JP2001310212A - 先端面切刃面および外周刃がすぐれた耐熱塑性変形性を発揮する表面被覆超硬合金製エンドミル - Google Patents
先端面切刃面および外周刃がすぐれた耐熱塑性変形性を発揮する表面被覆超硬合金製エンドミルInfo
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- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Milling Processes (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 先端面切刃面および外周刃がすぐれた耐熱塑
性変形性を発揮する表面被覆超硬合金製切削エンドミル
を提供する。 【解決手段】 先端面を切刃面とし、かつ外周刃が形成
された切刃部と、シャンク部からなり、前記切刃部およ
びシャンク部のうちの少なくとも切刃部が、ＷＣ基超硬
合金の工具基体と、前記工具基体の表面に０．５〜６μ
ｍの平均層厚で物理蒸着されたＴｉとＡｌの複合炭化物
層、複合窒化物層、および複合炭窒化物層のうちの単層
または複層からなる硬質被覆層で構成された表面被覆超
硬合金製エンドミルにおいて、前記工具基体を、走査型
電子顕微鏡による組織観察で、７５〜９５面積％を占め
るＷＣが分散相として存在し、残りがＣｏ基合金の結合
相と不可避不純物からなり、かつ前記結合相のＣｏ基合
金が、全体に占める割合で、Ｃｏ:５〜２０質量％、Ｃ
ｒ：０．１〜１質量％、Ａｌ：０．０１〜０．５質量
％、を含有するＷＣ基超硬合金で構成してなる。
性変形性を発揮する表面被覆超硬合金製切削エンドミル
を提供する。 【解決手段】 先端面を切刃面とし、かつ外周刃が形成
された切刃部と、シャンク部からなり、前記切刃部およ
びシャンク部のうちの少なくとも切刃部が、ＷＣ基超硬
合金の工具基体と、前記工具基体の表面に０．５〜６μ
ｍの平均層厚で物理蒸着されたＴｉとＡｌの複合炭化物
層、複合窒化物層、および複合炭窒化物層のうちの単層
または複層からなる硬質被覆層で構成された表面被覆超
硬合金製エンドミルにおいて、前記工具基体を、走査型
電子顕微鏡による組織観察で、７５〜９５面積％を占め
るＷＣが分散相として存在し、残りがＣｏ基合金の結合
相と不可避不純物からなり、かつ前記結合相のＣｏ基合
金が、全体に占める割合で、Ｃｏ:５〜２０質量％、Ｃ
ｒ：０．１〜１質量％、Ａｌ：０．０１〜０．５質量
％、を含有するＷＣ基超硬合金で構成してなる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、特に高い発熱を
伴なう鋼などの高速切削で、先端面切刃面および外周刃
がすぐれた耐熱塑性変形性を発揮する表面被覆超硬合金
製エンドミル(以下、被覆超硬エンドミルと云う)に関す
るものである。
伴なう鋼などの高速切削で、先端面切刃面および外周刃
がすぐれた耐熱塑性変形性を発揮する表面被覆超硬合金
製エンドミル(以下、被覆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】従来、一般に、例えば図１（ａ）に概略
拡大正面図で、同（ｂ）に長さ方向中央部における中心
線に対して直角な方向の断面（直角断面）図で示される
通り、先端面を切刃面とし、かつ外周刃が形成された切
刃部と、シャンク部とからなる形状を有すると共に、前
記切刃部およびシャンク部のうちの少なくとも切刃部
を、炭化タングステン（以下、ＷＣで示す）基超硬合金
の工具基体と、前記超硬工具基体の表面に０．５〜６μ
ｍの平均層厚で物理蒸着されたＴｉとＡｌの複合炭化物
［以下、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｃで示す］層、複合窒化物［以
下、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎで示す］層、および複合炭窒化物
層［以下、（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮで示す］のうちの単層ま
たは複層からなる硬質被覆層で構成した被覆超硬エンド
ミルが知られている。
拡大正面図で、同（ｂ）に長さ方向中央部における中心
線に対して直角な方向の断面（直角断面）図で示される
通り、先端面を切刃面とし、かつ外周刃が形成された切
刃部と、シャンク部とからなる形状を有すると共に、前
記切刃部およびシャンク部のうちの少なくとも切刃部
を、炭化タングステン（以下、ＷＣで示す）基超硬合金
の工具基体と、前記超硬工具基体の表面に０．５〜６μ
ｍの平均層厚で物理蒸着されたＴｉとＡｌの複合炭化物
［以下、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｃで示す］層、複合窒化物［以
