JPS5928628B2 - 表面被覆超硬合金工具 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 この発明は、すぐれた耐摩耗性および耐塑性変形成を有
し、かつ靭性にもすぐれた表面被覆超硬合金工具に関す
るものである。

従来、例えば炭化タングステン（以下ＷＣで示す）基超
硬合金工具の表面に、周期律表の４ａ、５ａ）および６
ａ族の金属、アルミニウム、シリコン、およびボロンの
炭化物、窒化物、および酸化物、並びにこれらの２種以
上の固溶体からなる群のうちの１種の単層または２種以
上の多重層からなる被覆層を形成した表面被覆超硬合金
工具は公知であり、その一部は広く実用に供されている
。

しかし、上記従来表面被覆超硬合金工具は、耐摩耗性に
すぐれるものの、基体たるＷＣ基超硬合金工具と比べて
、靭性が大幅に劣るという問題点がある。すなわち、上
記従来表面被覆超硬合金工具においては、上記被覆層が
超硬合金基体に比して硬質ではあるが、脆弱であるため
に、超硬合金基体のみの場合より、はるかに低い応力レ
ベルで前記被覆層にはクラツクが発生し易く、また超硬
合金基体の表面に被覆層を形成するに際して、表面被覆
法として広く用いられている化学蒸着法を適用した場合
、温度１０００〜１１００℃の高温で蒸着処理が行なわ
れるため、その冷却過程における超高硬合基体と被覆層
との熱膨張係数の違いによつて被覆層には引張り応力が
加わるようになることから、クラツクが発生する場合が
あり、このように一旦被覆層にクラツクが発生すると、
例えば切削工具として使用した場合、クラツクの先端部
に切削応力が集中するために、クラツクは急速に超硬合
金基体の内部に伝幡し、ついには切刃を欠損に至らしめ
るという問題がある。そこで、これらの問題を解決する
ために、上記従来表面被覆超硬合金工具における超硬合
金基体を靭件に富んだものにしてクラツクの伝幡を阻止
することも考えられたが、このように超硬合金基体を靭
性に富んだものにすると、反面耐塑性変形性および耐摩
耗性が劣化したものになるのを避けることができず、し
たがつて、このような状態の表面被覆超硬合金工具の使
用に際しては、耐摩耗性、耐熱性、耐溶着性、および耐
拡散性などの特性にすぐれた被覆層が摩耗により消滅し
た後は、前記の特性に劣る超硬合金基体が露出するため
に、その摩耗が急速に進行するという問題がある。

すなわち、前記表面被覆超硬合金工具を、例えば切削工
具として鋼の切削に使用した場合、工具すくい面に形成
されるクレータ摩耗は、被覆層の摩耗による消滅後、急
速に発達し、ついに切刃稜に達し、切刃を欠損に至らし
めるという現象や、さらに旋削力旺により形成される仕
土面の粗さは、前にげ面の境界摩耗と密接な関係があり
、一方この境界摩耗は、境界領域における工具の酸化反
応、アブレシブ摩耗、および工具と被削材との拡散現象
と密接な関係があると考えられていることから、前記表
面被覆超硬合金工具においては、その境界部において、
耐酸化性および耐溶着性にすぐれ、かつ硬い（耐アブレ
シブ摩耗にすぐれる）被覆層が摩滅すると、同様にこれ
らの特性に劣る超硬合金基体が露出し、急激に境界摩耗
が進行するため、ブランク摩耗およびクレータ摩耗が少
ないにもかかわらず、仕上面粗さの劣化により工具寿命
に至るという現象などに見られる通りである。また、一
方、上記従来表面被覆超硬合金工具において、耐摩耗性
を向上させる目的で、その被覆層の層厚を厚くすること
も考えられるが、あまり被覆層を厚くすると急激な靭性
低下をきたすようになり、このように被覆層の層厚は靭
性面から制限を受けるものである。

