JP2001062623A - 耐摩耗性および耐チッピング性のすぐれた超硬合金製エンドミル - Google Patents
耐摩耗性および耐チッピング性のすぐれた超硬合金製エンドミルInfo
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 耐摩耗性および耐チッピング性のすぐれた超
硬エンドミルを提供する。 【解決手段】 超硬エンドミルが、切刃部とシャンク部
からなり、かつ結合相形成成分としてＣｏ：５〜１６重
量％を含有する超硬合金の焼結体で構成されたエンドミ
ル本体の少なくとも切刃部の表面に、結合相形成成分と
してＣｏ：１〜４重量％を含有する超硬合金のスパッタ
蒸着皮膜を１〜１０μｍの平均膜厚で形成してなる。
硬エンドミルを提供する。 【解決手段】 超硬エンドミルが、切刃部とシャンク部
からなり、かつ結合相形成成分としてＣｏ：５〜１６重
量％を含有する超硬合金の焼結体で構成されたエンドミ
ル本体の少なくとも切刃部の表面に、結合相形成成分と
してＣｏ：１〜４重量％を含有する超硬合金のスパッタ
蒸着皮膜を１〜１０μｍの平均膜厚で形成してなる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、特に高速切削
で、すぐれた耐摩耗性と耐チッピング性を発揮する超硬
合金製エンドミル（以下、超硬エンドミルと云う）に関
するものである。
で、すぐれた耐摩耗性と耐チッピング性を発揮する超硬
合金製エンドミル（以下、超硬エンドミルと云う）に関
するものである。
【０００２】
【従来の技術】一般に、超硬エンドミルが、例えば図１
（ａ）に概略正面図で、同（ｂ）に切刃部のエンドミル
中心線に対する概略横断面図で示されるように、シャン
ク部と外周刃が形成された切刃部からなり、前記外周刃
は逃げ面とすくい面、これら両面の交わる切刃稜で構成
され、これが結合相形成成分としてＣｏ：５〜１６重量
％を含有する炭化タングステン基超硬合金（以下、単に
超硬合金と云う）の焼結体からなることは良く知られる
ところである。また、上記の超硬エンドミルが、原料粉
末として、いずれも０．５〜６μｍの範囲内の所定の平
均粒径を有するＷＣ粉末、（Ｔｉ，Ｗ）Ｃ粉末、（Ｔ
ｉ，Ｗ）ＣＮ粉末、（Ｔａ，Ｎｂ）Ｃ粉末、ＴａＣ粉
末、ＮｂＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＶＣ粉末、Ｃｒ3Ｃ2粉
末、Ｃｏ粉末、およびＣｒ粉末などを用い、これら原料
粉末を所定の配合組成に配合し、湿式混合し、乾燥した
後、所定径を有する丸棒圧粉体にプレス成形し、この丸
棒圧粉体を、１０-2〜１０-1Ｔｏｒｒの真空雰囲気中、
５〜１０℃／分の昇温速度で１３７０〜１４７０℃に昇
温し、この昇温温度に１〜２時間保持後、炉冷の条件で
焼結して、結合相形成成分としてのＣｏを焼結性および
靭性（強度）付与の目的で５〜１６重量％含有する超硬
合金で構成された丸棒焼結体素材を形成し、この丸棒焼
結体素材から図１に示される形状に研削加工することに
より製造されることも知られている。さらに、上記の全
体が焼結体からなる超硬エンドミルをエンドミル本体と
し、このエンドミル本体の少なくとも切刃部の表面に、
Ｔｉの炭化物（以下、ＴｉＣで示す）層、窒化物（以
下、ＴｉＮで示す）層、炭窒化物（以下、ＴｉＣＮで示
す）層、炭酸化物（以下、ＴｉＣＯで示す）層、窒酸化
物（以下、ＴｉＮＯで示す）層、および炭窒酸化物（以
下、ＴｉＣＮＯで示す）層のうちの１種の単層または２
種以上の複層からなるＴｉ化合物層と、酸化アルミニウ
ム（以下、Ａｌ2Ｏ3で示す）層で構成されたセラミック
硬質皮膜を１〜１０μｍの平均膜厚で化学蒸着および／
または物理蒸着してなる被覆超硬エンドミルも知られて
いる。
（ａ）に概略正面図で、同（ｂ）に切刃部のエンドミル
中心線に対する概略横断面図で示されるように、シャン