下、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎで示す］層、および複合炭窒化物
層［以下、（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮで示す］のうちの単層ま
たは複層からなる硬質被覆層で構成した被覆超硬エンド
ミルが知られている。
【０００３】また、上記の従来被覆超硬エンドミルにお
いて、これを構成する超硬工具基体を、Ｃｒ含有により
粒成長が抑制され、望ましくは平均粒径で１μｍ以下に
保持された炭化タングステン（以下、ＷＣで示す）が、
走査型電子顕微鏡による組織観察で、７５〜９５面積％
を占める分散相として存在し、残りがＣｏ基合金の結合
相と不可避不純物からなり、かつ前記結合相のＣｏ基合
金が、全体に占める割合で、Ｃｏ:５〜２０質量％、Ｃ
ｒ：０．１〜１質量％、を含有するＷＣ基超硬合金で構
成してなる被覆超硬エンドミルも知られている。
いて、これを構成する超硬工具基体を、Ｃｒ含有により
粒成長が抑制され、望ましくは平均粒径で１μｍ以下に
保持された炭化タングステン（以下、ＷＣで示す）が、
走査型電子顕微鏡による組織観察で、７５〜９５面積％
を占める分散相として存在し、残りがＣｏ基合金の結合
相と不可避不純物からなり、かつ前記結合相のＣｏ基合
金が、全体に占める割合で、Ｃｏ:５〜２０質量％、Ｃ
ｒ：０．１〜１質量％、を含有するＷＣ基超硬合金で構
成してなる被覆超硬エンドミルも知られている。
【０００４】さらに、上記の従来被覆超硬エンドミルに
おいて、これを構成する硬質被覆層が、例えば特開昭６
２−５６５６５号公報に記載されるが、これが、一般
に、図２に概略説明図で例示される物理蒸着装置の１種
であるアークイオンプレーティング装置を用い、ヒータ
で装置内を例えば７００℃の温度に加熱した状態で、ア
ノード電極と所定組成を有するＴｉ−Ａｌ合金がセット
されたカソード電極（蒸発源）との間にアーク放電を発
生させ、同時に装置内に反応ガスとして、メタンガスお
よび／または窒素ガスを導入し、一方超硬工具基体に
は、例えば−１２０Ｖのバイアス電圧を印加した条件
で、蒸着処理を行うことにより形成されることも知られ
ている。
おいて、これを構成する硬質被覆層が、例えば特開昭６
２−５６５６５号公報に記載されるが、これが、一般
に、図２に概略説明図で例示される物理蒸着装置の１種
であるアークイオンプレーティング装置を用い、ヒータ
で装置内を例えば７００℃の温度に加熱した状態で、ア
ノード電極と所定組成を有するＴｉ−Ａｌ合金がセット
されたカソード電極（蒸発源）との間にアーク放電を発
生させ、同時に装置内に反応ガスとして、メタンガスお
よび／または窒素ガスを導入し、一方超硬工具基体に
は、例えば−１２０Ｖのバイアス電圧を印加した条件
で、蒸着処理を行うことにより形成されることも知られ
ている。
【０００５】
【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、切削装置の高性能化と相俟っ
て、切削加工は益々高速化の傾向にあるが、上記の従来
被覆超硬エンドミルにおいては、これを高い発熱を伴な
う高速切削に用いると、シャープなエッジを含む複雑な
形状に研削加工されている先端面切刃面および外周刃に
塑性変形が発生し易く、これが原因で偏摩耗が生じ、摩
耗が急速に進行するようになり、この結果比較的短時間
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、切削装置の高性能化と相俟っ
て、切削加工は益々高速化の傾向にあるが、上記の従来
被覆超硬エンドミルにおいては、これを高い発熱を伴な
う高速切削に用いると、シャープなエッジを含む複雑な
形状に研削加工されている先端面切刃面および外周刃に
塑性変形が発生し易く、これが原因で偏摩耗が生じ、摩
耗が急速に進行するようになり、この結果比較的短時間
で使用寿命に至るのが現状である。
【０００６】
【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、特に高速切削に用いた場合に、
発生した高熱で先端面切刃面および外周刃が塑性変形を
起し難い被覆超硬エンドミルを開発すべく、特にこれを
構成する超硬工具基体に着目し、研究を行った結果、被
覆超硬エンドミルの製造に際して、これの少なくとも切
刃部の超硬工具基体を、従来原料粉末として用いられて
いるＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、および炭化クロム（以下、Ｃ
ｒ3Ｃ2で示す）粉末に加えて、新しく窒化アルミニウム
（以下、ＡｌＮで示す）粉末を用い、これら原料粉末を
所定の配合割合に配合し、通常の条件で混合し、圧粉体
にプレス成形した後、焼結することにより製造されたＷ
Ｃ基超硬合金で構成すると、この結果のＷＣ基超硬合金