そこで、本発明者等は、上述のような観点から、上記従
来表面被覆超硬合金工具のもつ問題点を解決して、耐摩
耗性および耐塑性変形性にすぐれ、しかも靭性にも富ん
だ表面被覆超硬合金工具を得べく研究を行なつた結果、
（ａ）被覆層直下における超硬合金基体の表面部を鉄族
金属のうちの１種または２種以上からなる靭性に富んだ
靭性層で構成すると、被覆層に発生したクラツクの伝幡
が前記靭性層によつて抑制され、しかも工具の靭性向上
をはかることができること。

（ｂ）上記超硬合金基体の表面部の靭性層（以下表面靭
性層という）の直下に、被覆層と超硬合金基体内部との
中間的な物性を有する硬化層（以下申間硬化層という）
を形成すると、前記工具の靭性低下が抑制され、しかも
耐摩耗性および耐塑性変形性の大幅な向上をはかること
ができること。

以上（ａ）および（ｂ）に示される相剰効果によつて靭
性向上、並びに耐摩耗性および耐塑性変形性の向上がは
かれるとの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つ
て、超硬合金基体の表面に、周期律表の４ａ，５ａ１お
よび６ａ族の金族、アルミニウム、シリコン、およびボ
ロンの炭化物、窒化物、および酸化物、並びにこれら２
種以上の固溶体からなる群のうちの１種の単層または２
種以上の多重層からなる層厚１〜２０μｍの被覆層を形
成した表面被覆超硬合金工具において、上記超硬合金基
体の内部を、炭化タングステン：４０〜９５％、周期律
表の４ａ，５ａ１および６ａ族の金属の炭化物、窒化物
、および酸化物のうちの１種または２種以上からなるＮ
ａｃｅ型結晶構造化合物：２〜３０％、鉄族金属のうち
の１種または２種以上：３〜３０％、からなる組成で構
成し、また上記超硬合金基体の表面部を、基体表面より
０．１〜３０μｍの深さに亘つて、鉄族金属のうちの１
種または２種以上からなる表面靭性層で構成し、さらに
上記基体内部と表面靭性層の間に、前記表面靭性層の直
下より１〜３０μｍの深さに亘つて、周期律表の４ａ，
５ａ１および６ａ族の金属の炭化物、窒化物、および酸
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：７０〜９８％、鉄族金属のうちの１種ま
たは２種以上：２〜３０％、（以上容量％）からなる組
成を有し、かつ基体内部硬さよりビツカース硬さで５〜
５０％硬化した中間硬化層を介在させた組織とすること
によつて、すぐれた靭性、耐摩耗性、および耐塑性変形
性を兼ね備えるようにした表面被覆超硬合金工具に特徴
を有するものである。

つぎに、この発明の表面被覆超硬合金工具における表面
靭性層、中間硬化層、および超硬合金基体の内部組成に
ついて以下に詳述する。

（ａ）表面靭性層 上記のように表面被覆超硬合金工具の欠損は、通常被覆
層よりの超硬合金基体内部へのクラツク伝幡により生じ
ると考えられており、したがつてこの発明においては、
基体表面より０．１〜３０μｍの深さに亘つて、超硬合
金基体内部において結合相構成成分として用いられてい
る鉄族金属からなる靭性に富んだ層を形成することによ
つて、硬質被覆層よりのクラツクの伝幡を抑制すると共
に、靭性向上をはかり、このように靭性を向上させるこ
とによつて切削工具における工具損傷の原因として土げ
られる衝撃による欠損、および熱疲労・熱亀裂による欠
損に対して著しく高い抵抗力をもつようにしたのである
。

なお、この場合、その深さ（層厚）が０．１μｍ未満で
は所望の靭性改善効果が得られず、一方３０μｍを越え
た層厚にすると、著しい耐塑性変形性の低下をきたすよ
うになることから、その深さ（層厚）を０．１〜３０μ
ｍと定めたのである。（ｂ）中間硬化層 上記のように表面靭性層の直下に、化学的に安定な周期
律表の４ａ，５ａ１および６ａ族の金属の炭化物、窒化
物、および酸化物のうちの１種または２種以上からなる
ＮａＣ２型結晶構造化合物（以下ＮａＣｌ型化合物とい
う）と、鉄族金属のうちの１種または２種以上からなる
中間硬化層を形成することによつて、靭件低下を抑制し
、しかも硬質被覆層が摩滅した後も、すぐれた耐摩耗性
をもち、急激な摩耗進行を抑制するようにしたのである
。

