JPS6120628B2 - - Google Patents
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- JPS6120628B2 JPS6120628B2 JP6528279A JP6528279A JPS6120628B2 JP S6120628 B2 JPS6120628 B2 JP S6120628B2 JP 6528279 A JP6528279 A JP 6528279A JP 6528279 A JP6528279 A JP 6528279A JP S6120628 B2 JPS6120628 B2 JP S6120628B2
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C23C16/00—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明生は切削工具用材料としてその性能を一
段と改善した被覆超硬合金部品に関するものであ
る。
段と改善した被覆超硬合金部品に関するものであ
る。
近年、WCを主成分とし、さらに必要に応じて
Ti，Nb，TaおよびＷの複炭化物を加えた硬質物
質を、主としてCoで結合した超硬合金部品を基
材とし、その表面により耐摩耗性を有するTiCな
どを１〜20μ薄層被覆せしめた被覆超硬合金部品
が、基材の強靭性と表面の耐摩耗性を兼ね備えて
いることから、すぐれた切削工具材料として従来
の超硬合金部品に代つて広く実用に供せられてい
る。
Ti，Nb，TaおよびＷの複炭化物を加えた硬質物
質を、主としてCoで結合した超硬合金部品を基
材とし、その表面により耐摩耗性を有するTiCな
どを１〜20μ薄層被覆せしめた被覆超硬合金部品
が、基材の強靭性と表面の耐摩耗性を兼ね備えて
いることから、すぐれた切削工具材料として従来
の超硬合金部品に代つて広く実用に供せられてい
る。
また一方、近年世界的に非鉄金属資源の枯渇が
問題化され、超硬合金部品のの原材料の一つであ
るＷも資源的に乏しいことから、如何にして脱Ｗ
をはかるということが超硬合金部品製造業界にお
いて非常に大きな検討課題となつている。
問題化され、超硬合金部品のの原材料の一つであ
るＷも資源的に乏しいことから、如何にして脱Ｗ
をはかるということが超硬合金部品製造業界にお
いて非常に大きな検討課題となつている。
このような観点からＷと同じ周期律表第ａ族
に属し、しかもＷよりは資源的に恵まれている
MoでＷの一部又は全部を置き換えることについ
て既に研究が行われ、特開昭51−146303号におい
てもそれが提案されている。
に属し、しかもＷよりは資源的に恵まれている
MoでＷの一部又は全部を置き換えることについ
て既に研究が行われ、特開昭51−146303号におい
てもそれが提案されている。
而して、この提案の趣旨は、従来のＷの炭化物
がWCという化学式で表わされるモノカーバイド
であるのに対して、Moの炭化物はMo2Cという化
学式で表わされる低級カーバイドであつて常温で
は安定であるが、WCと比べると硬度，弾性率，
熱伝導率などに劣るため、超硬合金部品の硬質物
質としては適さないこと、そこでWCのＷの一部
をMoで置換した（MoxW1-x）Ｃ（但しｘは０＜
ｘ＜１）という化学式で表わされるモノカーバイ
ドを合成するならば、このモノカーバイドは結晶
構造がWCと同じなのでMo2Cと異なり超硬合金
部品の硬質物質として適するのはないかというも
のである。
がWCという化学式で表わされるモノカーバイド
であるのに対して、Moの炭化物はMo2Cという化
学式で表わされる低級カーバイドであつて常温で
は安定であるが、WCと比べると硬度，弾性率，
熱伝導率などに劣るため、超硬合金部品の硬質物
質としては適さないこと、そこでWCのＷの一部
をMoで置換した（MoxW1-x）Ｃ（但しｘは０＜
ｘ＜１）という化学式で表わされるモノカーバイ
ドを合成するならば、このモノカーバイドは結晶
構造がWCと同じなのでMo2Cと異なり超硬合金
部品の硬質物質として適するのはないかというも
のである。
一方本発明者らは被覆超硬合金部品の切削現象
につき詳細な検討を行つた結果、被覆超硬合金部
