JP3049165B2 - 粉末合金の表面層の処理法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、超硬合金、サーメッ
ト、セラミックなどの粉末合金で成る工具類や機械部品
などの製品の表面層の処理法に関し、より詳しくは、サ
ンドブラストないしはショットピーニング加工において
ショット自体によって粉末合金の表面層の温度を上昇さ
せて、粉末合金を構成する各種圧粉体のうちの結合剤の
圧粉体を軟化させ且つショットの衝撃力により各種圧粉
体の結合の強化を図る粉末合金の表面層の処理方法に関
する。

【０００２】

【従来の技術】粉末合金は、金属の粉末や炭化物、窒化
物及び酸化物などの圧粉体を、それぞれの圧粉体の溶融
点以下の温度で圧縮成形し、焼結して製品に仕上げた合
金であり、高温に至るまで硬さ、強さが高く、耐摩耗性
に優れ、切削工具、塑性加工工具などに成形されてい
る。粉末合金の代表的なものとしては、超硬合金、サー
メット、セラミックなどがあり、合金鋼や高速度鋼に比
べて温度による硬さの低下が少ないので高速切削性に優
れた性能を発揮する。

【０００３】超硬合金は、硬質高融点金属である炭化タ
ングステン（ＷＣ）の粉末の圧粉体を主成分とし、これ
にコバルト（Ｃｏ）の粉末の圧粉体を結合剤として添加
し、圧縮成形したのち高温で焼結したものである。ま
た、前記主成分のＷＣのほかに、目的に応じて炭化チタ
ン（ＴｉＣ），炭化タンタル（ＴａＣ）などの圧粉体を
配合し、これをＴｉ，Ｃｏ，Ｃ，ＴｉＮなどの結合剤で
焼結したものもある。

【０００４】サーメットは、セラミック（耐火物）とメ
タル（金属）を合わせた名称で、セラミックと超硬合金
の両方の特性を持った中間的なものであり、ＴｉＣ−Ｎ
ｉ−Ｍｏ₂Ｃ系サーメットやＡｌ₂Ｏ₃系サーメットなど
がある。ＴｉＣ−Ｎｉ−Ｍｏ₂Ｃ系サーメットは、高温
強度に優れる炭化チタン（ＴｉＣ）の圧粉体に、Ｍｏ−
Ｎｉの合金の圧粉体を添加して焼結したものと、これに
靭性や耐熱性を与えるために窒化チタン（ＴｉＮ）を加
えて焼結したものとがあり、前記Ｍｏ−Ｎｉの圧粉体の
Ｎｉが結合剤となる。このＴｉＣ−Ｎｉ−Ｍｏ₂Ｃ系サ
ーメットは切削工具材として用いられており、ＷＣ系超
硬合金より靭性は劣るが、硬さ、耐摩耗性が大きく、高
速切削用に適する。

【０００５】また、粉末合金で成る工具類や機械部品な
どの製品には、ＣＶＤコーティング（化学蒸着）やＰＶ
Ｄコーティング（物理蒸着）により、数μの硬質膜を前
記製品の表面に形成してより一層耐摩耗性の向上を図っ
ている。例えば、ＣＶＤコーティング又はＰＶＤコーテ
ィングにより、アルミナ（Ａｌ₂Ｏ₃）と耐熱性に優れた
高強度特殊セラミックを主体とした複合セラミックの硬
質膜を粉末合金の表面に形成し、より一層炭化物相の微
細化を図った超微粒子合金が開発されている。この超微
粒子合金は低速域での切削やインコネルなどの難削材切
削において、前記ＣＶＤコーティングやＰＶＤコーティ
ングをしない粉末合金より良好な耐摩耗性を有する。ま
た、粉末合金への前述のコーティングの他の例として、
粉末合金の表面に窒化チタン（ＴｉＮ）の数μの硬質膜
を形成し、耐摩耗性、耐欠損性をより一層向上させてい
る。