すなわち、例えば超硬合金工具を鋼の切削に使用した場
合、前記切削工具に生ずるクレータ摩耗は、工具損傷を
もたらす凝着、拡散、および腐食（酸化）などによる摩
耗に主として帰因して発生するものであるが、これは超
硬合金における結合相の量と、同じく超硬合金を構成す
る、例えばＷＣ，ＴｌＣ，ＴａｃｌおよびＮｂＣなどの
硬質相のもつ化学的安定性とに密接な関係をもち、例え
ば、結晶構造が六方晶のＷＣを硬質相としたＷＣ−ＣＯ
系超硬合金では、鋼切削においてクレータ摩耗の発達が
著しく、切削工具としては適さないものであるのに対し
て、硬質相形成成分としてＮａＣｌ型結晶構造をもつＴ
ｉＣ，ＴａＣｌおよびＮｂＣを含有したＷＣ−ＴａＣ−
ＮｂＣ−ＣＯ系超硬合金においては、すぐれた耐クレー
タ摩耗性を示し、鋼切削工具として適し、広く使用され
ているという公知の事実、さらにＴｉＣを主成分とした
硬質相の超硬合金は、一段とすぐれた耐クレータ摩耗性
をもつという公知の事実から、六方晶結晶構造をもつＷ
Ｃに比してすぐれた化学的安定性を有するＮａＣｌ型化
合物からなる硬質相と、鉄族金属からなる結合相とで構
成された層を、超硬合金基体の表面部に形成された表面
靭性層の直下に形成すれば、靭性低下を抑制した上で、
さらに耐摩耗性（特に耐タレータ摩粍性および耐境界摩
粍性）が大幅に向上するようになることが理解されるの
である。

また、中間硬化層における成分組成範囲に関して、結合
相形成成分である鉄族金属の含有量が２Ｚ０未満では、
相対的に硬質相形成成分であるＮａＣｌ型化合物の含有
量が９８％を越えて多くなり過ぎて所望の靭性を確保す
ることができず、一方３０％を越えて鉄族金属を含有さ
せると、相対的にＮａＣｌ型化合物の含有量が７０％未
満と少なくなり過ぎて、所望の耐摩耗性を確保すること
ができなくなることから、中間硬化層の成分組成範囲を
、ＮａＣｌ型化合物：７０〜９８％、鉄族金属：２〜３
０％（以上容量％）と定めたのである。

また、上記のように被覆層を有する表面被覆超硬合金切
削工具は、被覆層を有さない超硬合金切削工具に比して
、高送りおよび高切り込みなどの発熱量の高い切削領域
で大幅に改善された耐塑性変形性を示すものの、硬質物
質からなる被覆層形成によつて靭性が低下するのを避け
ることができないことから、超硬合金基体には、硬さを
犠性にして靭性に富んだ材料を選択せねばならず、この
結果超硬合金基体の耐塑性変形性は満足するものにはな
つていないのが現状であることは上記のとおりである。

