JP2002187008A - 高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削ドリル - Google Patents
高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削ドリルInfo
- Publication number
- JP2002187008A JP2002187008A JP2000390038A JP2000390038A JP2002187008A JP 2002187008 A JP2002187008 A JP 2002187008A JP 2000390038 A JP2000390038 A JP 2000390038A JP 2000390038 A JP2000390038 A JP 2000390038A JP 2002187008 A JP2002187008 A JP 2002187008A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- layer
- carbide
- vapor deposition
- cutting
- cemented carbide
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Landscapes
- Drilling Tools (AREA)
- Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
- Physical Vapour Deposition (AREA)
- Chemical Vapour Deposition (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する被覆
超硬ドリルを提供する。 【解決手段】 被覆超硬ドリルが、質量％で、Ｃｏ：５
〜１５％、Ｃｒ3Ｃ2：０．１〜２％、必要に応じてＴｉ
Ｃ、ＮｂＣ、ＴａＣ、（Ｎｂ，Ｔａ）Ｃ、および（Ｔ
ｉ，Ｗ）Ｃのうちの１種又は２種以上：５〜２５％、Ｗ
Ｃ：残り、からなる配合組成を有する圧粉体の焼結体で
構成された超硬基体の表面に、（ａ）内側層として、
０．５〜１０μｍの平均層厚を有し、かつ物理蒸着法で
形成された、組成式：（Ｔｉ1-XＡｌX）Ｎ（ただし、原
子比で、Ｘは０．２〜０．６を示す）を有する（Ｔｉ，
Ａｌ）Ｎ層、（ｂ）外側層として、０．１〜５μｍの平
均層厚を有し、かつ中温化学蒸着法で形成された、κ型
Ａｌ2Ｏ3層、以上（ａ）および（ｂ）で構成された硬質
被覆層を形成してなる。
超硬ドリルを提供する。 【解決手段】 被覆超硬ドリルが、質量％で、Ｃｏ：５
〜１５％、Ｃｒ3Ｃ2：０．１〜２％、必要に応じてＴｉ
Ｃ、ＮｂＣ、ＴａＣ、（Ｎｂ，Ｔａ）Ｃ、および（Ｔ
ｉ，Ｗ）Ｃのうちの１種又は２種以上：５〜２５％、Ｗ
Ｃ：残り、からなる配合組成を有する圧粉体の焼結体で
構成された超硬基体の表面に、（ａ）内側層として、
０．５〜１０μｍの平均層厚を有し、かつ物理蒸着法で
形成された、組成式：（Ｔｉ1-XＡｌX）Ｎ（ただし、原
子比で、Ｘは０．２〜０．６を示す）を有する（Ｔｉ，
Ａｌ）Ｎ層、（ｂ）外側層として、０．１〜５μｍの平
均層厚を有し、かつ中温化学蒸着法で形成された、κ型
Ａｌ2Ｏ3層、以上（ａ）および（ｂ）で構成された硬質
被覆層を形成してなる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、炭化タングステ
ン基超硬合金基体（以下、超硬基体という）がすぐれた
高温強度を有すると共に、硬質被覆層がすぐれた高温強
度と高温硬さを有し、したがって高熱発生を伴なう鋼な
どの高速切削加工に用いた場合に、すぐれた耐摩耗性を
発揮する表面被覆超硬合金製切削ドリル（以下、被覆超
硬ドリルという）に関するものである。
ン基超硬合金基体（以下、超硬基体という）がすぐれた
高温強度を有すると共に、硬質被覆層がすぐれた高温強
度と高温硬さを有し、したがって高熱発生を伴なう鋼な
どの高速切削加工に用いた場合に、すぐれた耐摩耗性を
発揮する表面被覆超硬合金製切削ドリル（以下、被覆超
硬ドリルという）に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、一般に、鋼や鋳鉄などの被削材の
穴あけ切削加工などに、例えば図１（ａ）に概略正面図
で、同（ｂ）に溝形成部の概略横断面図で示される形状
を有するドリルや、さらにミニチュアドリルなどとして
各種の被覆超硬ドリルが用いられており、また前記被覆
超硬ドリルとして、超硬基体の表面に、ＴｉとＡｌの複
合窒化物［以下、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎで示す］で構成され
た硬質被覆層を０．５〜１０μｍの平均層厚で形成して
なる被覆超硬ドリルが知られている。
穴あけ切削加工などに、例えば図１（ａ）に概略正面図
で、同（ｂ）に溝形成部の概略横断面図で示される形状
を有するドリルや、さらにミニチュアドリルなどとして
各種の被覆超硬ドリルが用いられており、また前記被覆
超硬ドリルとして、超硬基体の表面に、ＴｉとＡｌの複
合窒化物［以下、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎで示す］で構成され
た硬質被覆層を０．５〜１０μｍの平均層厚で形成して
なる被覆超硬ドリルが知られている。
【０００３】さらに、上記の被覆超硬ドリルの硬質被覆
層である（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層が、例えば図２に概略説明
図で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、例えば雰
囲気を３Ｐａの真空として、５００℃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、例
えば電圧：３５Ｖ、電流：９０Ａの条件でアーク放電を
発生させ、同時に装置内に反応ガスとして窒素ガスを導
入し、一方超硬基体には、例えばー２００Ｖのバイアス