【０００６】なお、前記ＰＶＤコーティングは３８０〜
６００゜Ｃの低温コーティングで、ＣＶＤコーティング
は８００〜１０００゜Ｃの高温コーティングである。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】従来の粉末合金で成る
工具類や機械部品などの製品においては、粉末合金自体
が各種の圧粉体を圧縮成形し高温で焼結したものである
ので、各圧粉体間に微小な空間が生じてしまう。例え
ば、超硬合金は、Ｔｉ，Ｃｏ，Ｃ，ＴｉＮなどの結合剤
が完全に溶けてＷＣと結合しているのではなく、ＷＣと
結合剤の接触部分が高温で圧着された状態であり、ＷＣ
と結合剤のそれぞれの比重と混合比と超硬合金の密度か
ら計算すると粉末合金全体の体積の約２〜５％はＷＣと
結合剤の個々の粒子間の微小な空間で占めている。粉末
合金の他の代表的なものであるサーメットも前述した超
硬合金と同様に各圧粉体間に微小な空間が生じる。この
微小な空間が粉末合金で成る工具類（例えば、バイトや
フライスのチップ）の刃先のへたりやチッピングの原因
となり粉末合金で成る製品の耐久性の低下をもたらすと
いう問題点があった。

【０００８】また、従来の粉末合金で成る製品の表面に
高温のＣＶＤコーティングを行うとき、前記製品の表面
層に低硬度の結合剤が析出して、ＣＶＤコーティングの
効果を減少させるという問題点があった。

【０００９】例えば、従来の超硬合金の表面に８００〜
１０００゜Ｃの高温のＣＶＤコーティングを行なうと
き、結合剤であるＣｏの融点（１４９５゜Ｃ）よりかな
り低い温度７００゜Ｃ程度以上で、超硬合金の表面層で
ＷＣの硬度に比して低硬度のＣｏが析出するという現象
が発生する。

【００１０】Ｃｏが超硬合金の表面に析出する理由は、
Ｃｏの熱膨張係数がＷＣの熱膨張係数に対して２．４倍
と大きいために、７００゜Ｃ程度の温度におけるＣｏの
体積の膨張が、下記に示すように、ＷＣの体積の膨張よ
り大きくなるので、超硬合金の表面層付近で膨張したＣ
ｏが逃げ場のある超硬合金の表面から外部へ出てしまう
ためであると考えられる。

【００１１】これをさらに詳しく説明するために、常温
２０゜Ｃ（ｔ₀゜Ｃ）に対する７００゜Ｃ（ｔ₁゜Ｃ）お
よび１０００゜Ｃ（ｔ₂゜Ｃ）におけるＷＣとＣｏのそ
れぞれの体積の膨張率を以下に示す。ただし、αは熱膨
張係数で、Ｃｏの熱膨張係数αは１２．３／１０⁶、Ｗ
Ｃの熱膨張係数αは５．１／１０⁶である。

【００１２】７００゜Ｃのとき、 Ｃｏの体積の膨張＝〔１＋α（ｔ₁−ｔ₀）〕³ ＝〔１＋（１２．３／１０⁶）ｘ（７００−２０）〕³ ＝１．０２５ ＷＣの体積の膨張＝〔１＋α（ｔ₁−ｔ₀）〕³ ＝〔１＋（５．１／１０⁶）ｘ（７００−２０）〕³ ＝１．０１ したがって、常温２０゜ＣのときのＣｏおよびＷＣのそ
れぞれの体積に対して、７００゜ＣではＷＣの体積が１
％膨張するが、Ｃｏの体積は２．５％膨張する。