一方、一般に、切削工具の場合、被削材中の硬粒子の引
かき作用による摩耗、および切刃の塑性変形による摩耗
に帰因する工具損傷は、切削工具の硬さと密接な関係が
あるのであつて、特に後者の工具損傷は、切削時に発生
する熱により基体たる超硬合金が軟化して、切削時に刃
先に加わる応力に抗しきれずに変形することに帰因する
ものである。このように表面被覆超硬合金工具の塑性変
形は、超硬合金基体のもつ硬さと熱伝導率とに密接な関
係があるのであつて、本発明者等の研究によつて、表面
被覆超硬合金工具における表面靭性層の直下より１〜３
０μｍの深さを、基体内部硬さよりビツカース硬さで５
〜５０％硬化したものとすると、前記超硬合金基体の靭
性低下を抑制した状態で、その耐塑性変形性を著しく向
土させることができるという結論が得られたのである。
なお、この場合、基体内部に比してビツカース硬さで５
％未満の硬化では、所望の改善効果が得られず、一方５
０％を越えて硬化させると、靭性低下が著しいことから
、基体内部硬さよりビツカース硬さで５〜５０％硬化さ
せたのであり、またその深さ（層厚）が１μｍ未満では
、同様に所望の改善効果がなく、しかし３０μｍを越え
た層厚にすると靭性低下をきたすという理由により、そ
の深さ（層厚）を１〜３０１ｔｍと定めたのである。上
記のように、この発明の表面被覆超硬合金工具において
は、表面靭性層と中間硬化層の相剰効果によつて、例え
ばこれを切削工具として使用した場合、切削性能の飛躍
的向上がはかれるものであり、特に断続切削や重負荷の
加わる切削領域においてすぐれた性能を発揮するのであ
る。

（ｃ）超硬合金基体内部組成 超硬合金基体内部は、被覆層および中間硬化層が摩耗に
より摩滅した後においても所定の耐摩耗性をもつもので
なければならないし、また表面靭性層と共に、工具に靭
性を付与するものでなければならない。

しかしながら、結合相形成成分である鉄族金属の含有量
が３％未満では工具に所望の靭性を付与することができ
ず、一方３０％を越えて含有させると、被覆層および中
間硬化層が存在していても、切削時に加わる切削抵抗に
抗しきれず、切刃に著しい塑性変形が生じるようになる
ことから、その含有量を３〜３０容量？と定めた。

また、ＮａＣｌ型化合物は、化学的に安定な成分であり
、被覆層および中間硬化層が摩耗により摩滅した後にお
いても工具が所定の耐摩耗性を有するように含有される
成分であるが、その含有量が２％未満では所望の耐摩耗
性改善効果が得られず、一方３０％を越えて含有させる
と工具の靭性低下が著しくなることから、その含有量を
２〜３０容量％と定めた。

なお、被覆層の層厚に関しては、その層厚が１μｍ未満
では所望の耐摩耗性改善効果が確保できず、一方２０μ
ｍを越えた層厚にすると、靭性低下が著しいことから、
１〜２０１ｔｍと定めた。

また、この発明の表面被覆超硬合金工具における被覆層
は、通常の化学蒸着法、イオンプレーティング法、およ
びスパツタリング法などの被覆層形成手段によつて形成
することができる。

さらに、この発明の表面被覆超硬合金工具における表面
靭性層および中間硬化層を有する超硬合金基体は、（ａ
）超硬合金基体の内部を構成する超硬合金に比して、焼
結後ビツカース硬さで５〜５０％硬い硬さをもつた中間
硬化層を形成すべく、硬質相形成成分としてのＮａＣ２
型化合物粉末と、結合相形成成分としての鉄族金属粉末
とを通常の粉末冶金法によつて調合し、しかる後スラリ
ーとなし（この場合、その硬さはＮａＣｌ型化合物粉末
の粒度と鉄族金属粉末の配合量との関係で決まる）、つ
いで超硬合金基体の内部を形成すべく通常の粉末冶金法
によつて別途形成された圧粉末の表面に、前記のように
調製された中間硬化層形成のためのスラリーを、Ｎ２雰
囲気中に噴霧して１〜３０μｍの厚さで付着させて減圧
下で乾燥し、通常の粉末冶金法にしたがつて焼結し、最
終的に、この結果得られた焼結体の表面に、例えば電気
メツキ法、スパツタリング法、およびイオンプレーテイ
ング法などにより表面靭性層としての鉄族金属を０．１
〜３０μｍの厚みでメツキあるいは被覆する方法。