品を実際に切削する際の工具摩耗の第一要因は、
工具刃先の塑性変形によること、そして工具刃先
の損傷（いわゆるチツピング）の第一要因は工具
内に発生した温度勾配に起因する熱応力によつて
発生する熱亀裂であるとの知見を得た。
につき詳細な検討を行つた結果、被覆超硬合金部
品を実際に切削する際の工具摩耗の第一要因は、
工具刃先の塑性変形によること、そして工具刃先
の損傷（いわゆるチツピング）の第一要因は工具
内に発生した温度勾配に起因する熱応力によつて
発生する熱亀裂であるとの知見を得た。
従つて被覆超硬合金部品基材としては、塑性変
形を少なくするために高温での硬度が高く、弾性
率が高いこと、さらに工具内に温度勾配ができな
いようにするために熱伝導率が高いこと、の２点
が満足されればよいことが理解できる。
形を少なくするために高温での硬度が高く、弾性
率が高いこと、さらに工具内に温度勾配ができな
いようにするために熱伝導率が高いこと、の２点
が満足されればよいことが理解できる。
従つて前述のMoとＷの複炭化物を硬質物質と
した超硬合金部品（以下Mo基超硬と略称する）
は被覆超硬合金部品の基材として十分に実用に耐
え得ると考えられ、特開昭51−146306号にも同様
の内容が開示されている。
した超硬合金部品（以下Mo基超硬と略称する）
は被覆超硬合金部品の基材として十分に実用に耐
え得ると考えられ、特開昭51−146306号にも同様
の内容が開示されている。
しかしながら、本発明者らが実際にこの考えに
したがつてMo基超硬を基材としてTiCl4，CH4，
H2の混合気流中で約1000℃にてTiCの５μ被覆を
行つたところ、該基材表面より約30μの深さまで
は（MoxW1-x）2C相と思われる低級カーバイドが
多量に析出し、このことはこの被覆超硬合金部品
を実際に切削したところTiC被覆層が直ちに剥離
してしまい、著しく切削特性を損ねることから立
証された。
したがつてMo基超硬を基材としてTiCl4，CH4，
H2の混合気流中で約1000℃にてTiCの５μ被覆を
行つたところ、該基材表面より約30μの深さまで
は（MoxW1-x）2C相と思われる低級カーバイドが
多量に析出し、このことはこの被覆超硬合金部品
を実際に切削したところTiC被覆層が直ちに剥離
してしまい、著しく切削特性を損ねることから立
証された。
これはTiCを形成する際にＣを気相より得るよ
りも基材中の（MoxW1-x）が次式 ２（MoxW1-x）Ｃ→（MoxW1-x）2C＋Ｃ ……(1) のように分解するときに発生するＣを主に消費す
るためを考えられる。
りも基材中の（MoxW1-x）が次式 ２（MoxW1-x）Ｃ→（MoxW1-x）2C＋Ｃ ……(1) のように分解するときに発生するＣを主に消費す
るためを考えられる。
この現象はWCを硬質物質とする超硬合金部品
を基材とした際にも 3WC＋3Co→W3Co3C＋2C ……(2) のような反応によるＣをTiC形成に消費すること
によつて基材界面にη相と呼ばれるＷとCoとの
複炭化物を生じ、このη相が非常に脆くかつ結合
相金属であるCoを消費することによつて著しく
靭性を損なうことが知られており、超硬合金業界
ではこのη相の形成を如何にして防止するかがす
ぐれた被覆超硬合金部品製造の際の最大の要点と
すらされているのである。
を基材とした際にも 3WC＋3Co→W3Co3C＋2C ……(2) のような反応によるＣをTiC形成に消費すること
によつて基材界面にη相と呼ばれるＷとCoとの
複炭化物を生じ、このη相が非常に脆くかつ結合
相金属であるCoを消費することによつて著しく
靭性を損なうことが知られており、超硬合金業界
ではこのη相の形成を如何にして防止するかがす
ぐれた被覆超硬合金部品製造の際の最大の要点と
すらされているのである。
Mo基超硬を基材とした場合、（MoxW1-x）2Cは
硬さが（MoxW1-x）Ｃの半分と軟らかいこと、
また（MoxW1-x）2Cを形成する際に結合相金属を
一切消費しないため、一見従来の超硬合金部品を
基材とした場合よりも靭性の低下は少ないと考え
られるが、実際には熱力学的にみると、化学蒸着
法にてTiCを被覆する1000℃程度の高温では(1)の
反応は非常に起り易いと考えられ、Mo基超硬基