ク部と外周刃が形成された切刃部からなり、前記外周刃
は逃げ面とすくい面、これら両面の交わる切刃稜で構成
され、これが結合相形成成分としてＣｏ：５〜１６重量
％を含有する炭化タングステン基超硬合金（以下、単に
超硬合金と云う）の焼結体からなることは良く知られる
ところである。また、上記の超硬エンドミルが、原料粉
末として、いずれも０．５〜６μｍの範囲内の所定の平
均粒径を有するＷＣ粉末、（Ｔｉ，Ｗ）Ｃ粉末、（Ｔ
ｉ，Ｗ）ＣＮ粉末、（Ｔａ，Ｎｂ）Ｃ粉末、ＴａＣ粉
末、ＮｂＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＶＣ粉末、Ｃｒ3Ｃ2粉
末、Ｃｏ粉末、およびＣｒ粉末などを用い、これら原料
粉末を所定の配合組成に配合し、湿式混合し、乾燥した
後、所定径を有する丸棒圧粉体にプレス成形し、この丸
棒圧粉体を、１０-2〜１０-1Ｔｏｒｒの真空雰囲気中、
５〜１０℃／分の昇温速度で１３７０〜１４７０℃に昇
温し、この昇温温度に１〜２時間保持後、炉冷の条件で
焼結して、結合相形成成分としてのＣｏを焼結性および
靭性（強度）付与の目的で５〜１６重量％含有する超硬
合金で構成された丸棒焼結体素材を形成し、この丸棒焼
結体素材から図１に示される形状に研削加工することに
より製造されることも知られている。さらに、上記の全
体が焼結体からなる超硬エンドミルをエンドミル本体と
し、このエンドミル本体の少なくとも切刃部の表面に、
Ｔｉの炭化物（以下、ＴｉＣで示す）層、窒化物（以
下、ＴｉＮで示す）層、炭窒化物（以下、ＴｉＣＮで示
す）層、炭酸化物（以下、ＴｉＣＯで示す）層、窒酸化
物（以下、ＴｉＮＯで示す）層、および炭窒酸化物（以
下、ＴｉＣＮＯで示す）層のうちの１種の単層または２
種以上の複層からなるＴｉ化合物層と、酸化アルミニウ
ム（以下、Ａｌ2Ｏ3で示す）層で構成されたセラミック
硬質皮膜を１〜１０μｍの平均膜厚で化学蒸着および／
または物理蒸着してなる被覆超硬エンドミルも知られて
いる。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】一方、近年の切削加工
の省力化および省エネ化、さらに低コスト化に対する要
求は強く、これに伴い、切削加工は高速切削を強いられ
る傾向にあるが、上記の従来超硬エンドミルおよび従来
被覆超硬エンドミルにおいては、これを高速切削に用い
ると、前者ではエンドミル全体が靭性のすぐれた超硬合
金で構成されているので、切刃にチッピング（微小欠
け）の発生なく、すぐれた耐チッピング性を示すもの
の、硬さ不足のために摩耗進行がきわめて速く、また一
般にエンドミルの場合、その切削形態から、切削速度が
速くなればなるほど「ねじれ」や「たわみ」が大きくな
るが、後者ではセラミック硬質皮膜のエンドミル本体へ
の密着性が十分でないために、上記のエンドミル自体に
発生する大きな「ねじれ」や「たわみ」によってセラミ
ック硬質皮膜にチッピング発生の原因となる剥離が発生
し易い状態となり、この結果前者では摩耗、後者ではチ
ッピングが原因でそれぞれ比較的短時間で使用寿命に至
るのが現状である。
の省力化および省エネ化、さらに低コスト化に対する要
求は強く、これに伴い、切削加工は高速切削を強いられ
る傾向にあるが、上記の従来超硬エンドミルおよび従来
被覆超硬エンドミルにおいては、これを高速切削に用い
ると、前者ではエンドミル全体が靭性のすぐれた超硬合
金で構成されているので、切刃にチッピング（微小欠
け）の発生なく、すぐれた耐チッピング性を示すもの
の、硬さ不足のために摩耗進行がきわめて速く、また一
般にエンドミルの場合、その切削形態から、切削速度が
速くなればなるほど「ねじれ」や「たわみ」が大きくな
るが、後者ではセラミック硬質皮膜のエンドミル本体へ
の密着性が十分でないために、上記のエンドミル自体に
