８−４８−５８−６８−７記゛
料番号 なかつ ×； その送り速度で１０００回の衝撃に漬俣イものり
； その込妙逮度で１０００回の衝撃に耐えたもの２１
貞 Ｓ−１，Ｓ−２，Ｓ−３，Ｓ−４は本発明のものであり
８−５．８−６．８−７は本発明のものでは無い。中間
層のＣＯ含有皿の少ないｓ−７の炭火損性が著しく悪い
ことが解る。
料番号 なかつ ×； その送り速度で１０００回の衝撃に漬俣イものり
； その込妙逮度で１０００回の衝撃に耐えたもの２１
貞 Ｓ−１，Ｓ−２，Ｓ−３，Ｓ−４は本発明のものであり
８−５．８−６．８−７は本発明のものでは無い。中間
層のＣＯ含有皿の少ないｓ−７の炭火損性が著しく悪い
ことが解る。
実施例７゜
Ｓ−１，Ｓ−２，Ｓ−３，Ｓ−４，８−５゜Ｓ−６，Ｓ
−７のチップを用い、８４８Ｃ鋼材（Ｈｓ２８〜３２）
の湿式旋削を切削速度３０ｍ／分、切り込み１．５ｍｇ
、送り速度０．１５ｍ１／１回転の条件で５分間切削し
た場合のチップすくい面のコーティング層の剥離状態を
観察したところ、Ｓ−１゜Ｓ−２，８−３，８−４には
コーティング層の擦過痕のみが認められ、剥離は全く認
められないのに対し、Ｓ−５は擦過痕の約３５％が、又
、Ｓ−６は約３０チが、Ｓ−７は約８５％が剥離し母材
超硬合金の露出が見られた。従って本発明品であるＳ−
１，８−２，Ｓ−３，Ｓ−４が耐剥離性において優れて
いることが解る。
−７のチップを用い、８４８Ｃ鋼材（Ｈｓ２８〜３２）
の湿式旋削を切削速度３０ｍ／分、切り込み１．５ｍｇ
、送り速度０．１５ｍ１／１回転の条件で５分間切削し
た場合のチップすくい面のコーティング層の剥離状態を
観察したところ、Ｓ−１゜Ｓ−２，８−３，８−４には
コーティング層の擦過痕のみが認められ、剥離は全く認
められないのに対し、Ｓ−５は擦過痕の約３５％が、又
、Ｓ−６は約３０チが、Ｓ−７は約８５％が剥離し母材
超硬合金の露出が見られた。従って本発明品であるＳ−
１，８−２，Ｓ−３，Ｓ−４が耐剥離性において優れて
いることが解る。
実施例８゜
８−１．Ｓ−２，Ｓ−３，Ｓ−４，Ｓ−５゜２２貞
Ｓ−６，Ｓ−７のチップを用い、ＦＣ３５鋳鉄（Ｈｓ２
８〜３２）の乾式旋削を切削速度２（１０ｍ／分、切り
込み１．５朋、送り速度０．３１１７１回転で５分間切
削し、チップ退部の平均摩耗中及び最大摩耗中について
比較した。
８〜３２）の乾式旋削を切削速度２（１０ｍ／分、切り
込み１．５朋、送り速度０．３１１７１回転で５分間切
削し、チップ退部の平均摩耗中及び最大摩耗中について
比較した。
この結果からも本発明品８−１．８−２゜Ｓ−３，Ｓ−
４の漫れていることが解る。
４の漫れていることが解る。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 周期律表第１Ｖａ、 ■ａ、 ％ｌｌａ族から選ばれ友
少なくとも一種の金属の炭化物、窒化物及び／又は炭窒
化物を硬質相要素とし、Ｆｅ、 ＣＯ，Ｎｉ、 Ｃｒ
及びＭＯの群から選ばれた少くとも一部の金属を結合
相要素とする超硬合金基材の表面の一部又は全面に２層
以上の被覆を施してなる被覆硬質工具刃先体において、
その最外層はα−アルミナ及び／又はに−アルミナの層
であり、中間層は周期律表第１Ｖａ、Ｖａ属から選ばれ
た少くとも一種の金属の炭化物、窒化物及び／又は炭窒
化物と、００１ 以上０．１９ｂ以下のＡｔ、８ｉ及び
／又はそれらの化合物及び０．１以上１．０％以下の結
合相金網（基材中の結合相金属）とよりなる単層又は複
層であり、上記中間層の上記炭化物、窒化物及び／又は
炭窒化物の粒度は１μｍ以下、好ましくは０５μｍ 以
下であり、上記中間層の上記結合相金属は上記最外層に
接する面上にまで露出して分布しているこ２頁 とを特徴とする被覆硬質工具刃先体。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10937382A JPS591103A (ja) | 1982-06-25 | 1982-06-25 | 被覆硬質工具刃先体 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10937382A JPS591103A (ja) | 1982-06-25 | 1982-06-25 | 被覆硬質工具刃先体 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS591103A true JPS591103A (ja) | 1984-01-06 |
| JPH0225721B2 JPH0225721B2 (ja) | 1990-06-05 |
Family
ID=14508587
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10937382A Granted JPS591103A (ja) | 1982-06-25 | 1982-06-25 | 被覆硬質工具刃先体 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS591103A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6133807A (ja) * | 1984-07-25 | 1986-02-17 | Toshiba Tungaloy Co Ltd | 回転切削工具 |
| EP0701982A1 (en) * | 1994-09-16 | 1996-03-20 | Sumitomo Electric Industries, Limited | Layered film made of ultrafine particles and a hard composite material for tools possessing the film |
| JP4994367B2 (ja) * | 2006-03-28 | 2012-08-08 | 京セラ株式会社 | 切削工具及びその製造方法、並びに切削方法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS54116345A (en) * | 1978-03-03 | 1979-09-10 | Mitsubishi Metal Corp | Coated sintered hard alloy member |
| JPS5524803A (en) * | 1978-07-31 | 1980-02-22 | Mitsubishi Metal Corp | Tool part for surface covering |
-
1982
- 1982-06-25 JP JP10937382A patent/JPS591103A/ja active Granted
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS54116345A (en) * | 1978-03-03 | 1979-09-10 | Mitsubishi Metal Corp | Coated sintered hard alloy member |
| JPS5524803A (en) * | 1978-07-31 | 1980-02-22 | Mitsubishi Metal Corp | Tool part for surface covering |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6133807A (ja) * | 1984-07-25 | 1986-02-17 | Toshiba Tungaloy Co Ltd | 回転切削工具 |
| EP0701982A1 (en) * | 1994-09-16 | 1996-03-20 | Sumitomo Electric Industries, Limited | Layered film made of ultrafine particles and a hard composite material for tools possessing the film |
| JP4994367B2 (ja) * | 2006-03-28 | 2012-08-08 | 京セラ株式会社 | 切削工具及びその製造方法、並びに切削方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0225721B2 (ja) | 1990-06-05 |
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