材の界面から30μぐらいの内部に含まれる
（MoxW1-x）Ｃは殆んど全て（MoxW1-x）2Cに分
解してしまうと考えられる。
硬さが（MoxW1-x）Ｃの半分と軟らかいこと、
また（MoxW1-x）2Cを形成する際に結合相金属を
一切消費しないため、一見従来の超硬合金部品を
基材とした場合よりも靭性の低下は少ないと考え
られるが、実際には熱力学的にみると、化学蒸着
法にてTiCを被覆する1000℃程度の高温では(1)の
反応は非常に起り易いと考えられ、Mo基超硬基
材の界面から30μぐらいの内部に含まれる
（MoxW1-x）Ｃは殆んど全て（MoxW1-x）2Cに分
解してしまうと考えられる。
従つて、この（MoxW1-x）2Cのみの基材界面近
くとそれ以外の部分との機械的特性に差が大きす
ぎるため、実際にこの被覆超硬合金部品にて切削
した場合には、（MoxW1-x）2C富化層とその他の
部分との境界近くで壊換現象が生じ、結果として
TiC被覆層が剥離するものと考えられる。
くとそれ以外の部分との機械的特性に差が大きす
ぎるため、実際にこの被覆超硬合金部品にて切削
した場合には、（MoxW1-x）2C富化層とその他の
部分との境界近くで壊換現象が生じ、結果として
TiC被覆層が剥離するものと考えられる。
このためMo基超硬を基材とした被覆超硬合金
部品を製造するには、基材界面に析出する
（MoxW1-x）2Cの量を如何にして抑えるかにある
と考えられる。
部品を製造するには、基材界面に析出する
（MoxW1-x）2Cの量を如何にして抑えるかにある
と考えられる。
従来からWCを硬質物質とする超硬合金部品に
おいては、このような問題の最も簡単な解決法と
して周期律表第ａ族遷移金属元素の窒化物を被
覆することによつて基材表面の脆化を防ぐことが
知られている。
おいては、このような問題の最も簡単な解決法と
して周期律表第ａ族遷移金属元素の窒化物を被
覆することによつて基材表面の脆化を防ぐことが
知られている。
しかし、このような周期律表第ａ族遷移金属
元素の窒化物を被覆した被覆超硬合金部品は被覆
膜の形成に基材中のＣが殆んど関与しないので、
被覆膜と基材との接着強度が劣るため、窒化物が
有するすぐれた耐クレータ性にも拘らず殆んど実
用化されず現実的にはTiCを超硬合金部品基材に
直接被覆したのち、TiNを被覆するか、或いはそ
の中間にTi（CN）を被覆するといつた方法が行
われている。
元素の窒化物を被覆した被覆超硬合金部品は被覆
膜の形成に基材中のＣが殆んど関与しないので、
被覆膜と基材との接着強度が劣るため、窒化物が
有するすぐれた耐クレータ性にも拘らず殆んど実
用化されず現実的にはTiCを超硬合金部品基材に
直接被覆したのち、TiNを被覆するか、或いはそ
の中間にTi（CN）を被覆するといつた方法が行
われている。
化学蒸着法はH2，CH4などの爆発性気体、
TiCl4のような腐蝕性物質を取扱うため、その製
造設備は必然的にかつ高価なものとなるが、
TiN／TiCの二重被覆或いはTiN／Ti（CN）／
TiCの三重被覆を行うにはより一層複雑かつ高価
なものとなることは明らかである。
TiCl4のような腐蝕性物質を取扱うため、その製
造設備は必然的にかつ高価なものとなるが、
TiN／TiCの二重被覆或いはTiN／Ti（CN）／
TiCの三重被覆を行うにはより一層複雑かつ高価
なものとなることは明らかである。
そこで本発明者らはMo基超硬において、先に
示した(1)式の反応が従来のWCを硬質物質とした
超硬合金部品に比べて非常に起り易いという知見
から、Mo基超硬を基材とし、その表面に化学蒸
着法にて周期律表第ａ族遷移金属元素を被覆す
るらならば、Mo基超硬基材の界面近くの少量の
（MoxW1-x）Ｃはさきの(1)式に従つて分解し、そ
の結果生じたＣが被覆膜の形成に消費される。
示した(1)式の反応が従来のWCを硬質物質とした
超硬合金部品に比べて非常に起り易いという知見
から、Mo基超硬を基材とし、その表面に化学蒸
着法にて周期律表第ａ族遷移金属元素を被覆す
るらならば、Mo基超硬基材の界面近くの少量の
（MoxW1-x）Ｃはさきの(1)式に従つて分解し、そ
の結果生じたＣが被覆膜の形成に消費される。
即ち基材に直接接する部分の被覆膜は、自動的