発生する大きな「ねじれ」や「たわみ」によってセラミ
ック硬質皮膜にチッピング発生の原因となる剥離が発生
し易い状態となり、この結果前者では摩耗、後者ではチ
ッピングが原因でそれぞれ比較的短時間で使用寿命に至
るのが現状である。
【０００４】
【課題を解決するための手段】そこで、本発明者らは、
上述のような観点から、耐摩耗性および耐チッピング性
のすぐれた超硬エンドミルを開発すべく研究を行った結
果、通常のスパッタリング装置、例えば図２に概略説明
図で示されるスパッタリング装置にて、上記の従来超硬
エンドミルをエンドミル本体として基板上に装着し、タ
ーゲットとして、結合相形成成分であるＣｏの含有量を
前記エンドミル本体に比して相対的に少ない１〜４重量
％とした超硬合金を用い、装置内をヒーターで３００〜
６００℃に加熱した状態で、圧力：２〜５×１０-3Ｔｏ
ｒｒのＡｒ反応雰囲気中、前記基板には例えば−１００
Ｖ、前記ターゲットには例えば−８００Ｖのバイアス電
圧を印加して、前記基板とターゲット間にプラズマを発
生させ、もって上記エンドミル本体の少なくとも切刃部
の表面に、前記ターゲットを構成する超硬合金と実質的
に同じ組成を有するスパッタ蒸着皮膜を１〜１０μｍの
平均膜厚で形成すると、この結果の超硬エンドミルにお
いては、 （ａ）上記スパッタ蒸着皮膜がエンドミル本体と同種の
超硬合金からなるので、高い密着性をもち、高速切削で
発生する大きな「ねじれ」や「たわみ」によって剥離す
ることがなく、したがって切刃部でのチッピング発生が
著しく抑制されること。 （ｂ）上記スパッタ蒸着皮膜における結合相形成成分と
してのＣｏの含有量が１〜４重量％と相対的に低いの
で、高い表面部硬さをもつようになることから、これの
摩耗が抑制され、一方エンドミル本体における結合相形
成成分としてのＣｏの含有量は５〜１６重量％と相対的
に高いので、エンドミル自体がすぐれた靭性をもつよう
になること。 （ｃ）一般に超硬合金の焼結体では、原料粉末として平
均粒径で１μｍ以下の微細なＷＣ粉末を用い、かつＷＣ
粒成長抑制あるいはＷＣ粒微細化の目的でＣｒ 3Ｃ2粉末
やＣｒ粉末を配合しても、走査型電子顕微鏡による断面
組織観察で、ＷＣ粒の平均粒径を０．５μｍ以下にする
ことはきわめて困難であるが、上記のスパッタ蒸着皮膜
におけるＷＣ粒は平均粒径で０．０５μｍ以下のきわめ
て微細な粒径をもち、これによって耐摩耗性の著しい向
上がもたらされること。以上（ａ）〜（ｃ）に示される
特性を具備するようになるという研究結果が得られたの
である。
上述のような観点から、耐摩耗性および耐チッピング性
のすぐれた超硬エンドミルを開発すべく研究を行った結
果、通常のスパッタリング装置、例えば図２に概略説明
図で示されるスパッタリング装置にて、上記の従来超硬
エンドミルをエンドミル本体として基板上に装着し、タ
ーゲットとして、結合相形成成分であるＣｏの含有量を
前記エンドミル本体に比して相対的に少ない１〜４重量
％とした超硬合金を用い、装置内をヒーターで３００〜
６００℃に加熱した状態で、圧力：２〜５×１０-3Ｔｏ
ｒｒのＡｒ反応雰囲気中、前記基板には例えば−１００
Ｖ、前記ターゲットには例えば−８００Ｖのバイアス電
圧を印加して、前記基板とターゲット間にプラズマを発
生させ、もって上記エンドミル本体の少なくとも切刃部
の表面に、前記ターゲットを構成する超硬合金と実質的
に同じ組成を有するスパッタ蒸着皮膜を１〜１０μｍの
平均膜厚で形成すると、この結果の超硬エンドミルにお
いては、 （ａ）上記スパッタ蒸着皮膜がエンドミル本体と同種の
超硬合金からなるので、高い密着性をもち、高速切削で
発生する大きな「ねじれ」や「たわみ」によって剥離す
ることがなく、したがって切刃部でのチッピング発生が
著しく抑制されること。 （ｂ）上記スパッタ蒸着皮膜における結合相形成成分と
してのＣｏの含有量が１〜４重量％と相対的に低いの
