JP2003311507A - 高速重切削条件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超硬合金製切削工具 - Google Patents
高速重切削条件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超硬合金製切削工具Info
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 高速重切削条件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超硬合金製切削工具を提
供する。 【解決手段】 ＷＣ基超硬合金基体または炭窒化チタン
系サーメット基体の表面に、ＴｉとＡｌとＹの複合窒化
物層からなる硬質被覆層を１〜１５μｍの全体平均層厚
で物理蒸着してなる硬質被覆層を、層厚方向にそって、
Ａｌ成分最高含有点（以下Ｐ点）とＡｌ成分最低含有点
（以下Ｑ点）とが所定間隔をおいて交互に繰り返し存在
し、かつ前記Ｐ点からＱ点、前記Ｑ点から前記Ｐ点へＡ
ｌ成分含有量が連続的に変化する成分濃度分布構造を有
し、さらに、上記Ｐ点が、組成式：（Ｔｉ1-(X+Z)Ａｌ
X ＹZ）Ｎ、前記Ｑ点が、組成式：（Ｔｉ1-(X+Z)ＡｌX
ＹZ）Ｎを満足し、かつ隣り合う上記Ｐ点とＱ点の間隔
が、０．０１〜０．１μmである硬質被覆層で構成す
る。
ッピング性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具を提
供する。 【解決手段】 ＷＣ基超硬合金基体または炭窒化チタン
系サーメット基体の表面に、ＴｉとＡｌとＹの複合窒化
物層からなる硬質被覆層を１〜１５μｍの全体平均層厚
で物理蒸着してなる硬質被覆層を、層厚方向にそって、
Ａｌ成分最高含有点（以下Ｐ点）とＡｌ成分最低含有点
（以下Ｑ点）とが所定間隔をおいて交互に繰り返し存在
し、かつ前記Ｐ点からＱ点、前記Ｑ点から前記Ｐ点へＡ
ｌ成分含有量が連続的に変化する成分濃度分布構造を有
し、さらに、上記Ｐ点が、組成式：（Ｔｉ1-(X+Z)Ａｌ
X ＹZ）Ｎ、前記Ｑ点が、組成式：（Ｔｉ1-(X+Z)ＡｌX
ＹZ）Ｎを満足し、かつ隣り合う上記Ｐ点とＱ点の間隔
が、０．０１〜０．１μmである硬質被覆層で構成す
る。
Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、硬質被覆層が高
強度と高靭性を有し、かつ高温硬さと耐熱性にもすぐ
れ、したがって特に各種の鋼や鋳鉄などの高速切削加工
を、高い機械的衝撃を伴う高切り込みや高送りなどの重
切削条件で行なった場合にも、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超硬合金製切削工具
（以下、被覆超硬工具という）に関するものである。 【０００２】 【従来の技術】一般に、被覆超硬工具には、各種の鋼や
鋳鉄などの被削材の旋削加工や平削り加工にバイトの先
端部に着脱自在に取り付けて用いられるスローアウエイ
チップ、穴あけ切削加工などに用いられるドリルやミニ
チュアドリル、さらに面削加工や溝加工、肩加工などに
用いられるソリッドタイプのエンドミルなどがあり、ま
た前記スローアウエイチップを着脱自在に取り付けて前
記ソリッドタイプのエンドミルと同様に切削加工を行う
スローアウエイエンドミル工具などが知られている。 【０００３】また、被覆超硬工具として、炭化タングス
テン（以下、ＷＣで示す）基超硬合金または炭窒化チタ
ン（以下、ＴｉＣＮで示す）基サーメットからなる基体
（以下、これらを総称して超硬基体と云う）の表面に、
組成式：（Ｔｉ1-(X+Z)ＡｌX ＹZ）Ｎ（ただし、原子比
で、Ｘは０．４０〜０．６５、Ｚ：０．０５〜０．１を
示す）を満足するＴｉとＡｌとＹの複合窒化物［以下、
（Ｔｉ，Ａｌ，Ｙ）Ｎで示す］層からなる硬質被覆層を
１〜１５μｍの平均層厚で物理蒸着してなる被覆超硬工
具が提案され、かかる被覆超硬工具が、硬質被覆層を構
成する前記（Ｔｉ，Ａｌ，Ｙ）Ｎ層が高温硬さと耐熱性
（高温特性）、さらに強度と靭性を有することから、各
種の鋼や鋳鉄などの連続切削や断続切削加工に用いられ
ることも知られている。 【０００４】さらに、上記の被覆超硬工具が、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に上記の超硬基体を装入
し、ヒータで装置内を、例えば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
−Ｙ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
て、例えば２Ｐａの反応雰囲気とし、一方上記超硬基体
には、例えば−１００Ｖのバイアス電圧を印加した条件