にTiCもしくはTi（CN）となり、かつTiCもし
くはTi（CN）中のＣの拡散速度は結合相金属中
と比べると非常に遅いため一定の厚さ以上では
TiNが被覆されることによつて単一工程でTiN／
Ti（CN）および／またはTiN／TiC二重被覆を
実現しうると考え本発生に至つたのである。
にTiCもしくはTi（CN）となり、かつTiCもし
くはTi（CN）中のＣの拡散速度は結合相金属中
と比べると非常に遅いため一定の厚さ以上では
TiNが被覆されることによつて単一工程でTiN／
Ti（CN）および／またはTiN／TiC二重被覆を
実現しうると考え本発生に至つたのである。
またこのような場合TiCを形成する際に問題と
なる基材界面近くにおける（MoxW1-x）2Cの多量
の析出がかなり縮減され、Mo基超硬合金基材界
面にて（MoxW1-x）2Cの量が他の部分より若干富
化されるにすぎず、この（MoxW1-x）2C富化層は
他の部分より硬度は低いが、被覆超硬合金部品に
おいて基材表面より10〜200μの深さにおける硬
さをピツカース硬度で２〜20％低めると切削特性
が飛躍的に向上するとの提案（特開昭52−110209
号）からみても若干の（MoxW1-x）2Cの富化は却
つて好ましいものと考えられる。このような考え
に従つて本発明者らにおいて実際に試作したとこ
ろ予想した通りの効果が認められた。
なる基材界面近くにおける（MoxW1-x）2Cの多量
の析出がかなり縮減され、Mo基超硬合金基材界
面にて（MoxW1-x）2Cの量が他の部分より若干富
化されるにすぎず、この（MoxW1-x）2C富化層は
他の部分より硬度は低いが、被覆超硬合金部品に
おいて基材表面より10〜200μの深さにおける硬
さをピツカース硬度で２〜20％低めると切削特性
が飛躍的に向上するとの提案（特開昭52−110209
号）からみても若干の（MoxW1-x）2Cの富化は却
つて好ましいものと考えられる。このような考え
に従つて本発明者らにおいて実際に試作したとこ
ろ予想した通りの効果が認められた。
なお、TiN等の窒化物を被覆した場合にはTiC
等の炭化物のそれより若干耐フランク摩耗特性に
劣るが、これはTiNとTiCとの高温硬度の差によ
るものであるから、TiN被覆の上にTiCより高温
硬度の高いAl2O3および／またはZrO2を0.1〜10
μ被覆してやればよく、この範囲は0.1μ以下で
は効果が得られにくく、また10μ以上では靭性の
低下の点から好ましいものである。
等の炭化物のそれより若干耐フランク摩耗特性に
劣るが、これはTiNとTiCとの高温硬度の差によ
るものであるから、TiN被覆の上にTiCより高温
硬度の高いAl2O3および／またはZrO2を0.1〜10
μ被覆してやればよく、この範囲は0.1μ以下で
は効果が得られにくく、また10μ以上では靭性の
低下の点から好ましいものである。
しかしてTiNなど窒化物の被覆膜厚は１μ以下
では被覆の効果が乏しく、20μ以上では被覆膜中
の窒化物と炭化物の比が著しく窒化物に片寄るた
め二重被覆の効果が乏しくなることから１〜20μ
が好ましい。
では被覆の効果が乏しく、20μ以上では被覆膜中
の窒化物と炭化物の比が著しく窒化物に片寄るた
め二重被覆の効果が乏しくなることから１〜20μ
が好ましい。
またMo基超硬合金としてはMoとＷの複炭化物
以外にMoとＷの複炭窒化物を硬質物質とするほ
か、必要に応じて周期律表第ａ族，第ａ族，
第ａ族の遷移金属元素の１種以上の炭化物およ
び／または炭窒化物を併用することも効果があ
る。
以外にMoとＷの複炭窒化物を硬質物質とするほ
か、必要に応じて周期律表第ａ族，第ａ族，
第ａ族の遷移金属元素の１種以上の炭化物およ
び／または炭窒化物を併用することも効果があ
る。
また結合相金属としてはCr，Mo，Ｗ，Fe，
Co，Niからなる群より選んだ１種以上を主成分
とするものを用いればよい。被覆物質としては周
期律表第ａ族遷移金属元素の１種以上の窒化物
のほかにも例えばTaNやSi3N4など各種の遷移金
属元素の窒化物でも効果は同様である。
Co，Niからなる群より選んだ１種以上を主成分
とするものを用いればよい。被覆物質としては周
期律表第ａ族遷移金属元素の１種以上の窒化物