で、高い表面部硬さをもつようになることから、これの
摩耗が抑制され、一方エンドミル本体における結合相形
成成分としてのＣｏの含有量は５〜１６重量％と相対的
に高いので、エンドミル自体がすぐれた靭性をもつよう
になること。 （ｃ）一般に超硬合金の焼結体では、原料粉末として平
均粒径で１μｍ以下の微細なＷＣ粉末を用い、かつＷＣ
粒成長抑制あるいはＷＣ粒微細化の目的でＣｒ 3Ｃ2粉末
やＣｒ粉末を配合しても、走査型電子顕微鏡による断面
組織観察で、ＷＣ粒の平均粒径を０．５μｍ以下にする
ことはきわめて困難であるが、上記のスパッタ蒸着皮膜
におけるＷＣ粒は平均粒径で０．０５μｍ以下のきわめ
て微細な粒径をもち、これによって耐摩耗性の著しい向
上がもたらされること。以上（ａ）〜（ｃ）に示される
特性を具備するようになるという研究結果が得られたの
である。
【０００５】この発明は、上記の研究結果に基づいてな
されたものであって、切刃部とシャンク部からなり、か
つ結合相形成成分としてＣｏ：５〜１６重量％を含有す
る超硬合金の焼結体で構成されたエンドミル本体の少な
くとも切刃部の表面に、結合相形成成分としてＣｏ：１
〜４重量％を含有する超硬合金のスパッタ蒸着皮膜を１
〜１０μｍの平均膜厚で形成してなる、耐摩耗性および
耐チッピング性のすぐれた超硬エンドミルに特徴を有す
るものである。
されたものであって、切刃部とシャンク部からなり、か
つ結合相形成成分としてＣｏ：５〜１６重量％を含有す
る超硬合金の焼結体で構成されたエンドミル本体の少な
くとも切刃部の表面に、結合相形成成分としてＣｏ：１
〜４重量％を含有する超硬合金のスパッタ蒸着皮膜を１
〜１０μｍの平均膜厚で形成してなる、耐摩耗性および
耐チッピング性のすぐれた超硬エンドミルに特徴を有す
るものである。
【０００６】以下に、この発明の超硬エンドミルにおい
て、これを構成するエンドミル本体およびスパッタ蒸着
皮膜のＣｏ含有量、並びにスパッタ蒸着皮膜の平均膜厚
を上記の通りに限定した理由を説明する。 （１） （）エンドミル本体のＣｏ含有量 その含有量が５重量％未満では、所望の強度と靭性を確
保することができず、この結果切刃部に欠けが生じ易く
なるばかりでなく、特に高速切削では折損の発生も避け
られず、一方その含有量が１６重量％を越えると、特に
切刃部に熱塑性変形が起り易くなり、これが偏摩耗の原
因となることから、その含有量を５〜１６重量％と定め
た。
て、これを構成するエンドミル本体およびスパッタ蒸着
皮膜のＣｏ含有量、並びにスパッタ蒸着皮膜の平均膜厚
を上記の通りに限定した理由を説明する。 （１） （）エンドミル本体のＣｏ含有量 その含有量が５重量％未満では、所望の強度と靭性を確
保することができず、この結果切刃部に欠けが生じ易く
なるばかりでなく、特に高速切削では折損の発生も避け
られず、一方その含有量が１６重量％を越えると、特に
切刃部に熱塑性変形が起り易くなり、これが偏摩耗の原
因となることから、その含有量を５〜１６重量％と定め
た。
【０００７】（２） （）スパッタ蒸着皮膜のＣｏ含有
量 その含有量が１重量％未満では、エンドミル本体表面へ
の密着性が不充分となるばかりでなく、十分な皮膜強度
が得られず、一方その含有量が４重量％を越えると、特
に高速切削での耐摩耗性が急激に低下するようになるこ
とから、その含有量を１〜４重量％と定めた。
量 その含有量が１重量％未満では、エンドミル本体表面へ
の密着性が不充分となるばかりでなく、十分な皮膜強度
が得られず、一方その含有量が４重量％を越えると、特
に高速切削での耐摩耗性が急激に低下するようになるこ
とから、その含有量を１〜４重量％と定めた。
【０００８】（３） （）スパッタ蒸着皮膜の平均膜厚 その平均膜厚が１μｍ未満では、所望の耐摩耗性を確保
することができず、一方その平均膜厚が１０μｍを越え
ると、切刃部にチッピングが発生し易くなることから、