で、前記超硬合金基体の表面に、上記（Ｔｉ，Ａｌ，
Ｙ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着することにより製造
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】近年の切削加工装置の
高性能化はめざましく、一方で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、切削加工は高速化の傾向を強め、かつ高切り込
みや高送りなどの重切削条件での切削加工を余儀なくさ
れる傾向にあるが、上記の従来被覆超硬工具において
は、これを通常の切削加工条件で用いた場合には問題は
ないが、切削加工を高速で、かつ高い機械的衝撃を伴う
高切り込みや高送りなどの重切削条件で行なった場合に
は、特に硬質被覆層の強度および靭性不足が原因でチッ
ピング（微小割れ）が発生し易く、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、本発明者等は、
上述のような観点から、特に高速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被覆超硬工具を
開発すべく、上記の従来被覆超硬工具を構成する硬質被
覆層に着目し、研究を行った結果、（ａ）上記の図２に
示されるアークイオンプレーティング装置を用いて形成
された従来被覆超硬工具を構成する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｙ）
Ｎ層は、層厚全体に亘って実質的に均一な組成を有し、
したがって均質な高温硬さと耐熱性、さらに強度と靭性
を有するが、例えば図１（ａ）に概略平面図で、同
（ｂ）に概略正面図で示される構造のアークイオンプレ
ーティング装置、すなわち装置中央部に超硬基体装着用
回転テーブルを設け、前記回転テーブルを挟んで、一方
側にＡｌ成分最高含有点形成用Ｔｉ−Ａｌ−Ｙ合金、他
方側にＡｌ成分最低含有点形成用Ｔｉ−Ａｌ−Ｙ合金を
いずれもカソード電極（蒸発源）として対向配置したア
ークイオンプレーティング装置を用い、この装置の前記
回転テーブルの外周部に沿って複数の超硬基体をリング
状に装着し、この状態で装置内雰囲気を窒素雰囲気とし
て前記回転テーブルを回転させると共に、蒸着形成され
る硬質被覆層の層厚均一化を図る目的で超硬基体自体も
自転させながら、前記の両側のカソード電極（蒸発源）
とアノード電極との間にアーク放電を発生させて、前記
超硬基体の表面に（Ｔｉ，Ａｌ，Ｙ）Ｎ層を形成する
と、この結果の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｙ）Ｎ層においては、回
転テーブル上にリング状に配置された前記超硬基体が上
記の一方側のＴｉ−Ａｌ−Ｙ合金のカソード電極（蒸発
源）に最も接近した時点で層中にＡｌ成分最高含有点が
形成され、また前記超硬基体が上記の他方側のＴｉ−Ａ
ｌ−Ｙ合金のカソード電極に最も接近した時点で層中に
Ａｌ成分最低含有点が形成され、上記回転テーブルの回
転によって層中には層厚方向にそって前記Ａｌ成分最高
含有点とＡｌ成分最低含有点が所定間隔をもって交互に
繰り返し現れると共に、前記Ａｌ成分最高含有点から前
記Ａｌ成分最低含有点、前記Ａｌ最低含有点から前記Ａ
ｌ成分最低含有点へＡｌ成分含有量が連続的に変化する
成分濃度分布構造をもつようになること。 【０００７】（ｂ）上記（ａ）の繰り返し連続変化成分
濃度分布構造の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｙ）Ｎ層において、対向
配置の一方側のカソード電極（蒸発源）であるＴｉ−Ａ
ｌ−Ｙ合金におけるＡｌおよびＹ含有量を上記の従来
（Ｔｉ，Ａｌ，Ｙ）Ｎ層形成用Ｔｉ−Ａｌ−Ｙ合金のＡ
ｌおよびＹ含有量に相当するものとし、同他方側のカソ
ード電極（蒸発源）であるＴｉ−Ａｌ−Ｙ合金における
Ａｌ含有量を上記の従来Ｔｉ−Ａｌ−Ｙ合金のＡｌ含有
量に比して相対的に低いものとすると共に、超硬基体が
装着されている回転テーブルの回転速度を制御して、上
記Ａｌ成分最高含有点が、組成式：（Ｔｉ1-(X+Z)Ａｌ
X ＹZ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．４０〜０．６
５、Ｚ：０．００５〜０．１を示す）、上記Ａｌ成分最
低含有点が、組成式：（Ｔｉ1-(X+Z)ＡｌX ＹZ）Ｎ（た
だし、原子比で、Ｘは０．０５〜０．３５、Ｚ：０．０
０５〜０．１を示す）、を満足し、かつ隣り合う上記Ａ
ｌ成分最高含有点とＡｌ成分最低含有点の厚さ方向の間
隔を０．０１〜０．１μmとすると、上記Ａｌ成分最高