電圧を印加する条件で形成されることも良く知られると
ころである。
層である（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層が、例えば図２に概略説明
図で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、例えば雰
囲気を３Ｐａの真空として、５００℃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、例
えば電圧：３５Ｖ、電流：９０Ａの条件でアーク放電を
発生させ、同時に装置内に反応ガスとして窒素ガスを導
入し、一方超硬基体には、例えばー２００Ｖのバイアス
電圧を印加する条件で形成されることも良く知られると
ころである。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】一方、近年の穴あけ切
削加工などの切削加工に対する省力化および省エネ化、
さらに低コスト化の要求は強く、これに伴い、切削加工
は切削機械の高性能化とも相俟って高速化の傾向にある
が、従来提案されている各種の被覆超硬ドリルにおいて
は、これを鋼や鋳鉄などの通常の条件での穴あけ切削加
工に用いた場合には問題はないが、これを高速切削条件
で用いると、穴あけ切削加工時に発生する高熱によっ
て、特に切刃面を含む先端部および溝形成部の薄肉部に
偏摩耗の原因となる熱塑性変形が発生するようになるば
かりでなく、前記薄肉部の高温硬さの著しい低下とも相
俟って切刃面の摩耗進行が促進し、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。
削加工などの切削加工に対する省力化および省エネ化、
さらに低コスト化の要求は強く、これに伴い、切削加工
は切削機械の高性能化とも相俟って高速化の傾向にある
が、従来提案されている各種の被覆超硬ドリルにおいて
は、これを鋼や鋳鉄などの通常の条件での穴あけ切削加
工に用いた場合には問題はないが、これを高速切削条件
で用いると、穴あけ切削加工時に発生する高熱によっ
て、特に切刃面を含む先端部および溝形成部の薄肉部に
偏摩耗の原因となる熱塑性変形が発生するようになるば
かりでなく、前記薄肉部の高温硬さの著しい低下とも相
俟って切刃面の摩耗進行が促進し、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。
【０００５】
【課題を解決するための手段】そこで、本発明者等は、
上述のような観点から、すぐれた高温強度および高温硬
さを具備した被覆超硬ドリルを開発すべく研究を行った
結果、 （ａ）原料粉末として、炭化タングステン（以下、ＷＣ
で示す）粉末、炭化クロム（以下、Ｃｒ3Ｃ2で示す）粉
末、およびＣｏ粉末を用いて、配合組成を、質量％で
（以下、％は質量％を示す）、Ｃｏ：５〜１５％、Ｃｒ
3Ｃ2：０．１〜２％、ＷＣ：残り、としてなる圧粉体の
焼結体においては、これを構成する結合相が、焼結時に
Ｃｏ中にＣｒ3Ｃ2が固溶し、さらにＣｒ3Ｃ2の固溶によ
って硬質相を形成するＷＣの一部の固溶も促進されるこ
とから、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｗ系合金で構成されるようにな
り、このＣｏ−Ｃｒ−Ｗ系合金はすぐれた高温強度をも
つことから、焼結体の高温強度が向上するようになるこ
と。
上述のような観点から、すぐれた高温強度および高温硬
さを具備した被覆超硬ドリルを開発すべく研究を行った
結果、 （ａ）原料粉末として、炭化タングステン（以下、ＷＣ
で示す）粉末、炭化クロム（以下、Ｃｒ3Ｃ2で示す）粉
末、およびＣｏ粉末を用いて、配合組成を、質量％で
（以下、％は質量％を示す）、Ｃｏ：５〜１５％、Ｃｒ
3Ｃ2：０．１〜２％、ＷＣ：残り、としてなる圧粉体の
焼結体においては、これを構成する結合相が、焼結時に
Ｃｏ中にＣｒ3Ｃ2が固溶し、さらにＣｒ3Ｃ2の固溶によ
って硬質相を形成するＷＣの一部の固溶も促進されるこ
とから、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｗ系合金で構成されるようにな
り、このＣｏ−Ｃｒ−Ｗ系合金はすぐれた高温強度をも
つことから、焼結体の高温強度が向上するようになるこ
と。
【０００６】（ｂ）上記（ａ）の焼結体を基体（超硬基
体）とし、これの表面に硬質被覆層として物理蒸着法を
用いて形成した、組成式：（Ｔｉ1-XＡｌX）Ｎ（ただ
し、Ｘは、原子比で０．２〜０．６）を有する（Ｔｉ，
Ａｌ）Ｎ層はすぐれた高温強度をもつこと。
体）とし、これの表面に硬質被覆層として物理蒸着法を
用いて形成した、組成式：（Ｔｉ1-XＡｌX）Ｎ（ただ
し、Ｘは、原子比で０．２〜０．６）を有する（Ｔｉ，
Ａｌ）Ｎ層はすぐれた高温強度をもつこと。
【０００７】（ｃ）上記（ｂ）の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層
は、上記の通りすぐれた高温強度をもつものの、高速穴
あけ切削加工時の高温下で十分な高温硬さを維持するも
のではないが、これを内側層とし、この内側層の上に外
側層として、反応ガス雰囲気温度を７５０〜８５０℃と
した中温化学蒸着法で結晶構造がκ型の酸化アルミニウ
ム（以下、Ａｌ2Ｏ3で示す）層を形成すると、このκ型
Ａｌ2Ｏ3層は高い高温硬さもつことから、前期内側層の
（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層と前記外側層のκ型Ａｌ2Ｏ3層との
積層からなる硬質被覆層はすぐれた高温強度と高温硬さ
を具備するようになること。
は、上記の通りすぐれた高温強度をもつものの、高速穴
あけ切削加工時の高温下で十分な高温硬さを維持するも
のではないが、これを内側層とし、この内側層の上に外
側層として、反応ガス雰囲気温度を７５０〜８５０℃と
した中温化学蒸着法で結晶構造がκ型の酸化アルミニウ
ム（以下、Ａｌ2Ｏ3で示す）層を形成すると、このκ型
Ａｌ2Ｏ3層は高い高温硬さもつことから、前期内側層の