のほかにも例えばTaNやSi3N4など各種の遷移金
属元素の窒化物でも効果は同様である。
以下本発明を実施例により詳細説明する。
実施例 １
（Mo0.7W0.3）C92重量％（但しMoとＷの比は
原子比）とNi4重量％，Co4重量％を秤取し、通
常の粉末冶金法によつて型番SNMG432ENZのチ
ツプを作成した。このチツプに通常の化学蒸着法
にてTiCl4，N2，H2の混合気流中950℃にて被覆
を行つた。
原子比）とNi4重量％，Co4重量％を秤取し、通
常の粉末冶金法によつて型番SNMG432ENZのチ
ツプを作成した。このチツプに通常の化学蒸着法
にてTiCl4，N2，H2の混合気流中950℃にて被覆
を行つた。
冷却後チツプを切断して金属顕微鏡にて調べた
ところ、被覆膜は外側にTiNが約３μ，内側に
TiCと思われる層が３μ計６μが被覆され、基材
界面より約30μはその他の部分よりも
（MoxW1-x）2Cが若干富化していることがわかつ
た。このチツプをＡとし、比較のため全く同じ基
材にTiCを６μ被覆したものをＢ、市販のＫ−10
超硬合金部品にTiNを６μ被覆したものをＣ、
TiNを３μ、TiCを３μ被覆したものをＤ、TiC
を６μ被覆したものをＥとしてこれらを 被削材 S50C鍛造材（50mmφ×300mm
） 切削速度 120ｍ／min 送り 0.28mm／rev 切り込み １mm〜３mm の切削条件(1)にて切削試験を行つたところ Ａは34本切削出来たのに比べてＢは被覆層剥離に
よる刃先チツピングのため僅か２本、Ｃも同じく
12本しか切削できず、Ｄは33本切削可能、Ｅはク
レータ摩耗により25本しか切削出来なかつた。ま
た上記ＡからＥまでのチツプについて 被削材 FC25 切削速度 200ｍ／min 送り 0.36mm／rev 切り込み ２mm 切削時間 ５分 の切削条件(2)にて切削試験を行つたところＡは
0.19mm、Ｄも0.19mm、Ｅは0.15mmの正常フランク
摩耗を示したのに対し、Ｂチツプは刃先チツピン
グが激しく0.82mmもの最大フランク摩耗を、Ｃは
同じく0.49mmの最大フランク摩耗を示した。
ところ、被覆膜は外側にTiNが約３μ，内側に
TiCと思われる層が３μ計６μが被覆され、基材
界面より約30μはその他の部分よりも
（MoxW1-x）2Cが若干富化していることがわかつ
た。このチツプをＡとし、比較のため全く同じ基
材にTiCを６μ被覆したものをＢ、市販のＫ−10
超硬合金部品にTiNを６μ被覆したものをＣ、
TiNを３μ、TiCを３μ被覆したものをＤ、TiC
を６μ被覆したものをＥとしてこれらを 被削材 S50C鍛造材（50mmφ×300mm
） 切削速度 120ｍ／min 送り 0.28mm／rev 切り込み １mm〜３mm の切削条件(1)にて切削試験を行つたところ Ａは34本切削出来たのに比べてＢは被覆層剥離に
よる刃先チツピングのため僅か２本、Ｃも同じく
12本しか切削できず、Ｄは33本切削可能、Ｅはク
レータ摩耗により25本しか切削出来なかつた。ま
た上記ＡからＥまでのチツプについて 被削材 FC25 切削速度 200ｍ／min 送り 0.36mm／rev 切り込み ２mm 切削時間 ５分 の切削条件(2)にて切削試験を行つたところＡは
0.19mm、Ｄも0.19mm、Ｅは0.15mmの正常フランク
摩耗を示したのに対し、Ｂチツプは刃先チツピン
グが激しく0.82mmもの最大フランク摩耗を、Ｃは
同じく0.49mmの最大フランク摩耗を示した。
実施例 ２
実施例１で作成したチツプＡに化学蒸着法にて
Al2O3を１μ被覆し、実施例１の切削条件(2)にて
20分間切削したところ0.21mmの正常フランク摩耗
を示した。
Al2O3を１μ被覆し、実施例１の切削条件(2)にて
20分間切削したところ0.21mmの正常フランク摩耗
を示した。
実施例 ３
実施例１のチツプＡに化学蒸着法によつて
ZrO2を２μ被覆したものをＦ，５μ被覆したも
のをＧ，12μをＨとし、実施例１の切削条件(2)に
て10分間切削を行つたところＦは0.14mmの正常フ
ランク摩耗を示したのに比して、Ｇは若干刃先チ
ツピング気味で0.31mmの最大フランク摩耗を示
し、Ｈは刃先損傷で19秒間しか切削できなかつ
た。