（ｂ）予め通常の粉末冶金法によつて焼結成形された所
定組成の超硬合金基体素材を、ＣＯガスとＮ２ガスの混
合ガス雰囲気中で、前記超硬合金の液相出現温度以上の
温度に所定時間保持して再焼結することによつて、その
表面部に中間硬化層を形成し、しかる後、上山ａ）方法
におけると同様に鉄族金属をメツキあるいは被覆する方
法。

なお、この場合、中間硬化層の組成、硬さ、および厚さ
は、ＰＣＯ＋ＰＮ２分圧、ＰＮ２／ＰＣＯ＋ＰＮ２比、
再焼結温度および保持時間などを調整することによつて
所望のものとすることができる。以上（ａ）および（ｂ
）方法などによつて製造することができる。

ついで、この発明の表面被覆超硬合金工具を実施例によ
り説明する。

実施例 １ 出発原料粉末として、それぞれ市販のＷＣ粉末、ＣＯ粉
末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、およびＴｉＣ粉末を用意
し、これらの原料粉末を最終成分組成がＷＣ：１５％Ｃ
Ｏ−１０％ＴａＣ−２％ＮｂＣｌ５％ＴｉＣ（以上容量
％Ｏになるように配合し、ボールミル中で４８時間湿式
混合し、乾燥した後、単位圧力：１５ｋｇ／Ｍｄを適用
してチツプ形状：ＳＮＵ４３２のスローアウエイチツプ
の形状をもつた圧粉体を成形し、ついで真空雰囲気中、
温度：１４００℃に１時間保持して焼結し、焼結後上下
面を研磨加工により所定形状に調整すると共に、切刃に
ホーニングを施すことによつてスローアウエイチツプ形
状をもつた超硬合金基体素材を製造した。

ついで、上記超硬合金基体素材を、Ｎ２分圧ＰＮ２：１
５０ｔ０ｒｒ，ｃ０分圧ＰｃＯ：５０ｔ０ｒｒを有する
圧力：２００ｔ０ｒｒの減圧雰囲気中で、温度：１４０
０℃に１時間保持して再焼結することによつて、前記超
硬合金基体素材の表面部に、組成：６０％ＴｉＣ−３％
ＴｉＮ−１０％ＴａＣ２％ＮｂＣ−６％ＣＯ−１９％Ｗ
Ｃ（以上容量％）、厚さ：１５μｍ１およびビツカース
硬さＨｖ：１６００を有する中間硬化層を形成した。

なお、前記超硬合金基体素材の内部硬さはビツカース硬
さＨｖ：１４５０であつた。つぎに、この結果得られた
超硬合金基体素材の表面に、の条件で電気メツキ処理を
施すことによつて、厚さ：２μＭＯ）Ｎｉからなる表面
靭性層を形成した。

引続いて、このように調製した超硬合金基体を通常の化
学蒸着装置内に装入し、ＴｉＣｌ：４％，ＣＨ４：４％
，Ｈ２：９２％（以上容量％）からなる混合ガスを流入
しながら、大気圧下、温度：１０５０℃に２時間保持す
ることによつて、前記表面靭性層および中間硬化層を有
する超硬合金基体の表面に、硬質被覆層としてのＴｉＣ
層を５μｍの厚さで形成した本発明表面被覆超硬合金工
具、すなわち本発明表面被覆超硬合金スローアウエイチ
ツプ（以下、本発明被覆スローアウエイチツプという）
を製造した。また、比較の目的で、上記超硬合金基体素
材の表面部に、上記表面靭性層および中間硬化層を形成
しない以外は、上記本発明被覆スローアウエイチツプを
裂造した場合と同一の条件で比較被覆スローアウエイチ
ツプを製造した。

この結果得られた両被覆スローアウエイチツプを用いて
、の条件で旋削加工を行ない、切削時間と逃げ面摩耗、
前逃げ境界摩耗、およびクレータ摩耗の関係を測定した
。

この測定結果を、第１図、第２図、および第３図にそれ
ぞれ示した。第１図〜第３図に示されるように、比較被
覆スローアウエイチツプにおいては、切削開始後まもな
く急激な摩耗の進行がみられるのに対して、本発明被覆
スローアウエイチツプにおいては、急激な摩耗進行がな
く、すぐれた耐摩耗性を示すものであつた。