含有点部分では、上記の従来（Ｔｉ，Ａｌ，Ｙ）Ｎ層の
もつ高温硬さと耐熱性に相当する高温硬さと耐熱性（高
温特性）を示し、一方上記Ａｌ成分最低含有点部分で
は、前記Ａｌ成分最高含有点部分に比してＡｌ含有量が
低く、相対的にＴｉ含有量の高いものとなるので、一段
と高い強度と靭性が確保され、かつこれらＡｌ成分最高
含有点とＡｌ成分最低含有点の間隔をきわめて小さくし
たことから、層全体の特性として高温特性を保持した状
態で一段とすぐれた強度と靭性を具備するようになり、
したがって、硬質被覆層がかかる構成の（Ｔｉ，Ａｌ，
Ｙ）Ｎ層からなる被覆超硬工具は、特に各種の鋼や鋳鉄
などの切削加工を、高速で、かつ高い機械的衝撃を伴う
高切り込みや高送りなどの重切削条件で行なった場合に
も、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮するよ
うになること。以上（ａ）および（ｂ）に示される研究
結果を得たのである。 【０００８】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、超硬基体の表面に、（Ｔｉ，Ａ
ｌ，Ｙ）Ｎ層からなる硬質被覆層を１〜１５μｍの全体
平均層厚で物理蒸着してなる被覆超硬工具において、上
記硬質被覆層が、層厚方向にそって、Ａｌ成分最高含有
点とＡｌ成分最低含有点とが所定間隔をおいて交互に繰
り返し存在し、かつ前記Ａｌ成分最高含有点から前記Ａ
ｌ成分最低含有点、前記Ａｌ成分最低含有点から前記Ａ
ｌ成分最高含有点へＡｌ成分含有量が連続的に変化する
成分濃度分布構造を有し、さらに、上記Ａｌ成分最高含
有点が、組成式：（Ｔｉ1-(X+Y)ＡｌX ＹZ）Ｎ（ただ
し、原子比で、Ｘは０．４０〜０．６５、Ｙ：０．００
５〜０．１を示す）、上記Ａｌ成分最低含有点が、組成
式：（Ｔｉ1-(X+Z)ＡｌX ＹZ）Ｎ（ただし、原子比で、
Ｘは０．０５〜０．３５、Ｚ：０．００５〜０．１を示
す）、を満足し、かつ隣り合う上記Ａｌ成分最高含有点
とＡｌ成分最低含有点の間隔が、０．０１〜０．１μm
である、高速重切削条件で硬質被覆層がすぐれた耐チッ
ピング性を発揮する被覆超硬工具に特徴を有するもので
ある。 【０００９】つぎに、この発明の被覆超硬工具におい
て、これを構成する硬質被覆層の構成を上記の通りに限
定した理由を説明する。 （ａ）Ａｌ成分最高含有点の組成 Ａｌ成分最高含有点の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｙ）ＮにおけるＴ
ｉ成分は強度および高靭性を向上させ、同Ａｌ成分は高
温硬さおよび耐熱性（高温特性）を向上させ、さらに同
Ｙ成分は一段と高温硬さを向上させる作用があり、した
がってＡｌおよびＹ成分の含有割合が高くなればなるほ
ど高温特性は向上し、高熱発生を伴う高速切削に適合し
たものになるが、Ａｌの含有割合を示すＸ値がＴｉとＹ
の合量に占める割合（原子比）で０．６５を越えても、
またＹの含有割合を示すＺ値が同０．１を越えても、高
強度および高靭性を有するＡｌ成分最低含有点が隣接し
て存在しても層自体の強度および靭性の低下は避けられ
ず、この結果チッピングなどが発生し易くなり、一方同
Ｘ値が同０．４０未満でも、また同Ｚ値が０．００５未
満でも前記高温特性に所望の向上効果が得られないこと
から、Ｘ値を０．４０〜０．６５、Ｚ値を０．００５〜
０．１と定めた。 【００１０】（ｂ）Ａｌ成分最低含有点の組成 上記の通りＡｌ成分最高含有点は相対的にすぐれた高温
特性を有するが、反面相対的に強度および靭性が不十分
であるため、このＡｌ成分最高含有点の強度および靭性
不足を補う目的で、Ｔｉ含有割合が高く、一方Ａｌ含有
量が低く、これによって高強度および高靭性を有するよ
うになるＡｌ成分最低含有点を厚さ方向に交互に介在さ
せるものであり、したがってＡｌの割合を示すＸ値がＴ
ｉおよびＹ成分との合量に占める割合（原子比）で０．
３５を越えると、所望のすぐれた強度および靭性を確保
することができず、一方同Ｘ値が０．０５未満になる
と、Ａｌ成分最低含有点に所望の高温特性を具備せしめ
ることができなくなることから、Ａｌ成分最低含有点で
のＡｌの割合を示すＸ値を０．０５〜０．３５と定め
た。Ａｌ成分最低含有点におけるＹ成分も、上記の通り
Ａｌ成分との共存で高温硬さを向上させ、高熱発生を伴
う高速切削に適応させる目的で含有するものであり、し
たがってＺ値が０．００５未満では所望の高温硬さ向上
効果が得られず、一方Ｚ値が０．１を越えるとＡｌ成分
最低含有点での強度および靭性に低下傾向が現れるよう
になり、所望の耐チッピング性向上が困難になることか
ら、Ｚ値を０．００５〜０．１と定めた。 【００１１】（ｃ）Ａｌ成分最高含有点とＡｌ成分最低
含有点間の間隔 その間隔が０．０１μm未満ではそれぞれの点を上記の