（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層と前記外側層のκ型Ａｌ2Ｏ3層との
積層からなる硬質被覆層はすぐれた高温強度と高温硬さ
を具備するようになること。
【０００８】（ｄ）したがって、上記（ａ）の超硬基体
の表面に上記（ｂ）および（ｃ）の硬質被覆層を蒸着形
成してなる被覆超硬ドリルは、前記超硬基体によってす
ぐれた耐熱塑性変形性を具備し、かつ前記（Ｔｉ，Ａ
ｌ）Ｎ層とκ型Ａｌ2Ｏ3層の積層からなる硬質被覆層に
よってすぐれた高温強度と高温硬さをもつようになるこ
とから、これを高熱発生を伴なう高速穴あけ切削加工に
用いても偏摩耗が著しく抑制され、長期に亘ってすぐれ
た耐摩耗性を発揮すること。
の表面に上記（ｂ）および（ｃ）の硬質被覆層を蒸着形
成してなる被覆超硬ドリルは、前記超硬基体によってす
ぐれた耐熱塑性変形性を具備し、かつ前記（Ｔｉ，Ａ
ｌ）Ｎ層とκ型Ａｌ2Ｏ3層の積層からなる硬質被覆層に
よってすぐれた高温強度と高温硬さをもつようになるこ
とから、これを高熱発生を伴なう高速穴あけ切削加工に
用いても偏摩耗が著しく抑制され、長期に亘ってすぐれ
た耐摩耗性を発揮すること。
【０００９】（ｅ）上記（ａ）で示した原料粉末に加え
て、さらに原料粉末として、炭化チタン(以下、ＴｉＣ
で示す)粉末、炭化ニオブ(以下、ＮｂＣで示す)粉末、
炭化タンタル(以下、ＴａＣで示す)粉末、ＮｂとＴａの
複合炭化物［以下、（Ｎｂ，Ｔａ）Ｃで示す］粉末、お
よびＴｉとＷの複合炭化物［以下、（Ｔｉ，Ｗ）Ｃで示
す］粉末を用いて、配合組成を、Ｃｏ：５〜１５％、Ｃ
ｒ3Ｃ2：０．１〜２％、ＴｉＣ、ＮｂＣ、ＴａＣ、（Ｎ
ｂ，Ｔａ）Ｃ、および（Ｔｉ，Ｗ）Ｃのうちの１種又は
２種以上：５〜２５％、ＷＣ：残り、としてなる圧粉体
の焼結体は、硬質相として存在するようになる上記Ｔｉ
Ｃ、ＮｂＣ、ＴａＣ、（Ｎｂ，Ｔａ）Ｃ、および（Ｔ
ｉ，Ｗ）Ｃの作用によって一段と高い高温硬さをもつよ
うになり、したがって、この焼結体で超硬基体を構成し
てなる被覆超硬ドリルは上記の硬質被覆層の作用とも相
俟って、高速穴あけ加工で一層の耐摩耗性向上が見込め
ること。以上（ａ）〜（ｅ）に示される研究結果が得ら
れたのである。
て、さらに原料粉末として、炭化チタン(以下、ＴｉＣ
で示す)粉末、炭化ニオブ(以下、ＮｂＣで示す)粉末、
炭化タンタル(以下、ＴａＣで示す)粉末、ＮｂとＴａの
複合炭化物［以下、（Ｎｂ，Ｔａ）Ｃで示す］粉末、お
よびＴｉとＷの複合炭化物［以下、（Ｔｉ，Ｗ）Ｃで示
す］粉末を用いて、配合組成を、Ｃｏ：５〜１５％、Ｃ
ｒ3Ｃ2：０．１〜２％、ＴｉＣ、ＮｂＣ、ＴａＣ、（Ｎ
ｂ，Ｔａ）Ｃ、および（Ｔｉ，Ｗ）Ｃのうちの１種又は
２種以上：５〜２５％、ＷＣ：残り、としてなる圧粉体
の焼結体は、硬質相として存在するようになる上記Ｔｉ
Ｃ、ＮｂＣ、ＴａＣ、（Ｎｂ，Ｔａ）Ｃ、および（Ｔ
ｉ，Ｗ）Ｃの作用によって一段と高い高温硬さをもつよ
うになり、したがって、この焼結体で超硬基体を構成し
てなる被覆超硬ドリルは上記の硬質被覆層の作用とも相
俟って、高速穴あけ加工で一層の耐摩耗性向上が見込め
ること。以上（ａ）〜（ｅ）に示される研究結果が得ら
れたのである。
【００１０】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、Ｃｏ：５〜１５％、Ｃｒ3Ｃ2：
０．１〜２％、必要に応じてＴｉＣ、ＮｂＣ、ＴａＣ、
（Ｎｂ，Ｔａ）Ｃ、および（Ｔｉ，Ｗ）Ｃのうちの１種
又は２種以上：５〜２５％、ＷＣ：残り、からなる配合
組成を有する圧粉体の焼結体で構成された超硬基体の表
面に、（ａ）内側層として、０．５〜１０μｍの平均層
厚を有し、かつ物理蒸着法で形成された、組成式：（Ｔ
ｉ1-XＡｌX）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．２〜０．
６を示す）を有する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層と、（ｂ）外側
層として、０．１〜５μｍの平均層厚を有し、かつ中温
化学蒸着法で形成された、κ型Ａｌ2Ｏ3層、以上（ａ）
および（ｂ）で構成された硬質被覆層を形成してなる、
高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する被覆超硬ドリル
に特徴を有するものである。
されたものであって、Ｃｏ：５〜１５％、Ｃｒ3Ｃ2：
０．１〜２％、必要に応じてＴｉＣ、ＮｂＣ、ＴａＣ、
（Ｎｂ，Ｔａ）Ｃ、および（Ｔｉ，Ｗ）Ｃのうちの１種
又は２種以上：５〜２５％、ＷＣ：残り、からなる配合
組成を有する圧粉体の焼結体で構成された超硬基体の表
面に、（ａ）内側層として、０．５〜１０μｍの平均層
厚を有し、かつ物理蒸着法で形成された、組成式：（Ｔ
ｉ1-XＡｌX）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．２〜０．
６を示す）を有する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層と、（ｂ）外側
層として、０．１〜５μｍの平均層厚を有し、かつ中温
化学蒸着法で形成された、κ型Ａｌ2Ｏ3層、以上（ａ）
および（ｂ）で構成された硬質被覆層を形成してなる、
高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する被覆超硬ドリル
に特徴を有するものである。
【００１１】つぎに、この発明の被覆超硬ドリルにおい
て、これを構成する超硬基体（焼結体）の配合組成、硬
質被覆層のうちの内側層のＸ値、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）超硬基体の配合組成 （ａ）Ｃｏ Ｃｏ成分には、焼結性を向上させ、かつ焼結体の常温強
度を向上させる作用があるが、その割合が５％未満で
は、前記作用に所望の向上効果が得られず、一方その割
合が１５％を越えると、焼結体の高温強度が急激に低下
し、切刃に塑性変形が発生し易くなり、この結果摩耗進
行促進の原因となる偏摩耗が切刃に発生するようになる
ことから、その割合を５〜１５％と定めた。