のＣｏ基合金からなる結合相は、ＣｏおよびＣｒに加え
てＡｌを含有するようになり、この場合前記結合相にお
けるＣｏ、Ｃｒ、およびＡｌの含有量を、それぞれ前記
ＷＣ基超硬合金全体に占める割合で、Ｃｏ:５〜２０質
量％、Ｃｒ：０．１〜１質量％、Ａｌ：０．０１〜０．
５％、とすると、特に前記結合相におけるＣｒおよびＡ
ｌの共存含有（この場合前記結合相には分散相の構成成
分であるＷおよびＣをそれぞれ５質量％以下の範囲で固
溶含有する）によってＷＣ基超硬合金の耐熱塑性変形性
が一段と向上するようになり、したがってこの場合当然
のことながらＣｏに対するＣｒの単独含有でも、さらに
同Ａｌの単独含有でも耐熱塑性変形性に所望の向上効果
は得られず、このように少なくとも切刃部の超硬工具基
体が、Ｃｏに加えてＣｒとＡｌを共存含有する結合相で
構成されたＷＣ基超硬合金からなる被覆超硬エンドミル
は、高熱発生を伴なう高速切削でも先端面切刃面および
外周刃における偏摩耗の発生が著しく抑制され、長期に
亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮するようになるという研
究結果を得たのである。
上述のような観点から、特に高速切削に用いた場合に、
発生した高熱で先端面切刃面および外周刃が塑性変形を
起し難い被覆超硬エンドミルを開発すべく、特にこれを
構成する超硬工具基体に着目し、研究を行った結果、被
覆超硬エンドミルの製造に際して、これの少なくとも切
刃部の超硬工具基体を、従来原料粉末として用いられて
いるＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、および炭化クロム（以下、Ｃ
ｒ3Ｃ2で示す）粉末に加えて、新しく窒化アルミニウム
（以下、ＡｌＮで示す）粉末を用い、これら原料粉末を
所定の配合割合に配合し、通常の条件で混合し、圧粉体
にプレス成形した後、焼結することにより製造されたＷ
Ｃ基超硬合金で構成すると、この結果のＷＣ基超硬合金
のＣｏ基合金からなる結合相は、ＣｏおよびＣｒに加え
てＡｌを含有するようになり、この場合前記結合相にお
けるＣｏ、Ｃｒ、およびＡｌの含有量を、それぞれ前記
ＷＣ基超硬合金全体に占める割合で、Ｃｏ:５〜２０質
量％、Ｃｒ：０．１〜１質量％、Ａｌ：０．０１〜０．
５％、とすると、特に前記結合相におけるＣｒおよびＡ
ｌの共存含有（この場合前記結合相には分散相の構成成
分であるＷおよびＣをそれぞれ５質量％以下の範囲で固
溶含有する）によってＷＣ基超硬合金の耐熱塑性変形性
が一段と向上するようになり、したがってこの場合当然
のことながらＣｏに対するＣｒの単独含有でも、さらに
同Ａｌの単独含有でも耐熱塑性変形性に所望の向上効果
は得られず、このように少なくとも切刃部の超硬工具基
体が、Ｃｏに加えてＣｒとＡｌを共存含有する結合相で
構成されたＷＣ基超硬合金からなる被覆超硬エンドミル
は、高熱発生を伴なう高速切削でも先端面切刃面および
外周刃における偏摩耗の発生が著しく抑制され、長期に
亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮するようになるという研
究結果を得たのである。
【０００７】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、先端面を切刃面とし、かつ外周刃
が形成された切刃部と、シャンク部とからなり、前記切
刃部およびシャンク部のうちの少なくとも切刃部が、Ｗ
Ｃ基超硬合金の工具基体と、前記超硬工具基体の表面に
０．５〜６μｍの平均層厚で物理蒸着された（Ｔｉ，Ａ
ｌ）Ｃ層、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層、および（Ｔｉ，Ａｌ）
ＣＮ層のうちの単層または複層からなる硬質被覆層で構
成した被覆超硬エンドミルにおける前記超硬工具基体
を、走査型電子顕微鏡による組織観察で、７５〜９５面
積％を占めるＷＣが分散相として存在し、残りがＣｏ基
合金の結合相と不可避不純物からなり、かつ前記結合相
のＣｏ基合金が、全体に占める割合で、Ｃｏ:５〜２０
質量％、Ｃｒ：０．１〜１質量％、Ａｌ：０．０１〜
０．５質量％、を含有するＷＣ基超硬合金で構成してな
る、先端面切刃面および外周刃がすぐれた耐熱塑性変形
性を発揮する被覆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、先端面を切刃面とし、かつ外周刃
が形成された切刃部と、シャンク部とからなり、前記切
刃部およびシャンク部のうちの少なくとも切刃部が、Ｗ
Ｃ基超硬合金の工具基体と、前記超硬工具基体の表面に
０．５〜６μｍの平均層厚で物理蒸着された（Ｔｉ，Ａ
ｌ）Ｃ層、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層、および（Ｔｉ，Ａｌ）
ＣＮ層のうちの単層または複層からなる硬質被覆層で構