の条件で角材の断続切削試験を行ない、それぞれ両被覆
スローアウエイチツプの欠損率（欠損本数／試験本数×
１００）を測定したところ、比較被覆スローアウエイチ
ツプは５０％の欠損率を示したのに対して、本発明被覆
スローアウエイチツプは３０％の欠損率しか示さず、す
ぐれた靭性をもつものであつた。

実施例 ２ 超硬合金基体の内部における最終成分組成が、ＷＣ−１
５％ＣＯ−１０％ＴａＣ−２％ＮｂＣ−１０％ＴｉＣ−
５％ＴｉＮ（以上容量％）となるように、市販の原料粉
末を配合し、ボールミルにて４８時間湿式混合し、乾燥
した後、１５ｋｇ／Ｍｄの圧力でプレスして圧粉体を成
形し、この圧粉体を真空中、温度１４００℃に１時間保
持して焼結することによつて、ビツカース硬さＨ：１４
２０をもつた超硬合金基体素材としてのＳＮＰ４３２型
スローアウエイチツプ素材を製造した。

ついで、この結果得られたスローアウエイチツプ素材に
研摩加工を施すと共に、０．０３ｍｍのプレホーニング
を施して所定形状とした後、ＣＯガス分圧：３０ｔ０ｒ
ｒＮ２ガス分圧：２７０ｔ０ｒｒの混合ガス雰囲気中、
温度：１４００℃に１時間保持することによつて、その
表面より８μｍの深さに亘つて、ビツカース硬さＨｖ：
１６２０を有し、かつ５５％ＴｉＣ一１２％ＴｉＮ−１
０％ＴａＣ−２％ＮｂＣ−３％ＣＯｌ８％ＷＣ（以上容
量％）からなる組成をもつた中間硬化層を形成し、引続
いて、その表面にスパツタリング法により、層厚：２μ
ｍ（７）ＣＯからなる表面靭性層を形成し、さらに最終
的に同じくスパツタリング法を適用して層厚２μＭＯ）
ＴｉＮからなる被覆層を形成することによつて本発明表
面被覆超硬合金工具としての本発明被覆スローアウエイ
チツプを製造した。なお、上記表面靭性層の形成は、 の条件で行ない、また上記被覆層の形成は、真空容器内
圧力：Ａｒ（５Ｎ２の混合ガス雰囲気中、Ｔｉ（純度：
９９．９％）ターゲツト板の電圧（真空容器に対して相
対的に負の電圧）：３ｋ、の条件で行な゛つた。

また、比較の目的で、上記のように表面靭性層および中
間硬化層を形成することなく、上記のスローアウエイチ
ツプ素材の表面に、直接同一の条件でＴｉＮ層：３μｍ
を被覆することによつて比較被覆スローアウエイチツプ
を製造した。

つぎに、上記両被覆スローアウエイチツプについて、の
条件で、乾式切削によりシヤフトの外径倣い切削を行な
つたところ、本発明被覆スローアウエイチツプは、切削
時間７５ｍｉｎで、ブランク摩耗：０．４０ｍｕ１タレ
ータ摩耗：５０１ｔｍの正常摩耗で寿命に達したのに対
して、比較被覆スローアウエイチツプは、切削時間４０
−で、ブランク摩耗：０．４２ｍｍ１クレータ摩耗：１
５０Ｉｔｍに達し、寿命となつた。