組成で明確に形成することが困難であり、この結果層に
所望の高温特性と強度および靭性を確保することができ
なくなり、またその間隔が０．１μmを越えるとそれぞ
れの点がもつ欠点、すなわちＡｌ成分最高含有点であれ
ば強度および靭性不足、Ａｌ成分最低含有点であれば高
温特性不足が層内に局部的に現れ、これが原因でチッピ
ングが発生し易くなったり、摩耗進行が促進されるよう
になることから、その間隔を０．０１〜０．１μmと定
めた。 【００１２】（ｄ）硬質被覆層の全体平均層厚 その層厚が１μｍ未満では、所望の耐摩耗性を確保する
ことができず、一方その平均層厚が１５μｍを越える
と、チッピングが発生し易くなることから、その平均層
厚を１〜１５μｍと定めた。 【００１３】 【発明の実施の形態】つぎに、この発明の被覆超硬工具
を実施例により具体的に説明する。 （実施例１）原料粉末として、いずれも１〜３μｍの平
均粒径を有するＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＶＣ粉末、Ｔａ
Ｃ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ3 Ｃ2 粉末、およびＣｏ粉末
を用意し、これら原料粉末を、表１に示される配合組成
に配合し、ボールミルで７２時間湿式混合し、乾燥した
後、１００ＭＰａ の圧力で圧粉体にプレス成形し、こ
の圧粉体を６Ｐａの真空中、温度：１４００℃に１時間
保持の条件で焼結し、焼結後、切刃部分にＲ：０．０３
のホーニング加工を施してＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０
４０８のチップ形状をもったＷＣ基超硬合金製の超硬基
体Ａ１〜Ａ１０を形成した。 【００１４】また、原料粉末として、いずれも０．５〜
２μｍの平均粒径を有するＴｉＣＮ（重量比でＴｉＣ／
ＴｉＮ＝５０／５０）粉末、Ｍｏ2 Ｃ粉末、ＺｒＣ粉
末、ＮｂＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、お
よびＮｉ粉末を用意し、これら原料粉末を、表２に示さ
れる配合組成に配合し、ボールミルで２４時間湿式混合
し、乾燥した後、１００ＭＰａの圧力で圧粉体にプレス
成形し、この圧粉体を２ｋＰａの窒素雰囲気中、温度：
１５００℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、切刃
部分にＲ：０．０３のホーニング加工を施してＩＳＯ規
格・ＣＮＭＧ１２０４０８のチップ形状をもったＴｉＣ
Ｎ系サーメット製の超硬基体Ｂ１〜Ｂ６を形成した。 【００１５】ついで、上記の超硬基体Ａ１〜Ａ１０およ
びＢ１〜Ｂ６のそれぞれを、アセトン中で超音波洗浄
し、乾燥した状態で、図１に示されるアークイオンプレ
ーティング装置内の回転テーブル上に外周部にそって装
着し、一方側のカソード電極（蒸発源）として、種々の
成分組成をもったＡｌ成分最高含有点形成用Ｔｉ−Ａｌ
−Ｙ合金、他方側のカソード電極（蒸発源）としてＡｌ
成分最低含有点形成用Ｔｉ−Ａｌ−Ｙ合金を前記回転テ
ーブルを挟んで対向配置し、またボンバート洗浄用金属
Ｔｉも装着し、まず、装置内を排気して０．５Ｐａ以下
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、前記回転テーブル上で自転しながら回転す
る超硬基体に−１０００Ｖの直流バイアス電圧を印加
し、かつカソード電極の前記金属Ｔｉとアノード電極と
の間に１００Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、
もって超硬基体表面をＴｉ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２Ｐａの反応
雰囲気とすると共に、前記回転テーブル上で自転しなが
ら回転する超硬基体に−１００Ｖの直流バイアス電圧を
印加し、かつそれぞれのカソード電極(前記Ａｌ成分最
高含有点形成用Ｔｉ−Ａｌ−Ｙ合金およびＡｌ成分最低
含有点形成用Ｔｉ−Ａｌ−Ｙ合金)とアノード電極との
間に１００Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、も
って前記超硬基体の表面に、層厚方向に沿って表３，４
に示される目標組成のＡｌ成分最高含有点とＡｌ成分最
低含有点とが交互に同じく表３，４に示される目標間隔
で繰り返し存在し、かつ前記Ａｌ成分最高含有点から前
記Ａｌ成分最低含有点、前記Ａｌ成分最低含有点から前
記Ａｌ成分最高含有点へＡｌ成分含有量が連続的に変化
する成分濃度分布構造を有し、かつ同じく表３，４に示
される目標全体層厚の硬質被覆層を蒸着することによ
り、本発明被覆超硬工具としての本発明表面被覆超硬合