【００１３】１０００゜Ｃのとき、 Ｃｏの体積の膨張＝〔１＋α（ｔ₂−ｔ₀）〕³ ＝〔１＋（１２．３／１０⁶）ｘ（１０００−２０）〕³ ＝１．０３７ ＷＣの体積の膨張＝〔１＋α（ｔ₂−ｔ₀）〕³ ＝〔１＋（５．１／１０⁶）ｘ（１０００−２０）〕³ ＝１．０１５ したがって、常温２０゜ＣのときのＣｏおよびＷＣのそ
れぞれの体積に対して、１０００゜ＣではＷＣの体積が
１．５％膨張するが、Ｃｏの体積は３．７％膨張する。

【００１４】以上のように、７００〜１０００゜Ｃにお
いて、結合剤のＣｏの体積の膨張はＷＣの体積の膨張よ
り大きいために、超硬合金の表面に８００〜１０００゜
Ｃの高温のＣＶＤコーティングを施すとき、ＷＣの硬度
に比して低硬度のＣｏが超硬合金の表面に析出するの
で、超硬合金の表面層の硬度を低下させ、ＣＶＤコーテ
ィングによる本来の耐摩耗性を向上させる効果を減少さ
せてしまうという問題点があった。

【００１５】また、粉末合金の他の代表的なものである
サーメットに８００〜１０００゜Ｃの高温のＣＶＤコー
ティングを行なう場合も、前述した超硬合金の場合と同
様に、ＴｉＣに比して低硬度の結合剤のＮｉがサーメッ
トの表面に析出する。

【００１６】すなわち、高硬度のＴｉＣは、融点が３２
００゜Ｃ、熱膨張係数αが７．６／１０⁶であるのに対
して、結合剤のＮｉは、融点が１４５５゜Ｃ、熱膨張係
数αが１３．３／１０⁶であるので、前述した超硬合金
の場合と同様の理由で、Ｎｉの融点（１４５５゜Ｃ）よ
りかなり低いＣＶＤコーティングの温度範囲においてサ
ーメットの表面層でＮｉが析出するという現象が発生
し、サーメットの表面層の硬度を低下させ、ＣＶＤコー
ティングによる本来の耐摩耗性を向上させる効果を減少
させてしまうという問題点があった。

【００１７】本発明は叙上の問題点を解決するために開
発されたもので、粉末合金の表面付近の組織を変化させ
且つ各圧粉体間の組織を微細化させて各圧粉体間の密着
性を高め、粉末合金の耐摩耗性及び耐久性をより一層向
上させることを目的とする。また、粉末合金にＣＶＤ又
はＰＶＤコーティングを施すものにおいては、粉末合金
の表面層での結合剤の析出現象を低下せしめて、ＣＶＤ
又はＰＶＤコーティングによる本来の効果を向上させる
ことを目的とする。

【００１８】

【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に、本発明の粉末合金の表面層の処理法においては、サ
ンドブラストないしはショットピーニングにおいてショ
ットを高速に噴射させると、被加工物たる製品の噴射面
に発熱が生じ、製品の噴射表面温度がショットの噴射速
度の増加に伴って上昇することに基づいて為されたもの
で、複数の各種圧粉体から成る粉末合金の製品の表面
に、各種圧粉体のうち最高硬度の圧粉体の硬度と同等以
上の硬度を有する４０〜２００μのショットを噴射速度
５０m/sec以上で噴射し、前記粉末合金の表面付近の温
度を、各種圧粉体のうち結合剤となる圧粉体の再結晶温
度以上に上昇させ、後続するショットの加圧力で粉末合
金の表面付近の前記高硬度の圧粉体の配置状態を変化さ
せることを特徴とする。次いでこの粉末合金の表面にＰ
ＶＤコーティング又はＣＶＤコーティングを施すもので
ある。