て、これを構成する超硬基体（焼結体）の配合組成、硬
質被覆層のうちの内側層のＸ値、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）超硬基体の配合組成 （ａ）Ｃｏ Ｃｏ成分には、焼結性を向上させ、かつ焼結体の常温強
度を向上させる作用があるが、その割合が５％未満で
は、前記作用に所望の向上効果が得られず、一方その割
合が１５％を越えると、焼結体の高温強度が急激に低下
し、切刃に塑性変形が発生し易くなり、この結果摩耗進
行促進の原因となる偏摩耗が切刃に発生するようになる
ことから、その割合を５〜１５％と定めた。
【００１２】（ｂ）Ｃｒ3Ｃ2 Ｃｒ3Ｃ2成分には、上記の通り焼結時に結合相を形成す
るＣｏ中に完全に固溶し、この固溶によってＷＣのＣｏ
への固溶も促進して耐熱性のすぐれたＣｏ−Ｃｒ−Ｗ系
合金からなる結合相を形成し、もって焼結体の高温強度
を向上させるほか、硬質相を形成するＷＣの粒成長を抑
制して焼結体の強度低下を防止する作用があるが、その
割合が０．１％未満では、前記作用に所望の向上効果が
得られず、一方その割合が２％を越えると、結合相の常
温強度が低下するようになることから、その割合を０．
１〜２％と定めた。
るＣｏ中に完全に固溶し、この固溶によってＷＣのＣｏ
への固溶も促進して耐熱性のすぐれたＣｏ−Ｃｒ−Ｗ系
合金からなる結合相を形成し、もって焼結体の高温強度
を向上させるほか、硬質相を形成するＷＣの粒成長を抑
制して焼結体の強度低下を防止する作用があるが、その
割合が０．１％未満では、前記作用に所望の向上効果が
得られず、一方その割合が２％を越えると、結合相の常
温強度が低下するようになることから、その割合を０．
１〜２％と定めた。
【００１３】（ｃ）ＴｉＣ、ＮｂＣ、ＴａＣ、（Ｎｂ，
Ｔａ）Ｃ、および（Ｔｉ，Ｗ）Ｃ これらの成分には、硬質相を形成して焼結体の高温硬さ
を向上させる作用があるので、必要に応じて配合される
が、その割合が５％未満では、所望の高温硬さ向上効果
が得られず、一方その割合が２５％を越えると、焼結体
の高温強度が急激に低下するようになることから、その
割合を５〜２５％と定めた。
Ｔａ）Ｃ、および（Ｔｉ，Ｗ）Ｃ これらの成分には、硬質相を形成して焼結体の高温硬さ
を向上させる作用があるので、必要に応じて配合される
が、その割合が５％未満では、所望の高温硬さ向上効果
が得られず、一方その割合が２５％を越えると、焼結体
の高温強度が急激に低下するようになることから、その
割合を５〜２５％と定めた。
【００１４】（２）硬質被覆層のうちの内側層のＸ値 （Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層におけるＡｌは常温強度の高いＴｉ
Ｎに対して耐熱性を付与し、もってすぐれた高温強度を
具備するようにするために固溶するものであり、したが
って組成式：（Ｔｉ1-XＡｌX）ＮのＸ値が０．２未満で
は所望のすぐれた高温強度を確保することができず、一
方その値が０．６を越えると、具備せしめた高温強度に
低下傾向が現れるようになることから、Ｘ値を０．２〜
０．６と定めた。
Ｎに対して耐熱性を付与し、もってすぐれた高温強度を
具備するようにするために固溶するものであり、したが
って組成式：（Ｔｉ1-XＡｌX）ＮのＸ値が０．２未満で
は所望のすぐれた高温強度を確保することができず、一
方その値が０．６を越えると、具備せしめた高温強度に
低下傾向が現れるようになることから、Ｘ値を０．２〜
０．６と定めた。
【００１５】（３）硬質被覆層の平均層厚 硬質被覆層の上記内側層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層
の平均層厚を、０．５〜１０μｍとしたのは、その平均
層厚が０．５μｍ未満では、硬質被覆層に所望の高温強
度を付与することができず、この結果切刃にチッピング
（微小欠け）が発生し易くなり、一方その層厚が１０μ
ｍを越えると、切刃における摩耗進行が局部的になり、
これが原因で切刃に欠けが発生し易くなるという理由か
らである。また、同じく外側層を構成するκ型Ａｌ2Ｏ3
層の平均層厚を０．１〜５μｍとしたのは、その層厚が
０．１μｍ未満では硬質被覆層に所望の高温硬さを付与
することができないので、切刃の耐摩耗性に所望の向上
効果が得られず、一方その層厚が５μｍを越えると、切
刃に欠けやチッピングが発生し易くなるという理由によ
るものである。
の平均層厚を、０．５〜１０μｍとしたのは、その平均
層厚が０．５μｍ未満では、硬質被覆層に所望の高温強
度を付与することができず、この結果切刃にチッピング
（微小欠け）が発生し易くなり、一方その層厚が１０μ
ｍを越えると、切刃における摩耗進行が局部的になり、
これが原因で切刃に欠けが発生し易くなるという理由か
らである。また、同じく外側層を構成するκ型Ａｌ2Ｏ3
層の平均層厚を０．１〜５μｍとしたのは、その層厚が
０．１μｍ未満では硬質被覆層に所望の高温硬さを付与
することができないので、切刃の耐摩耗性に所望の向上
効果が得られず、一方その層厚が５μｍを越えると、切
刃に欠けやチッピングが発生し易くなるという理由によ
るものである。
【００１６】
【発明の実施の形態】つぎに、この発明の被覆超硬ドリ
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２．３μｍのＣｒ3Ｃ2粉末、
同１．５μｍのＴｉＣ粉末、同１．３μｍのＴａＣ粉
末、同１．２μｍのＮｂＣ粉末、同１．０μｍの（Ｔ
ａ，Ｎｂ）Ｃ［質量比で、ＴａＣ／ＮｂＣ＝５０／５
０］粉末、同１．０μｍの（Ｔｉ，Ｗ）Ｃ［質量比で、
ＴｉＣ／ＷＣ＝７０／３０］粉末、おとび同１．８μｍ
のＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末をそれぞれ表１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、１００ＭＰａ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、６Ｐａ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種の超硬基体形成用丸棒焼結体を形成し、