金製スローアウエイチップ（以下、本発明被覆超硬チッ
プと云う）１〜１６をそれぞれ製造した。 【００１６】また、比較の目的で、これら超硬基体Ａ１
〜Ａ１０およびＢ１〜Ｂ６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に示される通常のア
ークイオンプレーティング装置に装入し、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−
Ｙ合金を装着し、またボンバート洗浄用金属Ｔｉも装着
し、まず、装置内を排気して０．５Ｐａ以下の真空に保
持しながら、ヒーターで装置内を５００℃に加熱した
後、前記超硬基体に−１０００Ｖの直流バイアス電圧を
印加し、カソード電極の前記金属Ｔｉとアノード電極と
の間に１００Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、
もって超硬基体表面をＴｉ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２Ｐａ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−１００Ｖ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Ａ１〜Ａ１０およびＢ１〜Ｂ６のそれぞれの表面
に、表５，６に示される目標組成および目標層厚を有
し、かつ層厚方向に沿って実質的に組成変化のない（Ｔ
ｉ，Ａｌ，Ｙ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着すること
により、従来被覆超硬工具としての従来表面被覆超硬合
金製スローアウエイチップ（以下、従来被覆超硬チップ
と云う）１〜１６をそれぞれ製造した。 【００１７】つぎに、上記本発明被覆超硬チップ１〜１
６および従来被覆超硬チップ１〜１６について、これを
工具鋼製バイトの先端部に固定治具にてネジ止めした状
態で、 被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０の丸棒、 切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ．、 切り込み：６ｍｍ、 送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：５分、 の条件での合金鋼の乾式連続高速高切り込み切削加工試
験、 被削材：ＪＩＳ・Ｓ４５Ｃの長さ方向等間隔４本縦溝入
り丸棒、 切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ．、 切り込み：２．５ｍｍ、 送り：０．８ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：１０分、 の条件での炭素鋼の乾式断続高速高送り切削加工試験、
さらに、 被削材：ＪＩＳ・ＦＣ３００の丸棒、 切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ．、 切り込み：６ｍｍ、 送り：０．３５ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：５分、 の条件での鋳鉄の乾式連続高速高切り込み切削加工試験
を行い、いずれの切削加工試験でも切刃の逃げ面摩耗幅
を測定した。この測定結果を表７に示した。 【００１８】 【表１】 【００１９】 【表２】【００２０】 【表３】 【００２１】 【表４】 【００２２】 【表５】【００２３】 【表６】 【００２４】 【表７】【００２５】（実施例２）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２．３μ
ｍのＣｒ3Ｃ2粉末、同１．５μｍのＶＣ粉末、同１．０
μｍの（Ｔｉ，Ｗ）Ｃ粉末、および同１．８μｍのＣｏ
粉末を用意し、これら原料粉末をそれぞれ表８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、１０
０ＭＰａ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８に示され
る組合せで、切刃部の直径×長さがそれぞれ６ｍｍ×１
３ｍｍ、１０ｍｍ×２２ｍｍ、および２０ｍｍ×４５ｍ
ｍの寸法を有し、かついずれもねじれ角：３０度の４枚
刃スクエア形状をもった超硬基体（エンドミル）Ｃ−１
〜Ｃ−８をそれぞれ製造した。 【００２６】ついで、これらの超硬基体（エンドミル）
Ｃ−１〜Ｃ−８を、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥し
た状態で、同じく図１に示されるアークイオンプレーテ
ィング装置に装入し、上記実施例１と同一の条件で、層