【００１９】

【作用】粉末合金の代表的なものである超硬合金を例と
して作用について以下に説明する。

【００２０】ショットの衝撃力によって超硬合金の表面
層の温度が上昇して結晶剤の圧粉体たるＣｏの再結晶温
度に達すると、結合剤のＣｏが著しく軟化する。この軟
化したＣｏと共に混在する高硬度の圧粉体たるＷＣの個
々の粒子は、ショット粒径に比して相対的にはるかに小
さいので、ショットの衝撃力によりほとんど平滑な面で
加圧される状態になり、表面層のＷＣの個々の粒子の平
坦面が超硬合金の表面に揃えられると同時に、ＷＣとＣ
ｏの個々の粒子間の空間が減少して密着性が向上すると
いう表面層の組織の変化が生じる。この理由で、ＷＣの
個々の粒子は超硬合金の表面から剥離しにくくなる。

【００２１】さらに、上記サンドブラスト又はショット
ピーニング加工した超硬合金の表面に、ＣＶＤ又はＰＶ
Ｄコーティングを行なっても、表面層のＷＣの個々の粒
子の表面が平滑化されＷＣ同志の間の組織が密着してい
るために、膨張したＣｏは超硬合金の表面へ析出しな
い。

【００２２】

【実施例】以下、粉末合金の代表的な超硬合金の場合に
ついて図面を参照して説明し、サーメットなど他の粉末
合金については省略する。

【００２３】フライス加工用の超硬合金チップ（以下、
「超硬チップ」という）の表面に、図５に示すような重
力式ブラスト加工装置３０（以下、「重力式装置」とい
う）を用いてブラスト加工処理を行った。なお、ブラス
ト加工装置としては、直圧式ブラスト加工装置を用いて
もよい。

【００２４】重力式装置３０は、被加工物Ｗを出し入れ
する出入口３５を備えたキャビネット３１内にショット
等の研磨材３６を噴出するノズル３２が設けられ、この
ノズル３２には管４４を連結し、この管４４は図示せざ
る圧縮機に連通しており、この圧縮機から圧縮空気が供
給される。キャビネット３１の下部にはホッパ３８が設
けられ、ホッパ３８の最下端は導管４３を介してキャビ
ネット３１の上方に設置された回収タンク３３の上方側
面に連通し、回収タンク３３の下端は管４１を介して前
記ノズル３２へ連通される。回収タンク３３内の研磨材
は重力あるいは所定の圧力を受けて回収タンク３３から
落下し、前記管４４を介してノズル３２へ供給された圧
縮空気と共にキャビネット３１内へ噴射される。

【００２５】回収タンク３３内には、研磨材３６として
被加工物Ｗたる超硬チップの母材の超硬合金のＷＣの圧
粉体の硬度より高い硬度H_RC６５を有し且つショット粒
径が４４μの硬質ビーズで成るショットを投入する。な
お、本実施例ではショットはガラスとセラミックから成
る球状のセラミック入りビーズを使用しているが、超硬
合金の高硬度の圧粉体であるＷＣ以上の硬度を有し且つ
球状のガラスビーズあるいはステンレスなどの他の材料
であっても良い。

【００２６】被加工物Ｗたる超硬チップを出入口３５か
らキャビネット３１内へ投入し、前記ショットはノズル
３２より噴射圧力６kg/cm²、噴射速度８０m/sec、噴射
距離１００mmで超硬チップの表面へ１０〜２０秒間噴射
される。特に前記超硬チップの先端のコーナ部には５〜
６秒間噴射される。

【００２７】噴射された研磨材３６およびこのとき発生
した粉塵は、キャビネット３１の下部のホッパ３８に落
下し、導管４３内に生じている上昇気流によって上昇し
て回収タンク内に送られ、この回収タンク内研磨材３６
が回収される。回収タンク３３内の粉塵は回収タンク３
３内の気流によって回収タンク３３の上端から管４２を
介してダストコレクタ３４へ導かれ、ダストコレクタ３
４の底部に集積され、清浄な空気がダストコレクタ３４
の上部に設けられた排風機３９から放出される。

【００２８】上記のブラスト加工処理条件をまとめると
下表のようになる。

【００２９】

【表１】 実施例１

【００３０】上記の条件でブラストされた超硬チップの
表面付近の温度は上昇し、超硬合金の表面層の組織に変
化が生じ、より一層耐久性及び耐摩耗性に富む超硬チッ
プを得る結果に至ったのである。