その平均膜厚を１〜１０μｍと定めた。
することができず、一方その平均膜厚が１０μｍを越え
ると、切刃部にチッピングが発生し易くなることから、
その平均膜厚を１〜１０μｍと定めた。
【０００９】
【発明の実施の態様】つぎに、この発明の超硬エンドミ
ルを実施例により具体的に説明する。原料粉末として、
平均粒径：５．５μｍを有する中粗粒ＷＣ粉末、同０．
８μｍの微粒ＷＣ粉末、同１．３μｍのＴａＣ粉末、同
１．２μｍのＮｂＣ粉末、同１．２μｍのＺｒＣ粉末、
同２．３μｍのＣｒ3Ｃ2粉末、同１．５μｍのＶＣ粉
末、同１．０μｍの（Ｔｉ，Ｗ）Ｃ粉末、同１．８μｍ
のＣｏ粉末、および同１．２μｍの炭素（Ｃ）粉末を用
意し、これら原料粉末をそれぞれ表１、２に示される配
合組成に配合し、さらにワックスを加えてアセトン中で
２４時間ボールミル混合し、減圧乾燥した後、１ｔｏｎ
／ｃｍ2の圧力で所定形状の各種の圧粉体にプレス成形
し、これらの圧粉体を、０．０５Ｔｏｒｒの真空雰囲気
中、７℃／分の昇温速度で１３７０〜１４７０℃の範囲
内の所定の温度に昇温し、この温度に１時間保持後、炉
冷の条件で焼結して、直径が８ｍｍ、１３ｍｍ、および
２６ｍｍの３種のエンドミル本体形成用丸棒焼結体、並
びにいずれも直径：１００ｍｍ×厚さ：１６ｍｍの寸法
をもったスパッタ蒸着皮膜形成用ターゲットａ〜ｈをそ
れぞれ形成し、さらに前記の３種の丸棒焼結体から、研
削加工にて、表１に示される組合せで、切刃部の直径×
長さがそれぞれ６ｍｍ×１３ｍｍ、１０ｍｍ×２２ｍ
ｍ、および２０ｍｍ×４５ｍｍの寸法をもち、かついず
れも図１に示される形状をもったエンドミル本体Ａ〜Ｈ
を製造した。
ルを実施例により具体的に説明する。原料粉末として、
平均粒径：５．５μｍを有する中粗粒ＷＣ粉末、同０．
８μｍの微粒ＷＣ粉末、同１．３μｍのＴａＣ粉末、同
１．２μｍのＮｂＣ粉末、同１．２μｍのＺｒＣ粉末、
同２．３μｍのＣｒ3Ｃ2粉末、同１．５μｍのＶＣ粉
末、同１．０μｍの（Ｔｉ，Ｗ）Ｃ粉末、同１．８μｍ
のＣｏ粉末、および同１．２μｍの炭素（Ｃ）粉末を用
意し、これら原料粉末をそれぞれ表１、２に示される配
合組成に配合し、さらにワックスを加えてアセトン中で
２４時間ボールミル混合し、減圧乾燥した後、１ｔｏｎ
／ｃｍ2の圧力で所定形状の各種の圧粉体にプレス成形
し、これらの圧粉体を、０．０５Ｔｏｒｒの真空雰囲気
中、７℃／分の昇温速度で１３７０〜１４７０℃の範囲
内の所定の温度に昇温し、この温度に１時間保持後、炉
冷の条件で焼結して、直径が８ｍｍ、１３ｍｍ、および
２６ｍｍの３種のエンドミル本体形成用丸棒焼結体、並
びにいずれも直径：１００ｍｍ×厚さ：１６ｍｍの寸法
をもったスパッタ蒸着皮膜形成用ターゲットａ〜ｈをそ
れぞれ形成し、さらに前記の３種の丸棒焼結体から、研
削加工にて、表１に示される組合せで、切刃部の直径×
長さがそれぞれ６ｍｍ×１３ｍｍ、１０ｍｍ×２２ｍ
ｍ、および２０ｍｍ×４５ｍｍの寸法をもち、かついず
れも図１に示される形状をもったエンドミル本体Ａ〜Ｈ
を製造した。
【００１０】ついで、この結果得られたエンドミル本体
Ａ〜Ｈおよびターゲットａ〜ｈを、それぞれ表３に示さ
れる組合せで、図２に示される構造のスパッタリング装
置に装着し（この場合前記エンドミル本体は装置内の基
板に装着される）、まず、装置内を排気して１×１０−
５Ｔｏｒｒの真空に保持しながら、ヒーターで装置内を
４５０℃に加熱した後、Ａｒガス、（Ａｒ＋５容量％Ｘ
ｅ）ガス、および（Ａｒ＋１容量％ＣＨ4）ガスのうち
のいずれかを装置内に導入して圧力：１×１０- 3Ｔｏｒ
ｒの雰囲気とし、この状態で前記基板（エンドミル本
体）に−１０００Ｖのバイアス電圧を印加して、前記エ
ンドミル本体の表面をボンバード洗浄し、引き続いて装
置内を圧力：３×１０-3ＴｏｒｒのＡｒ雰囲気とすると
共に、前記基板（エンドミル本体）には−１００Ｖ、前