厚方向に沿って表９に示される目標組成のＡｌ成分最高
含有点とＡｌ成分最低含有点とが交互に同じく表９に示
される目標間隔で繰り返し存在し、かつ前記Ａｌ成分最
高含有点から前記Ａｌ成分最低含有点、前記Ａｌ成分最
低含有点から前記Ａｌ成分最高含有点へＡｌ成分含有量
が連続的に変化する成分濃度分布構造を有し、かつ同じ
く表９に示される目標全体層厚の硬質被覆層を蒸着する
ことにより、本発明被覆超硬工具としての本発明表面被
覆超硬合金製エンドミル（以下、本発明被覆超硬エンド
ミルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。 【００２７】また、比較の目的で、上記の超硬基体（エ
ンドミル）Ｃ−１〜Ｃ−８を、アセトン中で超音波洗浄
し、乾燥した状態で、同じく図２に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、上記実施例１と
同一の条件で、表１０に示される目標組成および目標層
厚を有し、かつ層厚方向に沿って実質的に組成変化のな
い（Ｔｉ，Ａｌ，Ｙ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着す
ることにより、従来被覆超硬工具としての従来表面被覆
超硬合金製エンドミル（以下、従来被覆超硬エンドミル
と云う）１〜８をそれぞれ製造した。 【００２８】つぎに、上記本発明被覆超硬エンドミル１
〜８および従来被覆超硬エンドミル１〜８のうち、本発
明被覆超硬エンドミル１〜３および従来被覆超硬エンド
ミル１〜３については、 被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５
０ｍｍのＪＩＳ・ＳＫＤ１１の板材、 切削速度：１２０ｍ／ｍｉｎ．、 溝深さ（切り込み）：９ｍｍ、 テーブル送り：１２８０ｍｍ／分、 の条件での工具鋼の乾式高速高切り込み溝切削加工試
験、本発明被覆超硬エンドミル４〜６および従来被覆超
硬エンドミル４〜６については、 被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５
０ｍｍのＪＩＳ・ＳＵＳ３０４の板材、 切削速度：１２０ｍ／ｍｉｎ．、 溝深さ（切り込み）：１５ｍｍ、 テーブル送り：７６０ｍｍ／分、 の条件でのステンレス鋼の乾式高速高切り込み溝切削加
工試験、本発明被覆超硬エンドミル７，８および従来被
覆超硬エンドミル７，８については、 被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５
０ｍｍのＪＩＳ・ＳＮＣＭ４３９の板材、 切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ．、 溝深さ（切り込み）：１０ｍｍ、 テーブル送り：４８０ｍｍ／分、 の条件での合金鋼の乾式高速高送り溝切削加工試験をそ
れぞれ行い、いずれの溝切削加工試験でも切刃部の外周
刃の逃げ面摩耗幅が使用寿命の目安とされる０．１ｍｍ
に至るまでの切削溝長を測定した。この測定結果を表
９、１０にそれぞれ示した。 【００２９】 【表８】 【００３０】 【表９】 【００３１】 【表１０】【００３２】（実施例３）上記の実施例２で製造した直
径が８ｍｍ（超硬基体Ｃ−１〜Ｃ−３形成用）、１３ｍ
ｍ（超硬基体Ｃ−４〜Ｃ−６形成用）、および２６ｍｍ
（超硬基体Ｃ−７、Ｃ−８形成用）の３種の丸棒焼結体
を用い、この３種の丸棒焼結体から、研削加工にて、溝
形成部の直径×長さがそれぞれ４ｍｍ×１３ｍｍ（超硬
基体Ｄ−１〜Ｄ−３）、８ｍｍ×２２ｍｍ（超硬基体Ｄ
−４〜Ｄ−６）、および１６ｍｍ×４５ｍｍ（超硬基体
Ｄ−７、Ｄ−８）の寸法を有し、かついずれもねじれ
角：３０度の２枚刃形状をもった超硬基体（ドリル）Ｄ
−１〜Ｄ−８をそれぞれ製造した。 【００３３】ついで、これらの超硬基体（ドリル）Ｄ−
１〜Ｄ−８の切刃に、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、同じく図１に示される
アークイオンプレーティング装置に装入し、上記実施例
１と同一の条件で、層厚方向に沿って表１１に示される
目標組成のＡｌ成分最高含有点とＡｌ成分最低含有点と
が交互に同じく表１１に示される目標間隔で繰り返し存
在し、かつ前記Ａｌ成分最高含有点から前記Ａｌ成分最
低含有点、前記Ａｌ成分最低含有点から前記Ａｌ成分最
高含有点へＡｌ成分含有量が連続的に変化する成分濃度
分布構造を有し、かつ同じく表１１に示される目標全体
層厚の硬質被覆層を蒸着することにより、本発明被覆超
硬工具としての本発明表面被覆超硬合金製ドリル（以
下、本発明被覆超硬ドリルと云う）１〜８をそれぞれ製
造した。 【００３４】また、比較の目的で、上記の超硬基体（ド