成した被覆超硬エンドミルにおける前記超硬工具基体
を、走査型電子顕微鏡による組織観察で、７５〜９５面
積％を占めるＷＣが分散相として存在し、残りがＣｏ基
合金の結合相と不可避不純物からなり、かつ前記結合相
のＣｏ基合金が、全体に占める割合で、Ｃｏ:５〜２０
質量％、Ｃｒ：０．１〜１質量％、Ａｌ：０．０１〜
０．５質量％、を含有するＷＣ基超硬合金で構成してな
る、先端面切刃面および外周刃がすぐれた耐熱塑性変形
性を発揮する被覆超硬エンドミルに特徴を有するもので
ある。
【０００８】以下に、この発明の被覆超硬エンドミルに
おいて、これの超硬工具基体を構成するＷＣ基超硬合金
の分散相の割合および結合相の成分含有量、さらに硬質
被覆層の平均層厚を上記の通りに限定した理由を説明す
る。 （１） 分散相の割合 その割合が７５面積％未満では、相対的に軟質の結合相
の割合が多くなり過ぎて、先端面切刃面および外周刃の
摩耗進行が速まるようになり、一方その割合が９５面積
％を越えると、靭性不足をきたし、エンドミル自体に折
損が発生し易くなることから、その割合を７５〜９５面
積％と定めた。
おいて、これの超硬工具基体を構成するＷＣ基超硬合金
の分散相の割合および結合相の成分含有量、さらに硬質
被覆層の平均層厚を上記の通りに限定した理由を説明す
る。 （１） 分散相の割合 その割合が７５面積％未満では、相対的に軟質の結合相
の割合が多くなり過ぎて、先端面切刃面および外周刃の
摩耗進行が速まるようになり、一方その割合が９５面積
％を越えると、靭性不足をきたし、エンドミル自体に折
損が発生し易くなることから、その割合を７５〜９５面
積％と定めた。
【０００９】（２） Ｃｏ成分の含有量 Ｃｏ成分には、焼結性の向上に寄与し、かつ結合相の主
成分として存在して、超硬工具基体の強度および靭性を
向上させる作用があるが、その含有量が５質量％未満で
は前記作用に所望の効果が得られず、一方その含有量が
２０質量％を越えると、分散相の割合が相対的に低下
し、摩耗進行が加速するようになることから、その含有
量を５〜２０質量％、望ましくは６〜１２質量％と定め
た。
成分として存在して、超硬工具基体の強度および靭性を
向上させる作用があるが、その含有量が５質量％未満で
は前記作用に所望の効果が得られず、一方その含有量が
２０質量％を越えると、分散相の割合が相対的に低下
し、摩耗進行が加速するようになることから、その含有
量を５〜２０質量％、望ましくは６〜１２質量％と定め
た。
【００１０】（３） Ｃｒ成分の含有量 Ｃｒ成分には、分散相を構成するＷＣの焼結時の粒成長
を抑制し、もって望ましくは平均粒径で１μｍ以下の細
粒に保持する作用があるほか、Ａｌと共に結合相を構成
するＣｏ基合金に固溶含有して超硬工具基体の耐熱塑性
変形性を向上させる作用があるが、その含有量が０．１
質量％未満では前記作用に所望の向上効果が得られず、
また結合相のＣｏ基合金において、実質的にＣｒの含有
量が０．１質量％未満の状態で、Ａｌを合金成分として
０．０１〜０．５質量％含有した場合、強度低下が著し
く、特に切削抵抗の高い高速切削では先端面切刃面およ
び外周刃に欠けが発生するようになり、一方その含有量
が１質量％を越えると、結合相中に微細なＣｒ3Ｃ2とし
て析出し、靭性を低下させ、耐チッピング性の著しい低
下をもたらすことから、その含有量を０．１〜１質量
％、望ましくは０．３〜０．８質量％と定めた。
を抑制し、もって望ましくは平均粒径で１μｍ以下の細
粒に保持する作用があるほか、Ａｌと共に結合相を構成
するＣｏ基合金に固溶含有して超硬工具基体の耐熱塑性
変形性を向上させる作用があるが、その含有量が０．１
質量％未満では前記作用に所望の向上効果が得られず、
また結合相のＣｏ基合金において、実質的にＣｒの含有
量が０．１質量％未満の状態で、Ａｌを合金成分として
０．０１〜０．５質量％含有した場合、強度低下が著し
く、特に切削抵抗の高い高速切削では先端面切刃面およ
び外周刃に欠けが発生するようになり、一方その含有量
が１質量％を越えると、結合相中に微細なＣｒ3Ｃ2とし
て析出し、靭性を低下させ、耐チッピング性の著しい低
下をもたらすことから、その含有量を０．１〜１質量
％、望ましくは０．３〜０．８質量％と定めた。
【００１１】（４） Ａｌ成分の含有量 Ａｌ成分には、上記の通りＣｒ成分と共に、結合相のＣ
ｏ基合金中に固溶含有して超硬工具基体の耐熱塑性変形
性を向上させる作用があるが、その含有量が０．０１質
量％未満では前記作用に所望の向上効果が得られず、一
方その含有量が０．５質量％を越えると、耐チッピング
性低下の原因であるＣｒ3Ｃ2の析出を促進するようにな
ることから、その含有量を０．０１〜０．５質量％、望
ましくは０．０５〜０．２質量％と定めた。
ｏ基合金中に固溶含有して超硬工具基体の耐熱塑性変形
性を向上させる作用があるが、その含有量が０．０１質