記ターゲットには−８００Ｖのバイアス電圧を印加し
て、前記ターゲットａ〜ｈを構成する超硬合金のスパッ
タ蒸着皮膜を、同じく表３に示される目標膜厚で前記エ
ンドミル本体Ａ〜Ｈの表面全体に形成することにより本
発明超硬エンドミル１〜８をそれぞれ製造した。
Ａ〜Ｈおよびターゲットａ〜ｈを、それぞれ表３に示さ
れる組合せで、図２に示される構造のスパッタリング装
置に装着し（この場合前記エンドミル本体は装置内の基
板に装着される）、まず、装置内を排気して１×１０−
５Ｔｏｒｒの真空に保持しながら、ヒーターで装置内を
４５０℃に加熱した後、Ａｒガス、（Ａｒ＋５容量％Ｘ
ｅ）ガス、および（Ａｒ＋１容量％ＣＨ4）ガスのうち
のいずれかを装置内に導入して圧力：１×１０- 3Ｔｏｒ
ｒの雰囲気とし、この状態で前記基板（エンドミル本
体）に−１０００Ｖのバイアス電圧を印加して、前記エ
ンドミル本体の表面をボンバード洗浄し、引き続いて装
置内を圧力：３×１０-3ＴｏｒｒのＡｒ雰囲気とすると
共に、前記基板（エンドミル本体）には−１００Ｖ、前
記ターゲットには−８００Ｖのバイアス電圧を印加し
て、前記ターゲットａ〜ｈを構成する超硬合金のスパッ
タ蒸着皮膜を、同じく表３に示される目標膜厚で前記エ
ンドミル本体Ａ〜Ｈの表面全体に形成することにより本
発明超硬エンドミル１〜８をそれぞれ製造した。
【００１１】また、比較の目的で、表４に示される通
り、上記のエンドミル本体Ａ〜Ｈをそれぞれ従来超硬エ
ンドミル１〜８とした。さらに、比較の目的で、上記の
エンドミル本体Ａ〜Ｈの表面全体に、通常の化学蒸着装
置を用い、表５に示される条件（表中、ｌ−ＴｉＣＮ
は、例えば特開平６−８０１０号公報に記載される縦長
成長結晶組織をもったＴｉＣＮ層に相当するものであ
り、これ以外の条件で形成された層はいずれも粒状結晶
組織をもつものである。また、α−Ａｌ2Ｏ3層はα型結
晶構造をもつもの、β−Ａｌ2Ｏ3層はβ型結晶構造をも
つものを示す）にて、表６に示される組成および目標層
厚のセラミック硬質皮膜を形成することにより従来被覆
超硬エンドミル１〜８をそれぞれ製造した。なお、上記
の本発明超硬エンドミル１〜８を構成するエンドミル本
体およびスパッタ蒸着皮膜のＣｏ含有量およびＷＣ粒の
平均粒径、さらにスパッタ蒸着皮膜のＣ含有量をオージ
ェ分析装置および走査型電子顕微鏡を用いての断面組織
観察により測定したところ、表３に示される結果を示
し、また従来超硬エンドミル１〜８については、表４に
示される通り、前記本発明超硬エンドミル１〜８のエン
ドミル本体と実質的に同じＣｏ含有量およびＷＣ粒平均
粒径を示し、さらに本発明超硬エンドミル１〜８のスパ
ッタ蒸着皮膜および従来被覆超硬エンドミル１〜８のセ
ラミック硬質皮膜の膜厚を測定したところ、それぞれ表
３おとび表６に示される目標層厚と実質的に同じ平均層
厚を示した。
り、上記のエンドミル本体Ａ〜Ｈをそれぞれ従来超硬エ
ンドミル１〜８とした。さらに、比較の目的で、上記の
エンドミル本体Ａ〜Ｈの表面全体に、通常の化学蒸着装
置を用い、表５に示される条件（表中、ｌ−ＴｉＣＮ
は、例えば特開平６−８０１０号公報に記載される縦長
成長結晶組織をもったＴｉＣＮ層に相当するものであ
り、これ以外の条件で形成された層はいずれも粒状結晶
組織をもつものである。また、α−Ａｌ2Ｏ3層はα型結
晶構造をもつもの、β−Ａｌ2Ｏ3層はβ型結晶構造をも
つものを示す）にて、表６に示される組成および目標層
厚のセラミック硬質皮膜を形成することにより従来被覆
超硬エンドミル１〜８をそれぞれ製造した。なお、上記
の本発明超硬エンドミル１〜８を構成するエンドミル本
体およびスパッタ蒸着皮膜のＣｏ含有量およびＷＣ粒の
平均粒径、さらにスパッタ蒸着皮膜のＣ含有量をオージ
ェ分析装置および走査型電子顕微鏡を用いての断面組織
観察により測定したところ、表３に示される結果を示