【００３１】図２は、本実施例の上記条件でブラスト加
工処理を施した後のフライス加工用の超硬チップの先端
のコーナ部を拡大した拡大図を示すものであり、図１に
示す従来の超硬チップすなわちブラスト加工処理前の超
硬チップの先端のコーナ部の拡大図と比較すると、本実
施例の超硬チップの先端のコーナ部の表面アラサは明ら
かに小さくなっており、従来の超硬チップに比して顕著
な差がみられる。なお、図１および図２において、各超
硬チップの先端付近の白い部分は顕微鏡写真を撮影する
とき超硬チップの表面が光で反射したために生じたもの
である。

【００３２】さらに、従来の超硬チップの先端のコーナ
部の縦断面の金属組織図である図３と、本実施例の超硬
チップの先端のコーナ部の縦断面の金属組織図である図
４とを比較すると、表面層の表面アラサおよび組織に大
きな違いが見られる。本実施例の超硬チップでは従来の
超硬チップに比較して表面アラサは顕著に小さいもので
あり、表面層付近の組織は各粒子が微細化されしかも粒
子の配列が均一な状態になっている。

【００３３】さらに、本実施例で得られた前記超硬チッ
プを用いて、耐熱性および耐摩耗性に富み極めて硬く難
削材の代表的な金属材料とされているインコネルを被切
削物としてフライス加工を行なったところ、以下に示す
良好な結果を得た。

【００３４】前記被切削物を、フライスの送り速度が１
００mm/minで、切削長さを５００mm、１往復１０分間で
切削するフライス加工工程を１パスとすると、従来の超
硬チップでは、１パスで使用不可能になったが、本実施
例の超硬チップでは、５パスまで使用可能であった。

【００３５】すなわち、本実施例の超硬チップは従来の
超硬チップに比して５倍の寿命が得られ、超硬チップ自
体の耐久性が大幅に向上した。

【００３６】さらに、本実施例の超硬チップは従来の超
硬チップに比して切削性が良好であった。その結果、本
実施例の超硬チップにより切削加工した被切削物の加工
表面の表面アラサ及び寸法のバラツキは、従来の超硬チ
ップによる切削加工物に比して小さく、良好な品質の被
切削物を得られる。

【００３７】一例として、本実施例の超硬チップを備え
た超硬バイトおよび従来の超硬チップを備えた超硬バイ
トをそれぞれ用いて、Ｓ４５Ｃの材料でなる直径７５〜
１２０の被切削物を旋盤により７５０ｒｐｍ．で回転さ
せ、被切削物の外周より２mmの切削深さで同一の加工条
件で旋盤加工を行ったところ、以下に示すような顕著な
差がみられた。なお、この例は本実施例と従来の超硬チ
ップの切削性の差をみるために行った実験例である。被
切削物を３０分間連続切削した後、被切削物の寸法を測
定すると、被切削物の寸法のバラツキは、従来の超硬バ
イトでは、１５μであったが、本実施例の超硬バイトで
は、５μであった。

【００３８】被切削物を６０分間連続切削した後、被切
削物の寸法を測定すると、被切削物の寸法のバラツキ
は、従来の超硬バイトでは、３８μであったが、本実施
例の超硬バイトでは、２２μであった。

【００３９】以上のことから、本実施例の超硬チップ
は、耐摩耗性、構成刃先の抑制効果、耐チッピング性な
どが向上し、超硬チップ自体の品質が全体的に向上した
ことにより、結果として本実施例の超硬チップによって
切削加工した被切削物の品質が向上するという優れた効
果が得られたものと考えられる。