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、溝形成部の直径×長さがそれぞ
れ６ｍｍ×１３ｍｍ、１０ｍｍ×２２ｍｍ、および２０
ｍｍ×４５ｍｍの寸法をもった超硬基体ａ〜ｌをそれぞ
れ製造した。
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２．３μｍのＣｒ3Ｃ2粉末、
同１．５μｍのＴｉＣ粉末、同１．３μｍのＴａＣ粉
末、同１．２μｍのＮｂＣ粉末、同１．０μｍの（Ｔ
ａ，Ｎｂ）Ｃ［質量比で、ＴａＣ／ＮｂＣ＝５０／５
０］粉末、同１．０μｍの（Ｔｉ，Ｗ）Ｃ［質量比で、
ＴｉＣ／ＷＣ＝７０／３０］粉末、おとび同１．８μｍ
のＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末をそれぞれ表１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、１００ＭＰａ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、６Ｐａ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種の超硬基体形成用丸棒焼結体を形成し、
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、溝形成部の直径×長さがそれぞ
れ６ｍｍ×１３ｍｍ、１０ｍｍ×２２ｍｍ、および２０
ｍｍ×４５ｍｍの寸法をもった超硬基体ａ〜ｌをそれぞ
れ製造した。
【００１７】ついで、これらの超硬基体ａ〜ｌにホーニ
ングを施し、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に例示される通常のアークイオンプレ
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０．５Ｐａ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１０ＰａのＡｒ雰囲気とし、この
状態で超硬基体に−８００ｖのバイアス電圧を印加して
超硬基体表面を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窒素ガスを導入して６Ｐａの反応雰
囲気とすると共に、前記超硬基体に印加するバイアス電
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、もって前記超硬基
体ａ〜ｌのそれぞれの表面に、表２に示される目標組成
（Ｘ値）および目標層厚の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層を硬質被
覆層の内側層として形成し、さらに前記内側層の表面
に、通常の化学蒸着装置を用い、反応ガス組成を、容量
％で、ＡｌＣｌ3：２％、ＣＯ2：３％、Ｈ2Ｓ：０．３
％、ＨＣｌ：１％、Ｈ2：残り、からなる通常の反応ガ
ス組成とし、かつ反応雰囲気圧力も同じく通常の７ＫＰ
ａとするが、反応雰囲気温度は通常の反応雰囲気温度で
ある１０００〜１０５０℃に比して相対的に低い８００
℃とした中温化学蒸着条件で、同じく表２に示される目
標層厚のκ型結晶構造のＡｌ2Ｏ3層を硬質被覆層の外側
層として形成することにより、図１（ａ）に概略正面図
で、同（ｂ）に溝形成部の概略横断面図で示される形状
を有する本発明被覆超硬ドリル１〜１２をそれぞれ製造
した。
ングを施し、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に例示される通常のアークイオンプレ
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０．５Ｐａ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１０ＰａのＡｒ雰囲気とし、この
状態で超硬基体に−８００ｖのバイアス電圧を印加して
超硬基体表面を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窒素ガスを導入して６Ｐａの反応雰
囲気とすると共に、前記超硬基体に印加するバイアス電
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、もって前記超硬基
体ａ〜ｌのそれぞれの表面に、表２に示される目標組成
（Ｘ値）および目標層厚の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層を硬質被
覆層の内側層として形成し、さらに前記内側層の表面
に、通常の化学蒸着装置を用い、反応ガス組成を、容量
％で、ＡｌＣｌ3：２％、ＣＯ2：３％、Ｈ2Ｓ：０．３
％、ＨＣｌ：１％、Ｈ2：残り、からなる通常の反応ガ
ス組成とし、かつ反応雰囲気圧力も同じく通常の７ＫＰ
ａとするが、反応雰囲気温度は通常の反応雰囲気温度で
ある１０００〜１０５０℃に比して相対的に低い８００
℃とした中温化学蒸着条件で、同じく表２に示される目
標層厚のκ型結晶構造のＡｌ2Ｏ3層を硬質被覆層の外側
層として形成することにより、図１（ａ）に概略正面図
で、同（ｂ）に溝形成部の概略横断面図で示される形状
を有する本発明被覆超硬ドリル１〜１２をそれぞれ製造
した。
【００１８】また、比較の目的で、表３に示される通り
上記の中温化学蒸着条件でのκ型結晶構造のＡｌ2Ｏ3層
の形成を行なわない以外は同一の条件で、硬質被覆層が
内側層の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層だけからなる比較被覆超硬
ドリル１〜１２をそれぞれ製造した。
上記の中温化学蒸着条件でのκ型結晶構造のＡｌ2Ｏ3層
の形成を行なわない以外は同一の条件で、硬質被覆層が
内側層の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層だけからなる比較被覆超硬