し、また従来超硬エンドミル１〜８については、表４に
示される通り、前記本発明超硬エンドミル１〜８のエン
ドミル本体と実質的に同じＣｏ含有量およびＷＣ粒平均
粒径を示し、さらに本発明超硬エンドミル１〜８のスパ
ッタ蒸着皮膜および従来被覆超硬エンドミル１〜８のセ
ラミック硬質皮膜の膜厚を測定したところ、それぞれ表
３おとび表６に示される目標層厚と実質的に同じ平均層
厚を示した。
【００１２】この結果得られた各種の超硬エンドミルに
ついて、表７に示される切削条件にて切削試験を行い、
先端面切刃部の直径が使用寿命の目安とされる０．２ｍ
ｍ減少するまでの切削長を測定した。これらの測定結果
を表３、表４、および表６にそれぞれ示した。
ついて、表７に示される切削条件にて切削試験を行い、
先端面切刃部の直径が使用寿命の目安とされる０．２ｍ
ｍ減少するまでの切削長を測定した。これらの測定結果
を表３、表４、および表６にそれぞれ示した。
【００１３】
【表１】
【００１４】
【表２】
【００１５】
【表３】
【００１６】
【表４】
【００１７】
【表５】
【００１８】
【表６】
【００１９】
【表７】
【００２０】
【発明の効果】表３〜６に示される結果から、本発明超
硬エンドミル１〜８は、いずれもエンドミル本体へのす
ぐれた密着性が超硬合金の１〜４重量％含有のＣｏ含有
量によって確保され、かつこの低いＣｏ含有量と平均粒
径で０．０５μｍ以下の超微粒ＷＣ粒で相対的に高い硬
さ（強度）を具備するようになるスパッタ蒸着皮膜によ
って、高速切削にもかかわらず、切刃部にチッピングの
発生なく、すぐれた耐摩耗性（長い超切削長）を発揮す
るのに対して、従来超硬エンドミル１〜８は速い摩耗進
行、従来被覆超硬エンドミル１〜８はセラミック硬質皮
膜の剥離によるチッピング発生がそれぞれ原因で相対的
に短い切削長しか示さないことが明らかである。上述の
ように、この発明の超硬エンドミルは、自体の「たわ
み」や「ねじれ」が大きくなる高速切削ですぐれた耐摩
耗性と耐チッピング性を発揮するものであるから、切削
加工の省力化および省エネ化、さらに低コスト化に十分
満足に対応することができるものである。
硬エンドミル１〜８は、いずれもエンドミル本体へのす
ぐれた密着性が超硬合金の１〜４重量％含有のＣｏ含有
量によって確保され、かつこの低いＣｏ含有量と平均粒
径で０．０５μｍ以下の超微粒ＷＣ粒で相対的に高い硬
さ（強度）を具備するようになるスパッタ蒸着皮膜によ
って、高速切削にもかかわらず、切刃部にチッピングの
発生なく、すぐれた耐摩耗性（長い超切削長）を発揮す
るのに対して、従来超硬エンドミル１〜８は速い摩耗進
行、従来被覆超硬エンドミル１〜８はセラミック硬質皮
膜の剥離によるチッピング発生がそれぞれ原因で相対的
に短い切削長しか示さないことが明らかである。上述の
ように、この発明の超硬エンドミルは、自体の「たわ
み」や「ねじれ」が大きくなる高速切削ですぐれた耐摩
耗性と耐チッピング性を発揮するものであるから、切削
加工の省力化および省エネ化、さらに低コスト化に十分
満足に対応することができるものである。
【図１】（ａ）は超硬エンドミルを例示する概略正面
図、（ｂ）は同切刃部の概略横断面図である。
図、（ｂ）は同切刃部の概略横断面図である。
【図２】スパッタリング装置を例示する概略説明図であ
る。
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２３Ｃ 14/16 Ｃ２３Ｃ 14/16 Ｂ 14/34 14/34 Ｎ Ｆターム(参考） 3C022 KK00 3C046 FF03 FF09 FF20 FF25 FF39 4K029 AA02 AA29 BA06 BA21 BA57 BB03 CA05 CA06 CA13 DC04 DC09 DC27 EA01
Claims (1)
- 【請求項１】 切刃部とシャンク部からなり、かつ結合