ZrO2を２μ被覆したものをＦ，５μ被覆したも
のをＧ，12μをＨとし、実施例１の切削条件(2)に
て10分間切削を行つたところＦは0.14mmの正常フ
ランク摩耗を示したのに比して、Ｇは若干刃先チ
ツピング気味で0.31mmの最大フランク摩耗を示
し、Ｈは刃先損傷で19秒間しか切削できなかつ
た。
実施例 ４
（Mo0.7W0.3）C82重量％、（Ti，Nb，Ta，
Ｗ）（CN）10重量％，Ni4重量％，Co4重量％を
秤取し、通常の粉末冶金法にて型番
TNMG432ENZを作成した。
Ｗ）（CN）10重量％，Ni4重量％，Co4重量％を
秤取し、通常の粉末冶金法にて型番
TNMG432ENZを作成した。
このチツプにTiCl4，N2，H2の混合気流中で
980℃にて10時間，５時間，２時間の３種被覆し
た。冷却後β−スコープ（フイシヤー社製被覆膜
厚測定器の商品名）にて被覆膜厚を測定したとこ
ろ、夫々22μ，14μ，７μとなり、これらを切削
条件(3) 被削材 SCM3板材（50mm×150mm×450
mm） 切削速度 120ｍ／min 送り 0.22mm／rev 切り込み ２mm にて切削テストを行つた結果、７μ被覆のものは
５分間切削しても切刃に損傷はなかつたが、14μ
のものは若干刃先にチツピングが認められ、22μ
被覆したものは刃先チツピングのため23秒間しか
切削できなかつた。
980℃にて10時間，５時間，２時間の３種被覆し
た。冷却後β−スコープ（フイシヤー社製被覆膜
厚測定器の商品名）にて被覆膜厚を測定したとこ
ろ、夫々22μ，14μ，７μとなり、これらを切削
条件(3) 被削材 SCM3板材（50mm×150mm×450
mm） 切削速度 120ｍ／min 送り 0.22mm／rev 切り込み ２mm にて切削テストを行つた結果、７μ被覆のものは
５分間切削しても切刃に損傷はなかつたが、14μ
のものは若干刃先にチツピングが認められ、22μ
被覆したものは刃先チツピングのため23秒間しか
切削できなかつた。
実施例 ５
実施例４と全く同じ基材にZrCl4，N2，H2の混
合気流中、1020℃にて５μ被覆したものをＩ，
HfCl4，N2，H2混合気流中1030℃にて５μ被覆し
たものをＪとし、比較のためTiCを５μ被覆せる
ものをＫとして、これら３者を実施例４の切削条
件(3)にて切削テストを行つた結果Ｉ，Ｊは何れも
３分間切削可能であつたが、Ｋは１分12秒間にて
刃先チツピングのため切削不能となつた。
合気流中、1020℃にて５μ被覆したものをＩ，
HfCl4，N2，H2混合気流中1030℃にて５μ被覆し
たものをＪとし、比較のためTiCを５μ被覆せる
ものをＫとして、これら３者を実施例４の切削条
件(3)にて切削テストを行つた結果Ｉ，Ｊは何れも
３分間切削可能であつたが、Ｋは１分12秒間にて
刃先チツピングのため切削不能となつた。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ MoとＷの複炭化物および／または複炭窒化
物を硬質物質とし、Cr、Mo、Ｗ、Fe、Co、Niか
らなる群より選んだ１種以上の遷移金属元素にて
結合した超硬合金部品を基材とし、該超硬合金部
品基材はその表面から10〜200μの深さにおいて
はMoとＷの複炭化物および／または複炭窒化物
のなかで（MoxW1-x）C2および／または
（MoxW1-x）2（CN）（但しｘは０＜ｘ＜１）の量
が、該基材のその他の部分より大であり、該基材
の表面に周期律表第ａ族遷移金属元素の１種以
上の窒化物を化学蒸着法にて１〜20μ被覆し、該
被覆層の外部よりも内部の方の炭素含有量を大と
したことを特徴とする被覆超硬合金部品。 ２ MoとＷの複炭化物および／または複炭窒化
物を硬質物質とし、Cr、Mo、Ｗ、Fe、Co、Niか
らなる群より選んだ１種以上の遷移金属元素にて
結合した超硬合金部品を基材とし、該超硬合金部
品基材はその表面から10〜200μの深さにおいて
はMoとＷの複炭化物および／または複炭窒化物
のなかで（MoxW1-x）2および／または
（MoxW1-x）2（CN）（但し０＜ｘ＜１）の量が、
該基材のその他の部分より大であり、該基材の表
面に周期律表第ａ族遷移金属元素の１種以上の