ドリル１〜１２をそれぞれ製造した。
【００１９】なお、本発明被覆超硬ドリル１〜１２およ
び比較被覆超硬ドリル１〜１２の硬質被覆層について、
その構成層のそれぞれの厚さ方向中央部の組成をオージ
ェ分光分析装置を用いて測定すると共に、その厚さを、
走査型電子顕微鏡を用いて断面測定したところ、いずれ
も目標組成および目標層厚と実質的に同じ値を示した。
び比較被覆超硬ドリル１〜１２の硬質被覆層について、
その構成層のそれぞれの厚さ方向中央部の組成をオージ
ェ分光分析装置を用いて測定すると共に、その厚さを、
走査型電子顕微鏡を用いて断面測定したところ、いずれ
も目標組成および目標層厚と実質的に同じ値を示した。
【００２０】つぎに、上記本発明被覆超硬ドリル１〜１
２および比較被覆超硬ドリル１〜１２のうち、本発明被
覆超硬ドリル１〜４および比較被覆超硬ドリル１〜４に
ついては、 被削材：１００ｍｍ×２５０の平面寸法、５０ｍｍの厚
さを有するＪＩＳ・ＳＣＭ４４０の板材、 回転速度：１０００ｒ．ｐ．ｍ．、 送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ、 の条件での合金鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験（水溶
性切削油使用）、本発明被覆超硬ドリル５〜８および比
較被覆超硬ドリル５〜８については、 被削材：１００ｍｍ×２５０の平面寸法、５０ｍｍの厚
さを有するＪＩＳ・ＦＣ２００の板材、 回転速度：７５００ｒ．ｐ．ｍ．、 送り：０．３０ｍｍ／ｒｅｖ、 の条件での鋳鉄の湿式高速穴あけ切削加工試験（水溶性
切削油使用）、本発明被覆超硬ドリル９〜１２および比
較被覆超硬ドリル９〜１２については、 被削材：１００ｍｍ×２５０の平面寸法、５０ｍｍの厚
さを有するＪＩＳ・ＳＣＭ４４０の板材、 回転速度：３５００ｒ．ｐ．ｍ．、 送り：０．３５ｍｍ／ｒｅｖ、 の条件での合金鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験（水溶
性切削油使用）、をそれぞれ行い、いずれの湿式高速穴
あけ切削加工試験でも先端切刃面の逃げ面摩耗幅が０．
３ｍｍに至るまでの穴あけ加工数を測定した。この測定
結果を表２、３にそれぞれ示した。
２および比較被覆超硬ドリル１〜１２のうち、本発明被
覆超硬ドリル１〜４および比較被覆超硬ドリル１〜４に
ついては、 被削材：１００ｍｍ×２５０の平面寸法、５０ｍｍの厚
さを有するＪＩＳ・ＳＣＭ４４０の板材、 回転速度：１０００ｒ．ｐ．ｍ．、 送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ、 の条件での合金鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験（水溶
性切削油使用）、本発明被覆超硬ドリル５〜８および比
較被覆超硬ドリル５〜８については、 被削材：１００ｍｍ×２５０の平面寸法、５０ｍｍの厚
さを有するＪＩＳ・ＦＣ２００の板材、 回転速度：７５００ｒ．ｐ．ｍ．、 送り：０．３０ｍｍ／ｒｅｖ、 の条件での鋳鉄の湿式高速穴あけ切削加工試験（水溶性
切削油使用）、本発明被覆超硬ドリル９〜１２および比
較被覆超硬ドリル９〜１２については、 被削材：１００ｍｍ×２５０の平面寸法、５０ｍｍの厚
さを有するＪＩＳ・ＳＣＭ４４０の板材、 回転速度：３５００ｒ．ｐ．ｍ．、 送り：０．３５ｍｍ／ｒｅｖ、 の条件での合金鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験（水溶
性切削油使用）、をそれぞれ行い、いずれの湿式高速穴
あけ切削加工試験でも先端切刃面の逃げ面摩耗幅が０．
３ｍｍに至るまでの穴あけ加工数を測定した。この測定
結果を表２、３にそれぞれ示した。
【００２１】
【表１】
【００２２】
【表２】
【００２３】
【表３】
【００２４】
【発明の効果】表１〜３に示される結果から、本発明被
覆超硬ドリル１〜１２は、いずれもすぐれた高温強度お
よび高温硬さを有することから、鋼や鋳鉄の穴あけ切削
加工を高い発熱を伴う高速で行っても、切刃に偏摩耗の
発生なく、すぐれた耐摩耗性を発揮するのに対して、硬
質被覆層が（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層だけからなる、すなわち
中温化学蒸着条件でのκ型結晶構造のＡｌ2Ｏ3層の形成
のない比較被覆超硬ドリル１〜１２においては、高温硬
さ不足が原因で摩耗進行がきわめて速く、比較的短時間
で使用寿命に至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ドリルは、各種の鋼や鋳鉄などの通
常の条件での穴あけ切削加工は勿論のこと、特に高速穴
あけ切削加工においてもすぐれた耐摩耗性を発揮するも
のであるから、穴あけ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できるものであ
る。
覆超硬ドリル１〜１２は、いずれもすぐれた高温強度お
よび高温硬さを有することから、鋼や鋳鉄の穴あけ切削
加工を高い発熱を伴う高速で行っても、切刃に偏摩耗の
発生なく、すぐれた耐摩耗性を発揮するのに対して、硬
質被覆層が（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層だけからなる、すなわち
中温化学蒸着条件でのκ型結晶構造のＡｌ2Ｏ3層の形成
のない比較被覆超硬ドリル１〜１２においては、高温硬
さ不足が原因で摩耗進行がきわめて速く、比較的短時間
で使用寿命に至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ドリルは、各種の鋼や鋳鉄などの通
常の条件での穴あけ切削加工は勿論のこと、特に高速穴
あけ切削加工においてもすぐれた耐摩耗性を発揮するも
のであるから、穴あけ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できるものであ
る。
【図１】（ａ）は被覆超硬ドリルの概略正面図、（ｂ）
は同溝形成部の概略横断面図である。