【００４０】さらに、本実施例において上記のような良
好な結果が得られた理由を以下に説明する。先ず、金属
性物体でなる被加工物Ｗの表面に前記ショットを噴射し
たときの温度上昇について説明すると、ショットの衝突
前と衝突後の速度の変化は、被加工物Ｗ及びショットの
硬度により異なるが、衝突後の速度は低下する。この速
度の変化はエネルギー不変の法則により、音以外にその
大部分は熱エネルギーに変換される。熱エネルギーは衝
突時に衝突部が変形することによる内部摩擦と考えられ
るが、ショットの衝突した変形部分のみで熱交換が行な
われるので部分的には高温になる。

【００４１】すなわち、ショットにより変形して温度上
昇する部分の重量は、ショットの衝突前の速度に比例し
て大きくなるが、被加工物Ｗの全体重量に対する比率は
小さいものであるので、温度上昇は被加工物Ｗの表面付
近に局部的に生ずる。

【００４２】なお、ショット及び被加工物Ｗの表面硬度
が共に高い場合の衝突においては反発係数ｅは１に近い
が、この場合は変形部分が小さいため局部的にはより高
温になる。

【００４３】また、温度上昇はショットの衝突前の速度
に比例するので、ショットの噴射速度を高速にする必要
があり、ショット径を４０μ〜２００μと小さい方が５
０m/sec以上の高速で噴射でき、しかも被加工物Ｗの表
面の温度上昇を均一にできる。

【００４４】しかしながら、被加工物Ｗが炭素工具鋼の
ように焼入れ効果のある金属物体であれば、ショットの
衝撃力による温度上昇により、炭素工具鋼の母材の表面
層を局部的に焼入れて表面硬度を増加することができる
が、粉末合金などの高硬度でしかも焼入れ効果のない金
属物体に対しては必ずしも処理効果を期待できなかっ
た。しかし、本願発明者は、粉末合金の金属物体に対し
てブラスト加工を施す実験を重ね、前述したような良好
な結果を得たのである。

【００４５】上記条件で超硬合金の表面にブラスト加工
を行うと、ショットの衝撃力によって超硬合金の表面層
の温度が上昇して結合剤のＣｏが著しく軟化する温度す
なわちＣｏの再結晶温度以上の７００℃に達し、このＣ
ｏが軟化した状態になって始めてショットの衝撃力はさ
らに表面層のＷＣとＣｏのそれぞれの圧粉体の配置状態
を変化させることになり、超硬合金の表面層の温度上昇
以外の他の効果を発揮する。

【００４６】炭化タングステン（ＷＣ）の概略寸法は１
〜２μ以下であり、ショット粒径４４μに比して相対的
にはるかに小さいので、軟化したＣｏと共に混在するＷ
Ｃはほとんど平滑な面で加圧される状態と同様になる。
すなわち、ＷＣに対して１万倍以上の体積のショットが
ＷＣに高速で衝突するので、個々のＷＣの粒子に対する
単位面積当たりの衝撃力は非常に大きくなり、そのため
に超硬合金の表面層の温度が上昇してＣｏの再結晶温度
に達しＣｏが軟化した状態では、前記ショットの衝撃力
により表面層のＷＣの個々の粒子の向きが変化して各Ｗ
Ｃの粒子の平坦面が超硬合金の表面に揃えられる。と同
時に、ＷＣの個々の粒子は相対的に大きな体積のショッ
トにより大きな衝撃力（単位面積当たりの）を受け、結
合剤が微細化することになるので、各圧粉体間の微小な
空間が減少し、ＷＣとＣｏの個々の粒子間の組織が密着
する。

【００４７】したがって、本実施例の超硬チップは上述
したようにＷＣの粒子の表面が平滑化され、各圧粉体Ｗ
ＣとＣｏの個々の粒子間の組織が密着して、ＷＣの個々
の粒子は超硬合金の表面から剥離しにくくなるので、切
削加工中に脱落するＷＣが減少し、超硬合チップの耐久
性が増大することになったものと考えられる。

【００４８】実際、前述したように、図３および図４を
参照して従来と本実施例の超硬チップの表面層の組織の
状態を比較すると、結合剤が微細化して各圧粉体の粒子
間の組織が密着していることが認められる。