量％未満では前記作用に所望の向上効果が得られず、一
方その含有量が０．５質量％を越えると、耐チッピング
性低下の原因であるＣｒ3Ｃ2の析出を促進するようにな
ることから、その含有量を０．０１〜０．５質量％、望
ましくは０．０５〜０．２質量％と定めた。
【００１２】
【発明の実施の態様】つぎに、この発明の被覆超硬エン
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：０．６μｍを有するＷＣ粉末、同１．３
μｍのＣｏ粉末、および同１．５μｍのＣｒ3Ｃ2粉末、
さらに同１μｍのＡｌＮ粉末を用い、これら原料粉末を
表１に示される割合に配合し、ボールミルを用いて７２
時間湿式混合し、乾燥した後、１５０ＭＰａの圧力でプ
レス成形して、それぞれ直径が８ｍｍ、１３ｍｍ、およ
び２６ｍｍの丸棒圧粉体とし、これらの丸棒圧粉体を、
５Ｐａの真空雰囲気中、７℃／分の昇温速度で１３８０
〜１４８０℃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、炉冷の条件で真空焼結して、ＷＣ基超
硬合金素材とし、さらにこれに研削加工を施して、表
１、２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×２２ｍｍ、および２
０ｍｍ×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本発明超硬工具基体Ａ〜Ｋをそれぞ
れを製造した。
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：０．６μｍを有するＷＣ粉末、同１．３
μｍのＣｏ粉末、および同１．５μｍのＣｒ3Ｃ2粉末、
さらに同１μｍのＡｌＮ粉末を用い、これら原料粉末を
表１に示される割合に配合し、ボールミルを用いて７２
時間湿式混合し、乾燥した後、１５０ＭＰａの圧力でプ
レス成形して、それぞれ直径が８ｍｍ、１３ｍｍ、およ
び２６ｍｍの丸棒圧粉体とし、これらの丸棒圧粉体を、
５Ｐａの真空雰囲気中、７℃／分の昇温速度で１３８０
〜１４８０℃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、炉冷の条件で真空焼結して、ＷＣ基超
硬合金素材とし、さらにこれに研削加工を施して、表
１、２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×２２ｍｍ、および２
０ｍｍ×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本発明超硬工具基体Ａ〜Ｋをそれぞ
れを製造した。
【００１３】また、比較の目的で、原料粉末としてＣｒ
3Ｃ2粉末を配合した場合はＡｌＮ粉末を配合せず、一方
ＡｌＮ粉末を配合した場合はＣｒ3Ｃ2粉末を配合せず
に、表２に示される通りの配合割合にする以外は同一の
条件で比較超硬工具基体ａ〜ｊ（このうちの比較超硬工
具基体ａ〜ｅは従来超硬工具基体に相当するものであ
る）をそれぞれを製造した。
3Ｃ2粉末を配合した場合はＡｌＮ粉末を配合せず、一方
ＡｌＮ粉末を配合した場合はＣｒ3Ｃ2粉末を配合せず
に、表２に示される通りの配合割合にする以外は同一の
条件で比較超硬工具基体ａ〜ｊ（このうちの比較超硬工
具基体ａ〜ｅは従来超硬工具基体に相当するものであ
る）をそれぞれを製造した。
【００１４】ついで、これら本発明超硬工具基体Ａ〜Ｋ
および比較超硬工具基体ａ〜ｊを、アセトン中で超音波
洗浄し、乾燥した状態で、それぞれ図２に示されるアー
クイオンプレーティング装置に装入し、一方カソード電
極（蒸発源）として種々の成分組成をもったＴｉ−Ａｌ
合金を装着し、装置内を排気して１．３×１０-3Ｐａの
真空に保持しながら、ヒーターで装置内を５００℃に加
熱した後、Ａｒガスを装置内に導入して２．５ＰａのＡ
ｒ雰囲気とし、この状態で超硬工具基体に−８００ｖの
パルスバイアス電圧を印加して超硬工具基体表面をＡｒ
ガスボンバート洗浄し、ついで装置内に反応ガスとし
て、メタンガスおよび／または窒素ガスを導入して２．
５Ｐａの反応雰囲気とすると共に、前記超硬工具基体に
印加するパルスバイアス電圧を−２００ｖに下げて、前
記カソード電極とアノード電極との間にアーク放電を発
生させ、もって前記超硬工具基体Ａ〜Ｋおよび比較超硬
工具基体ａ〜ｊのそれぞれの表面に、表３、４に示され
る目標組成および目標層厚の硬質被覆層を同じく表３、
４に示される組み合わせで形成することにより本発明被
覆超硬エンドミル１〜１２および比較被覆超硬エンドミ
ル１〜１２をそれぞれ製造した。
および比較超硬工具基体ａ〜ｊを、アセトン中で超音波
洗浄し、乾燥した状態で、それぞれ図２に示されるアー
クイオンプレーティング装置に装入し、一方カソード電
極（蒸発源）として種々の成分組成をもったＴｉ−Ａｌ
合金を装着し、装置内を排気して１．３×１０-3Ｐａの