相形成成分としてＣｏ：５〜１６重量％を含有する炭化
タングステン基超硬合金の焼結体で構成されたエンドミ
ル本体の少なくとも切刃部の表面に、結合相形成成分と
してＣｏ：１〜４重量％を含有する炭化タングステン基
超硬合金のスパッタ蒸着皮膜を１〜１０μｍの平均膜厚
で形成してなる、耐摩耗性および耐チッピング性のすぐ
れた超硬合金製エンドミル。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24297799A JP3858256B2 (ja) | 1999-08-30 | 1999-08-30 | 耐摩耗性および耐チッピング性のすぐれた超硬合金製エンドミル |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24297799A JP3858256B2 (ja) | 1999-08-30 | 1999-08-30 | 耐摩耗性および耐チッピング性のすぐれた超硬合金製エンドミル |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001062623A true JP2001062623A (ja) | 2001-03-13 |
| JP3858256B2 JP3858256B2 (ja) | 2006-12-13 |
Family
ID=17097064
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24297799A Expired - Fee Related JP3858256B2 (ja) | 1999-08-30 | 1999-08-30 | 耐摩耗性および耐チッピング性のすぐれた超硬合金製エンドミル |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3858256B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2015133256A1 (ja) * | 2014-03-03 | 2015-09-11 | 株式会社神戸製鋼所 | 硬質皮膜およびその形成方法、ならびに鋼板熱間成型用金型 |
| KR20160084434A (ko) | 2014-03-26 | 2016-07-13 | 제이엑스금속주식회사 | 탄화 텅스텐 또는 탄화 티탄으로 이루어지는 스퍼터링 타깃 |
-
1999
- 1999-08-30 JP JP24297799A patent/JP3858256B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2015133256A1 (ja) * | 2014-03-03 | 2015-09-11 | 株式会社神戸製鋼所 | 硬質皮膜およびその形成方法、ならびに鋼板熱間成型用金型 |
| US10233530B2 (en) | 2014-03-03 | 2019-03-19 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Hard film and method for forming same, and die for use in hot forming of steel sheet |
| KR20160084434A (ko) | 2014-03-26 | 2016-07-13 | 제이엑스금속주식회사 | 탄화 텅스텐 또는 탄화 티탄으로 이루어지는 스퍼터링 타깃 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3858256B2 (ja) | 2006-12-13 |
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