窒化物を化学蒸着法にて１〜20μ被覆したのち、
さらにその表面に0.1〜10μのAl2O3および／また
はZrO2被覆を施したことを特徴とする被覆超硬
合金部品。 ３ MoとＷとの複炭化物および／または複炭窒
化物と周期律表第ａ族、第ａ族、第ａ族遷
移金属元素の１種以上の炭化物および／または炭
窒化物を硬質物質とし、Cr、Mo、Ｗ、Fe、Co、
Niからなる群より選んだ１種以上の遷移金属元
素にて結合した超硬合金部品を基材とし、該超硬
合金部品基材はその表面から10〜200μの深さに
おいてはMoとＷの複炭化物および／または複炭
窒化物のなかで（MoxW1-x）2Cおよび／または
（MoxW1-x）2（CN）（但し０＜ｘ＜１）の量が、
該基材のその他の部分より大であり、該基材の表
面に周期律表第ａ族遷移金属元素の１種以上の
窒化物を化学蒸着法にて１〜20μ被覆し、該被覆
層の外部よりも内部の方の炭素含有量を大とした
ことを特徴とする被覆超硬合金部品。 ４ MoとＷの複炭化物および／または複炭窒化
物と、周期律表第ａ族、第ａ族、第ａ族遷
移金属元素の１種以上の炭化物および／または炭
窒化物を硬質物質とし、Cr、Mo、Ｗ、Fe、Co、
Niからなる群より選んだ１種以上の遷移金属元
素にて結合した超硬合金部品を基材とし、該超硬
合金部品基材はその表面から10〜200μの深さに
おいてはMoとＷの複炭化物および／または複炭
窒化物のなかで（MoxW1-x）2Cおよび／または
（MoxW1-x）2（CN）（但しｘは０＜ｘ＜１）の量
が、該基材のその他の部分より大であり、該基材
の表面に周期律表第ａ群遷移金属元素の１種以
上の窒化物を化学蒸着法にて１〜20μ被覆したの
ち、さらにその表面に0.1〜10μのAl2O3および／
またはZrO2被覆を施したことを特徴とする被覆
超硬合金部品。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6528279A JPS55158269A (en) | 1979-05-26 | 1979-05-26 | Coated super hard alloy parts |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6528279A JPS55158269A (en) | 1979-05-26 | 1979-05-26 | Coated super hard alloy parts |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS55158269A JPS55158269A (en) | 1980-12-09 |
| JPS6120628B2 true JPS6120628B2 (ja) | 1986-05-23 |
Family
ID=13282409
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6528279A Granted JPS55158269A (en) | 1979-05-26 | 1979-05-26 | Coated super hard alloy parts |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS55158269A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59122870U (ja) * | 1983-02-07 | 1984-08-18 | 手嶋 立男 | セラミツク製利器 |
| JP6414800B2 (ja) * | 2014-02-26 | 2018-10-31 | 三菱マテリアル株式会社 | 耐チッピング性にすぐれた表面被覆炭窒化チタン基サーメット製切削工具 |
-
1979
- 1979-05-26 JP JP6528279A patent/JPS55158269A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS55158269A (en) | 1980-12-09 |
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