リル）Ｄ−１〜Ｄ−８の切刃に、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、同じく図２
に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、上記実施例１と同一の条件で、表１２に示される
目標組成および目標層厚を有し、かつ層厚方向に沿って
実質的に組成変化のない（Ｔｉ，Ａｌ，Ｙ）Ｎ層からな
る硬質被覆層を蒸着することにより、従来被覆超硬工具
としての従来表面被覆超硬合金製ドリル（以下、従来被
覆超硬ドリルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。 【００３５】つぎに、上記本発明被覆超硬ドリル１〜８
および従来被覆超硬ドリル１〜８のうち、本発明被覆超
硬ドリル１〜３および従来被覆超硬ドリル１〜３につい
ては、 被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５
０ｍｍのＪＩＳ・ＳＫＤ６１の板材、 切削速度：６０ｍ／ｍｉｎ．、 送り：０．３０ｍｍ／ｒｅｖ、 穴深さ：１２ｍｍ の条件での工具鋼の湿式高速高送り穴あけ切削加工試
験、本発明被覆超硬ドリル４〜６および従来被覆超硬ド
リル４〜６については、 被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５
０ｍｍのＪＩＳ・ＦＣＤ４００の板材、 切削速度：８０ｍ／ｍｉｎ．、 送り：０．５ｍｍ／ｒｅｖ、 穴深さ：２４ｍｍ の条件でのダクタイル鋳鉄の湿式高速高送り穴あけ切削
加工試験、本発明被覆超硬ドリル７，８および従来被覆
超硬ドリル７，８については、 被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５
０ｍｍのＪＩＳ・ＦＣ３００の板材、 切削速度：９０ｍ／ｍｉｎ．、 送り：０．５ｍｍ／ｒｅｖ、 穴深さ：５０ｍｍ の条件での鋳鉄の湿式高速高送り穴あけ切削加工試験、
をそれぞれ行い、いずれの湿式高速穴あけ切削加工試験
（水溶性切削油使用）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１１、１２にそれぞれ示した。 【００３６】 【表１１】 【００３７】 【表１２】 【００３８】この結果得られた本発明被覆超硬工具とし
ての本発明被覆超硬チップ１〜１６、本発明被覆超硬エ
ンドミル１〜８、および本発明被覆超硬ドリル１〜８を
構成する硬質被覆層におけるＡｌ成分最高含有点とＡｌ
成分最低含有点の組成、並びに従来被覆超硬工具として
の従来被覆超硬チップ１〜１６、従来被覆超硬エンドミ
ル１〜８、および従来被覆超硬ドリル１〜８の硬質被覆
層の組成をオージェ分光分析装置を用いて測定したとこ
ろ、それぞれ目標組成と実質的に同じ組成を示した。ま
た、これらの本発明被覆超硬工具の硬質被覆層における
Ａｌ成分最高含有点とＡｌ成分最低含有点間の間隔、お
よびこれの全体層厚、並びに従来被覆超硬工具の硬質被
覆層の厚さを、走査型電子顕微鏡を用いて断面測定した
ところ、いずれも目標値と実質的に同じ値を示した。 【００３９】 【発明の効果】表３〜１２に示される結果から、硬質被
覆層が層厚方向に、相対的にすぐれた高温硬さと耐熱性
を有するＡｌ成分最高含有点と相対的に高強度と高靭性
を有するＡｌ成分最低含有点とが交互に所定間隔をおい
て繰り返し存在し、かつ前記Ａｌ成分最高含有点から前
記Ａｌ成分最低含有点、前記Ａｌ成分最低含有点から前
記Ａｌ成分最高含有点へＡｌ成分含有量が連続的に変化
する成分濃度分布構造を有する本発明被覆超硬工具は、
いずれも各種の鋼や鋳鉄などの切削加工を、高速で、か
つ高い機械的衝撃を伴う高切り込みや高送りなどの重切
削条件で行なった場合にも、硬質被覆層がすぐれた耐チ
ッピング性を発揮するのに対して、硬質被覆層が層厚方
向に沿って実質的に組成変化のない（Ｔｉ，Ａｌ，Ｙ）
Ｎ層からなる従来被覆超硬工具においては、前記硬質被
覆層が高温硬さと耐熱性を有するものの、強度および靭
性に劣るものであるために、チッピングが発生し、これ
が原因で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工具は、通常
の条件での切削加工は勿論のこと、特に各種の鋼や鋳鉄
などの切削加工を、高速で、かつ高い機械的衝撃を伴う
高切り込みや高送りなどの重切削条件で行なった場合に
も、すぐれた耐チッピング性を発揮し、長期に亘ってす
ぐれた耐摩耗性を示すものであるから、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
できるものである。
強度と高靭性を有し、かつ高温硬さと耐熱性にもすぐ
れ、したがって特に各種の鋼や鋳鉄などの高速切削加工