真空に保持しながら、ヒーターで装置内を５００℃に加
熱した後、Ａｒガスを装置内に導入して２．５ＰａのＡ
ｒ雰囲気とし、この状態で超硬工具基体に−８００ｖの
パルスバイアス電圧を印加して超硬工具基体表面をＡｒ
ガスボンバート洗浄し、ついで装置内に反応ガスとし
て、メタンガスおよび／または窒素ガスを導入して２．
５Ｐａの反応雰囲気とすると共に、前記超硬工具基体に
印加するパルスバイアス電圧を−２００ｖに下げて、前
記カソード電極とアノード電極との間にアーク放電を発
生させ、もって前記超硬工具基体Ａ〜Ｋおよび比較超硬
工具基体ａ〜ｊのそれぞれの表面に、表３、４に示され
る目標組成および目標層厚の硬質被覆層を同じく表３、
４に示される組み合わせで形成することにより本発明被
覆超硬エンドミル１〜１２および比較被覆超硬エンドミ
ル１〜１２をそれぞれ製造した。
【００１５】この結果得られた本発明被覆超硬エンドミ
ル１〜１２よび比較被覆超硬エンドミル１〜１２につい
て、これの任意断面を走査型電子顕微鏡を用いて組織観
察して、これを構成する超硬工具基体のＷＣ基超硬合金
における分散相の平均粒径およびその割合を測定し、さ
らに定量分析により同結合相のＣｏ含有量、Ｃｒ含有
量、およびＡｌ含有量を測定し、これらの測定結果をそ
れぞれ表１、２に示した。また、同時に硬質被覆層の平
均層厚を測定したところ、表３、４に示される目標層厚
と実質的に同じ層厚を示した。
ル１〜１２よび比較被覆超硬エンドミル１〜１２につい
て、これの任意断面を走査型電子顕微鏡を用いて組織観
察して、これを構成する超硬工具基体のＷＣ基超硬合金
における分散相の平均粒径およびその割合を測定し、さ
らに定量分析により同結合相のＣｏ含有量、Ｃｒ含有
量、およびＡｌ含有量を測定し、これらの測定結果をそ
れぞれ表１、２に示した。また、同時に硬質被覆層の平
均層厚を測定したところ、表３、４に示される目標層厚
と実質的に同じ層厚を示した。
【００１６】つぎに、上記の各種被覆超硬エンドミルの
うち、切刃部の直径が６ｍｍのものについては、 被削材：平面が１００ｍｍ×１７０ｍｍ、厚さが４００
ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・Ｓ５０Ｃの板材、 回転数：４３００ｒ．ｐ．ｍ．、 溝深さ（切り込み）：３ｍｍ、 テーブル送り：８６０ｍｍ／ｍｉｎ、 の条件での炭素鋼の乾式高速溝加工試験、また切刃部の
直径が１０ｍｍのものについては、 被削材：平面が１００ｍｍ×１５０ｍｍ、厚さが３５０
ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・ＳＵＳ３０４の板材、 回転数：１９００ｒ．ｐ．ｍ．、 溝深さ（切り込み）：５ｍｍ、 テーブル送り：２２０ｍｍ／ｍｉｎ、 の条件でのステンレス鋼の湿式高速溝加工試験、さらに
切刃部の直径が２０ｍｍのものについては、 被削材：平面が１００ｍｍ×１７０ｍｍ、厚さが４００
ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・ＳＫＤ６１の板材、 回転数：１０５０ｒ．ｐ．ｍ．、 溝深さ（切り込み）：１０ｍｍ、 テーブル送り：２８０ｍｍ／ｍｉｎ、 の条件での合金鋼の乾式高速溝加工試験をそれぞれ行
い、外周刃の先端部における最大逃げ面摩耗幅が０．３
ｍｍに至るまでの切削溝長を測定した。これらの測定結
果を表５にそれぞれ試験本数：５本の平均値として示し
た。
うち、切刃部の直径が６ｍｍのものについては、 被削材：平面が１００ｍｍ×１７０ｍｍ、厚さが４００
ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・Ｓ５０Ｃの板材、 回転数：４３００ｒ．ｐ．ｍ．、 溝深さ（切り込み）：３ｍｍ、 テーブル送り：８６０ｍｍ／ｍｉｎ、 の条件での炭素鋼の乾式高速溝加工試験、また切刃部の
直径が１０ｍｍのものについては、 被削材：平面が１００ｍｍ×１５０ｍｍ、厚さが３５０
ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・ＳＵＳ３０４の板材、 回転数：１９００ｒ．ｐ．ｍ．、 溝深さ（切り込み）：５ｍｍ、 テーブル送り：２２０ｍｍ／ｍｉｎ、 の条件でのステンレス鋼の湿式高速溝加工試験、さらに
切刃部の直径が２０ｍｍのものについては、 被削材：平面が１００ｍｍ×１７０ｍｍ、厚さが４００
ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・ＳＫＤ６１の板材、 回転数：１０５０ｒ．ｐ．ｍ．、 溝深さ（切り込み）：１０ｍｍ、 テーブル送り：２８０ｍｍ／ｍｉｎ、 の条件での合金鋼の乾式高速溝加工試験をそれぞれ行
い、外周刃の先端部における最大逃げ面摩耗幅が０．３
ｍｍに至るまでの切削溝長を測定した。これらの測定結
果を表５にそれぞれ試験本数：５本の平均値として示し
た。