【００４９】また、上記条件でブラスト加工した超硬合
金に、８００〜１０００゜Ｃの高温のＣＶＤコーティン
グを行なったところ、超硬合金の表面層にＣｏの析出現
象はほとんど認められなかった。そのため、従来の超硬
合金にＣＶＤコーティングを施したものとは異なり、本
実施例の超硬チップはＣＶＤコーティングの本来の効果
すなわちＣＶＤコーティングにより粉末合金の耐摩耗性
を向上させるという効果を減少させることがないという
良好な結果を得た。

【００５０】一例として、本実施例および従来の超硬チ
ップに、ＴｉＣとＴｉＮをそれぞれ３μの厚みのＣＶＤ
コーティングを施した後、これらの超硬チップをそれぞ
れ用いて自動車部品のクランクシャフトを切削加工した
ところ、従来の超硬チップでは、６０個のクランクシャ
フトを生産可能であったが、本実施例の超硬チップで
は、１２０個のクランクシャフトを生産可能であった。

【００５１】なお、被切削物のクランクシャフトの表面
アラサおよび寸法精度においても、本実施例の超硬チッ
プでは従来の超硬チップより良好な品質の被切削物を得
られた。

【００５２】以上のように、ＣＶＤコーティングを施し
た本実施例の超硬チップに良好な結果が得られた理由
は、前述したように、ショットの衝撃力により超硬チッ
プの表面層の温度が結合剤Ｃｏの再結晶温度に達する
と、表面層のＷＣの個々の粒子の表面が平滑化されＷＣ
同志の間の組織が密着すると共にＣｏが微細化するの
で、この超硬チップの表面にＣＶＤコーティングを施し
て表面層のＷＣ間に介在するＣｏが膨張しても、超硬合
金の表面へのＣｏの析出を抑制する効果が得られたため
であると考えられる。

【００５３】なお、サーメットで成る工具類や機械部品
などの製品に上記条件でショットピーニングした場合
も、前述の超硬合金と同様の理由で同様の効果が認めら
れる。

【００５４】

【発明の効果】本発明は、以上説明したように構成され
ているので、以下に記載されるような効果を奏する。

【００５５】（１）粉末合金の表面付近の結合剤を微細
化するよう変化させ且つ各圧粉体間の微小な空間を減少
させて各圧粉体間の組織の密着性を高めることができ、
粉末合金の耐摩耗性及び耐久性をより一層向上させるこ
とができた。

【００５６】（２）また、粉末合金の表面層の高硬度の
圧粉体の表面を精密に平滑化して高硬度の圧粉体の平坦
面を粉末合金の表面に揃えることにより、切削加工中に
おける前記高硬度の圧粉体の脱落の可能性を減少せし
め、粉末合金の耐摩耗性及び耐久性をより一層向上させ
ることができた。

【００５７】（３）また、粉末合金の表面層の処理法で
ブラスト加工処理を施した粉末合金の切削工具において
は、耐摩耗性、構成刃先の抑制効果、耐チッピング性な
どの機械的特性が全体的に向上するので、前記切削工具
によって切削加工した被切削物の寸法精度や表面アラサ
などの品質特性を向上することを可能にした。

【００５８】（４）上記（２）項の理由により、粉末合
金の表面層の高硬度の圧粉体同志間の組織を密着させた
ので、粉末合金の表面に高温のＣＶＤコーティングを施
しても、高硬度の圧粉体間に介在する結合剤の粉末合金
の表面への析出現象を低下せしめることができ、ＣＶＤ
コーティングの効果を損なうことなく粉末合金の耐摩耗
性及び耐久性をより一層向上させることができた。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明のブラスト加工処理前の超硬チップの先
端のコーナ部の表面の顕微鏡写真（×１０５）を基にし
た拡大図である。