は同溝形成部の概略横断面図である。
【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） Ｃ２３Ｃ 16/40 Ｃ２３Ｃ 16/40 (72)発明者 植田 稔晃 埼玉県大宮市北袋町１−297 三菱マテリ アル株式会社総合研究所内 (72)発明者 大鹿 高歳 埼玉県大宮市北袋町１−297 三菱マテリ アル株式会社総合研究所内 Ｆターム(参考） 3C037 CC02 CC09 3C046 FF03 FF10 FF11 FF17 FF22 FF25 FF32 FF52 4K029 AA04 AA29 BA58 BD05 CA03 DD06 EA01 4K030 AA03 AA14 AA17 BA02 BA43 CA03 FA10 HA04 JA01 LA22
Claims (2)
- 【請求項１】 質量％で、 Ｃｏ：５〜１５％、 炭化クロム：０．１〜２％、 炭化タングステン：残り、 からなる配合組成を有する圧粉体の焼結体で構成された
炭化タングステン基超硬合金基体の表面に、 （ａ）内側層として、０．５〜１０μｍの平均層厚を有
し、かつ物理蒸着法で形成された、組成式：（Ｔｉ1-X
ＡｌX）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．２〜０．６を
示す）を有するＴｉとＡｌの複合窒化物層と、 （ｂ）外側層として、０．１〜５μｍの平均層厚を有
し、かつ中温化学蒸着法で形成された、κ型結晶構造の
酸化アルミニウム層、以上（ａ）および（ｂ）で構成さ
れた硬質被覆層を形成してなる、高速切削ですぐれた耐
摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削ドリル。 - 【請求項２】 質量％で、 Ｃｏ：５〜１５％、 炭化クロム：０．１〜２％、 炭化チタン、炭化ニオブ、炭化タンタル、ＮｂとＴａの
複合炭化物、およびＴｉとＷの複合炭化物のうちの１種
又は２種以上：５〜２５％、 炭化タングステン：残り、 からなる配合組成を有する圧粉体の焼結体で構成された
炭化タングステン基超硬合金基体の表面に、 （ａ）内側層として、０．５〜１０μｍの平均層厚を有
し、かつ物理蒸着法で形成された、組成式：（Ｔｉ1-X
ＡｌX）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．２〜０．６を
示す）を有するＴｉとＡｌの複合窒化物層と、 （ｂ）外側層として、０．１〜５μｍの平均層厚を有
し、かつ中温化学蒸着法で形成された、κ型結晶構造の
酸化アルミニウム層、以上（ａ）および（ｂ）で構成さ
れた硬質被覆層を形成してなる、高速切削ですぐれた耐
摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削ドリル。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000390038A JP2002187008A (ja) | 2000-12-22 | 2000-12-22 | 高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削ドリル |
| DE10115390A DE10115390A1 (de) | 2000-12-22 | 2001-03-29 | Beschichtetes Schneidwerkzeug |
| US09/820,838 US6565957B2 (en) | 2000-12-22 | 2001-03-30 | Coated cutting tool |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000390038A JP2002187008A (ja) | 2000-12-22 | 2000-12-22 | 高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削ドリル |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002187008A true JP2002187008A (ja) | 2002-07-02 |
Family
ID=18856477
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000390038A Pending JP2002187008A (ja) | 2000-12-22 | 2000-12-22 | 高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削ドリル |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2002187008A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005213651A (ja) * | 2004-01-26 | 2005-08-11 | Sandvik Ab | 超硬合金工具及びそれらの超硬合金 |
| JP2009190091A (ja) * | 2008-02-12 | 2009-08-27 | Kyocera Corp | 切削工具 |
| GB2500443A (en) * | 2012-03-21 | 2013-09-25 | Zaklad Mekh Masz Bukpol Lagodzinski Sp J | Guide rail for deep drilling and method of manufacture |
-
2000
- 2000-12-22 JP JP2000390038A patent/JP2002187008A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005213651A (ja) * | 2004-01-26 | 2005-08-11 | Sandvik Ab | 超硬合金工具及びそれらの超硬合金 |