【００１７】
【表１】
【００１８】
【表２】
【００１９】
【表３】
【００２０】
【表４】
【００２１】
【表５】
【００２２】
【発明の効果】表１〜５に示される結果から、本発明被
覆超硬エンドミル１〜１２は、いずれもすぐれた耐熱塑
性変形性を示し、高熱発生を伴なう高速切削で先端面切
刃面および外周刃における偏摩耗の発生なく、すぐれた
耐摩耗性を発揮するのに対して、比較被覆超硬エンドミ
ル１〜１２のうち、超硬工具基体が比較超硬工具基体ａ
〜ｅで構成された比較被覆超硬エンドミル（従来被覆超
硬エンドミルに相当する）では耐熱塑性変形性不足が原
因で、先端面切刃面および外周刃における偏摩耗が著し
く、これが摩耗進行を促進するために、相対的に短い切
削長しか示さず、また超硬工具基体のＷＣ基超硬合金に
おける結合相がＡｌを含有するが実質的にＣｒを含有し
ない比較超硬工具基体ｆ〜ｊで構成された比較被覆超硬
エンドミルにおいては、強度不足が原因で先端面切刃面
および外周刃に欠けが発生し、これが原因で比較的短時
間で使用寿命に至り、切削長の短いものとなることが明
らかである。上述のように、この発明の被覆超硬エンド
ミルは、通常の条件での切削は勿論のこと、高熱発生を
伴なう高速切削でも先端面切刃面および外周刃にチッピ
ングの発生なく、すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮
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。
覆超硬エンドミル１〜１２は、いずれもすぐれた耐熱塑
性変形性を示し、高熱発生を伴なう高速切削で先端面切
刃面および外周刃における偏摩耗の発生なく、すぐれた
耐摩耗性を発揮するのに対して、比較被覆超硬エンドミ
ル１〜１２のうち、超硬工具基体が比較超硬工具基体ａ
〜ｅで構成された比較被覆超硬エンドミル（従来被覆超
硬エンドミルに相当する）では耐熱塑性変形性不足が原
因で、先端面切刃面および外周刃における偏摩耗が著し
く、これが摩耗進行を促進するために、相対的に短い切
削長しか示さず、また超硬工具基体のＷＣ基超硬合金に
おける結合相がＡｌを含有するが実質的にＣｒを含有し
ない比較超硬工具基体ｆ〜ｊで構成された比較被覆超硬
エンドミルにおいては、強度不足が原因で先端面切刃面
および外周刃に欠けが発生し、これが原因で比較的短時
間で使用寿命に至り、切削長の短いものとなることが明
らかである。上述のように、この発明の被覆超硬エンド
ミルは、通常の条件での切削は勿論のこと、高熱発生を
伴なう高速切削でも先端面切刃面および外周刃にチッピ
ングの発生なく、すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮
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拡大正
面図、（ｂ）は長さ方向中央部における中心線に対して
直角な方向の断面（直角断面）図である。
面図、（ｂ）は長さ方向中央部における中心線に対して
直角な方向の断面（直角断面）図である。
【図２】アークイオンプレーティング装置の概略説明図
である。
である。
───────────────────────────────────────────────────── 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） Ｃ２２Ｃ 29/08 Ｃ２２Ｃ 29/08
Claims (1)
- 【請求項１】 先端面を切刃面とし、かつ外周刃が形成
された切刃部と、シャンク部からなり、前記切刃部およ
びシャンク部のうちの少なくとも切刃部が、炭化タング
ステン基超硬合金の工具基体と、前記超硬工具基体の表
面に０．５〜６μｍの平均層厚で物理蒸着されたＴｉと
Ａｌの複合炭化物層、複合窒化物層、および複合炭窒化
物層のうちの単層または複層からなる硬質被覆層で構成
された表面被覆超硬合金製エンドミルにおいて、前記超
硬工具基体を、走査型電子顕微鏡による組織観察で、７
５〜９５面積％を占める炭化タングステンが分散相とし
て存在し、残りがＣｏ基合金の結合相と不可避不純物か
らなり、かつ前記結合相のＣｏ基合金が、全体に占める
割合で、Ｃｏ:５〜２０質量％、Ｃｒ：０．１〜１質量
％、Ａｌ：０．０１〜０．５質量％、を含有する炭化タ
ングステン基超硬合金で構成したことを特徴とする先端
面切刃面および外周刃がすぐれた耐熱塑性変形性を発揮