【図２】本発明のブラスト加工処理後の超硬チップの先
端のコーナ部の表面の顕微鏡写真（×１０５）を基にし
た拡大図である。

【図３】本発明のブラスト加工処理前の超硬チップの先
端のコーナ部の表面付近の縦断面の金属組織の顕微鏡写
真（×１４００）を基にした組織図である。

【図４】本発明のブラスト加工処理後の超硬チップの先
端のコーナ部の表面付近の縦断面の金属組織の顕微鏡写
真（×１４００）を基にした組織図である。

【図５】本発明の実施例における重力式のブラスト加工
装置の全体図を示すものである。

【符号の説明】

３０ 重力式ブラスト加工装置 ３１ キャビネット ３２ ノズル ３３ 回収タンク ３４ ダストコレクタ ３５ 出入口 ３６ 研磨材 ３８ ホッパ ３９ 排風機 ４１ 管 ４２ 管 ４３ 導管 ４４ 管

フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭54−4251（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−232303（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−283810（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−173014（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−99224（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−188738（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−3633（ＪＰ，Ａ) 特公 平２−17607（ＪＰ，Ｂ２) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) B22F 1/00 - 7/08 B24C 1/10 C22F 1/18

Claims (6)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 複数の各種圧粉体から成る粉末合金の製
   品の表面に、各種圧粉体のうち最高硬度の圧粉体の硬度
   と同等以上の硬度を有する４０〜２００μのショットを
   噴射速度５０m/sec以上で噴射し、前記粉末合金の表面
   付近の温度を、各種圧粉体のうち結合剤となる圧粉体の
   再結晶温度以上に上昇させることを特徴とする粉末合金
   の表面層の処理法。
2. 【請求項２】 高硬度の圧粉体と結合剤の圧粉体とから
   成る粉末合金の製品の表面に、前記高硬度の圧粉体の硬
   度以上の硬度を有する４０〜２００μのショットを噴射
   速度５０m/sec以上で噴射し、前記粉末合金の表面付近
   の温度を前記結合剤の圧粉体の再結晶温度以上に上昇さ
   せ、後続するショットの加圧力で粉末合金の表面付近の
   前記高硬度の圧粉体の配置状態を変化させることを特徴
   とする粉末合金の表面層の処理法。
3. 【請求項３】 前記噴射速度が好ましくは８０m/sec以
   上で、前記ショットが、ショット粒径４４μ、ショット
   硬度H_RC６５である請求項１又は２記載の粉末合金の表
   面層の処理法。
4. 【請求項４】 前記粉末合金が、超硬合金又はサーメッ
   トである請求項１、２又は３記載の粉末合金の表面層の
   処理法。
5. 【請求項５】 複数の各種圧粉体から成る粉末合金の製
   品の表面に、各種圧粉体のうち最高硬度の圧粉体の硬度
   と同等以上の硬度を有する４０〜２００μのショットを
   噴射速度５０m/sec以上で噴射し、前記粉末合金の表面
   付近の温度を、各種圧粉体のうち結合剤となる圧粉体の
   再結晶温度以上に上昇させ、次いでこの粉末合金の表面
   にＰＶＤコーティング又はＣＶＤコーティングを施すこ
   とを特徴とする粉末合金の表面層の処理法。
6. 【請求項６】 高硬度の圧粉体と結合剤の圧粉体とから
   成る粉末合金の製品の表面に、前記高硬度の圧粉体の硬
   度以上の硬度を有する４０〜２００μのショットを噴射
   速度５０m/sec以上で噴射し、前記粉末合金の表面付近
   の温度を前記結合剤の圧粉体の再結晶温度以上に上昇さ
   せ、後続するショットの加圧力で粉末合金の表面付近の
   前記高硬度の圧粉体の配置状態を変化させ、次いでこの
   粉末合金の表面にＰＶＤコーティング又はＣＶＤコーテ
   ィングを施すことを特徴とする粉末合金の表面層の処理
   法。