| JP2009190091A (ja) * | 2008-02-12 | 2009-08-27 | Kyocera Corp | 切削工具 |
| GB2500443A (en) * | 2012-03-21 | 2013-09-25 | Zaklad Mekh Masz Bukpol Lagodzinski Sp J | Guide rail for deep drilling and method of manufacture |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3873276B2 (ja) | 高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 | |
| JP2007152544A (ja) | 高硬度鋼の高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製切削工具 | |
| JP2007136655A (ja) | 高硬度鋼の高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製切削工具 | |
| JP4678589B2 (ja) | 合金鋼の高速歯切加工で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製歯切工具 | |
| JP2002187008A (ja) | 高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削ドリル | |
| JP2002187004A (ja) | 高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製エンドミル | |
| JP2007136654A (ja) | 高硬度鋼の重切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製切削工具 | |
| JP2927098B2 (ja) | 物理蒸着硬質層被覆ドリルおよびその製造法 | |
| JP2002254228A (ja) | 高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製ドリル | |
| JP2002187005A (ja) | 高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製スローアウエイチップ | |
| JP2000246507A (ja) | 硬質被覆層がすぐれた高温熱伝導性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 | |
| JP2001162411A (ja) | すぐれた耐摩耗性と耐チッピング性を具備した表面被覆超硬合金製切削工具 | |
| JP7170965B2 (ja) | 超硬合金及び被覆超硬合金 | |
| JP3858256B2 (ja) | 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 | |
| JP3368794B2 (ja) | 硬質被覆層がすぐれた耐欠損性を有する表面被覆サーメット製スローアウエイ型切削チップ | |
| JP2002273615A (ja) | 高速切削加工で切刃部がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆炭窒化チタン系サーメット製エンドミル | |
| JP4748445B2 (ja) | 高硬度鋼の断続切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製切削工具 | |
| JP2002254229A (ja) | 高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製ドリル | |
| JP3899500B2 (ja) | 高熱発生切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬材料製切削工具 | |
| JP4510323B2 (ja) | 高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削ドリル | |
| JP3899501B2 (ja) | 高熱発生切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬材料製切削工具 | |
| JP3543768B2 (ja) | 硬質被覆層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歯切工具 | |
| JP2002361516A (ja) | 高速重切削加工で積層被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆炭化タングステン基超硬合金製エンドミル | |
| JP4883474B2 (ja) | 高硬度鋼の高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製切削工具 | |
| JP2005288639A (ja) | 難削材の高速断続切削で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆サーメット製切削工具 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20060331 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Effective date: 20071102 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20071108 |
|
| A521 | Written amendment |
Effective date: 20071122 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20080605 |