する表面被覆超硬合金製エンドミル。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000124375A JP2001310212A (ja) | 2000-04-25 | 2000-04-25 | 先端面切刃面および外周刃がすぐれた耐熱塑性変形性を発揮する表面被覆超硬合金製エンドミル |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000124375A JP2001310212A (ja) | 2000-04-25 | 2000-04-25 | 先端面切刃面および外周刃がすぐれた耐熱塑性変形性を発揮する表面被覆超硬合金製エンドミル |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001310212A true JP2001310212A (ja) | 2001-11-06 |
Family
ID=18634515
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000124375A Withdrawn JP2001310212A (ja) | 2000-04-25 | 2000-04-25 | 先端面切刃面および外周刃がすぐれた耐熱塑性変形性を発揮する表面被覆超硬合金製エンドミル |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2001310212A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100460546C (zh) * | 2004-10-19 | 2009-02-11 | 住友电气工业株式会社 | 硬质合金 |
| CN105002410A (zh) * | 2015-08-31 | 2015-10-28 | 苏州西凌铂睿特种材料有限公司 | 一种基于高温高强度粘结相的硬质合金材料 |
| CN105063451A (zh) * | 2015-08-31 | 2015-11-18 | 苏州西凌铂睿特种材料有限公司 | 一种抗氧化硬质合金材料 |
| CN108581058A (zh) * | 2018-05-04 | 2018-09-28 | 宁波江丰电子材料股份有限公司 | 靶材控制变形加工方法 |
| KR20180109979A (ko) * | 2016-02-02 | 2018-10-08 | 산드빅 인터렉츄얼 프로퍼티 에이비 | 절삭 구간의 전체 길이를 따라 연장되는 오른손 및 왼손 절삭 특성부들을 구비한 공구 |
-
2000
- 2000-04-25 JP JP2000124375A patent/JP2001310212A/ja not_active Withdrawn
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100460546C (zh) * | 2004-10-19 | 2009-02-11 | 住友电气工业株式会社 | 硬质合金 |
| CN105002410A (zh) * | 2015-08-31 | 2015-10-28 | 苏州西凌铂睿特种材料有限公司 | 一种基于高温高强度粘结相的硬质合金材料 |
| CN105063451A (zh) * | 2015-08-31 | 2015-11-18 | 苏州西凌铂睿特种材料有限公司 | 一种抗氧化硬质合金材料 |
| CN105063451B (zh) * | 2015-08-31 | 2017-09-01 | 江苏中色锐毕利实业有限公司 | 一种抗氧化硬质合金材料 |
| CN105002410B (zh) * | 2015-08-31 | 2018-05-11 | 河源普益硬质合金厂有限公司 | 一种基于高温高强度粘结相的硬质合金材料 |
| KR20180109979A (ko) * | 2016-02-02 | 2018-10-08 | 산드빅 인터렉츄얼 프로퍼티 에이비 | 절삭 구간의 전체 길이를 따라 연장되는 오른손 및 왼손 절삭 특성부들을 구비한 공구 |
| KR102573451B1 (ko) * | 2016-02-02 | 2023-08-31 | 산드빅 인터렉츄얼 프로퍼티 에이비 | 절삭 구간의 전체 길이를 따라 연장되는 오른손 및 왼손 절삭 특성부들을 구비한 공구 |
| CN108581058A (zh) * | 2018-05-04 | 2018-09-28 | 宁波江丰电子材料股份有限公司 | 靶材控制变形加工方法 |
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| Date | Code | Title | Description |
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| A300 | Application deemed to be withdrawn because no request for examination was validly filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20070703 |