実施例 ３ 超硬合金基体の内部における最終成分組成が、第１表に
示されるものとなるように市販の原料粉し、乾燥した後
、１５ｋｇ／一の圧力でプレスして圧粉体を成形し、こ
の圧粉体の表面に、それぞれ同じく第１表に示された最
終成分組成をもつように配合し、ボールミル中で４８時
間湿式混合したＮａＣｌ型化合物粉末と鉄族金属粉末と
からなるスラリーを、Ｎ２ガス雰囲気中において一様に
噴霧して、同様に第１表にそれぞれ示される厚さに付着
せしめた後、減圧下で乾燥し、ついで真空雰囲気中、温
度１４００℃に１時間保持して焼結し、引続いて、その
表面に電気メツキ法を適用して、同じく第１表に示され
る組成および層厚をもつた表面靭性層を形成し、さらに
切刃に０．０３ｍｍのホーニングを施し、最終的に実施
例１におけると同一の条件で、層厚二５μｍをもつたＴ
ｉＣからなる被覆層を形成することによつＣ）いずれも
ＳＮＵ４３２の形状をもつた本発明被覆スローアウエイ
チツプ１〜５および比較被覆スローアウエイチツプ１〜
５をそれぞれ製造した。

ついで、これらの被覆スローアウエイチツプについて、
被削材：長さ２０００ｍ、最大外径：４５０ｍｍを有し
、かつ長さ方向にそつて深さ１０ｍｍ）幅１０７７１７
７Ｒの等間隔平行溝：４個を有するＳＣＭ−４製（ブリ
ネル硬さＨＢ：２８０）ローノレ、 切削速度：１５０ｍ／Ｍｍ．． 送り二０．２５ｍｍ／ Ｒｅｖ・、 切り込み：３ｍｍ） の条件で乾式により切削試験を行ない、ブランク摩耗が
０．４ｍｍに至るか、あるいはクレータ摩耗が１００μ
ｍに至るまでの時間（欠損の場合は、欠損までの切削時
間）を測定した。

この測定結果を第１表に合せて示した。第１表に示され
る結果から明らかなように、この発明に定めた条件を満
足しない比較被覆スローアウエイチツプは、本発明被覆
スローアウエイチツプに比してきわめて短かい寿命時間
しか示さず本発明被覆スローアウエイチツプはいずれも
すぐれた切削性能を示すことがわかる。

上述のように、この発明の表面被覆超硬合金工具は、超
硬合金基体に表面靭性層と中間硬化層を形成することに
よつて著しくすぐれた靭性、耐摩耗性、および耐塑性変
形性をもつたものになつており、特に切削工具として使
用した場合にすぐれた性能を発揮するものである。

【図面の簡単な説明】

第１図、第２図、および第３図は本発明被覆スローアウ
エイチツプと比較被覆スローアウエイチツプに関して、
切削時間と、逃げ面摩耗、前逃げ境界摩耗、およびクレ
ータ摩耗との関係を示した曲線図である。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １ 超硬合金基体の表面に、周期律表の４ａ、５ａ、お
   よび６ａ族の金属、アルミニウム、シリコン、およびボ
   ロンの炭化物、窒化物、および酸化物、並びにこれら２
   種以上の固溶体からなる群のうちの１種の単層または２
   種以上の多重層からなる層厚１〜２０μｍの被覆層を形
   成した表面被覆超硬合金工具において、上記超硬合金基
   体の内部を、炭化タングステン：４０〜９５％、周期律
   表の４ａ、５ａ、および６ａ族の金属の炭化物、窒化物
   、および酸化物のうちの１種または２種以上からなるＮ
   ａＣｌ型結晶構造化合物：２〜３０％、鉄族金属のうち
   の１種または２種以上：３〜３０％、からなる組成で構
   成し、また上記超硬合金基体の表面部を、基体表面より
   ０．１〜３０μｍの深さに亘つて、鉄族金属のうちの１
   種または２種以上からなる表面靭性層で構成し、さらに
   上記基体内部と表面靭性層の間に、前記表面靭性層の直
   下より１〜３０μｍの深さに亘つて、周期律表の４ａ、
   ５ａ、および６ａ族の金属の炭化物、窒化物、および酸
   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：７０〜９８％、鉄族金属のうちの１種ま
   たは２種以上：２〜３０％、（以上容量％）からなる組
   成を有し、かつ基体内部硬さよりビッカーズ硬さで５〜
   ５０％硬化した中間硬化層を介在させた組織をもつこと
   を特徴とする表面被覆超硬合金工具。