を、高い機械的衝撃を伴う高切り込みや高送りなどの重
切削条件で行なった場合にも、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超硬合金製切削工具
（以下、被覆超硬工具という）に関するものである。 【０００２】 【従来の技術】一般に、被覆超硬工具には、各種の鋼や
鋳鉄などの被削材の旋削加工や平削り加工にバイトの先
端部に着脱自在に取り付けて用いられるスローアウエイ
チップ、穴あけ切削加工などに用いられるドリルやミニ
チュアドリル、さらに面削加工や溝加工、肩加工などに
用いられるソリッドタイプのエンドミルなどがあり、ま
た前記スローアウエイチップを着脱自在に取り付けて前
記ソリッドタイプのエンドミルと同様に切削加工を行う
スローアウエイエンドミル工具などが知られている。 【０００３】また、被覆超硬工具として、炭化タングス
テン（以下、ＷＣで示す）基超硬合金または炭窒化チタ
ン（以下、ＴｉＣＮで示す）基サーメットからなる基体
（以下、これらを総称して超硬基体と云う）の表面に、
組成式：（Ｔｉ1-(X+Z)ＡｌX ＹZ）Ｎ（ただし、原子比
で、Ｘは０．４０〜０．６５、Ｚ：０．０５〜０．１を
示す）を満足するＴｉとＡｌとＹの複合窒化物［以下、
（Ｔｉ，Ａｌ，Ｙ）Ｎで示す］層からなる硬質被覆層を
１〜１５μｍの平均層厚で物理蒸着してなる被覆超硬工
具が提案され、かかる被覆超硬工具が、硬質被覆層を構
成する前記（Ｔｉ，Ａｌ，Ｙ）Ｎ層が高温硬さと耐熱性
（高温特性）、さらに強度と靭性を有することから、各
種の鋼や鋳鉄などの連続切削や断続切削加工に用いられ
ることも知られている。 【０００４】さらに、上記の被覆超硬工具が、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に上記の超硬基体を装入
し、ヒータで装置内を、例えば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
−Ｙ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
て、例えば２Ｐａの反応雰囲気とし、一方上記超硬基体
には、例えば−１００Ｖのバイアス電圧を印加した条件
で、前記超硬合金基体の表面に、上記（Ｔｉ，Ａｌ，
Ｙ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着することにより製造
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】近年の切削加工装置の
高性能化はめざましく、一方で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、切削加工は高速化の傾向を強め、かつ高切り込
みや高送りなどの重切削条件での切削加工を余儀なくさ
れる傾向にあるが、上記の従来被覆超硬工具において
は、これを通常の切削加工条件で用いた場合には問題は
ないが、切削加工を高速で、かつ高い機械的衝撃を伴う
高切り込みや高送りなどの重切削条件で行なった場合に
は、特に硬質被覆層の強度および靭性不足が原因でチッ
ピング（微小割れ）が発生し易く、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、本発明者等は、
上述のような観点から、特に高速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被覆超硬工具を
開発すべく、上記の従来被覆超硬工具を構成する硬質被
覆層に着目し、研究を行った結果、（ａ）上記の図２に
示されるアークイオンプレーティング装置を用いて形成
された従来被覆超硬工具を構成する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｙ）
Ｎ層は、層厚全体に亘って実質的に均一な組成を有し、
したがって均質な高温硬さと耐熱性、さらに強度と靭性
を有するが、例えば図１（ａ）に概略平面図で、同
（ｂ）に概略正面図で示される構造のアークイオンプレ
ーティング装置、すなわち装置中央部に超硬基体装着用
回転テーブルを設け、前記回転テーブルを挟んで、一方
側にＡｌ成分最高含有点形成用Ｔｉ−Ａｌ−Ｙ合金、他
方側にＡｌ成分最低含有点形成用Ｔｉ−Ａｌ−Ｙ合金を
いずれもカソード電極（蒸発源）として対向配置したア
ークイオンプレーティング装置を用い、この装置の前記
回転テーブルの外周部に沿って複数の超硬基体をリング
状に装着し、この状態で装置内雰囲気を窒素雰囲気とし
て前記回転テーブルを回転させると共に、蒸着形成され
る硬質被覆層の層厚均一化を図る目的で超硬基体自体も
自転させながら、前記の両側のカソード電極（蒸発源）
とアノード電極との間にアーク放電を発生させて、前記
超硬基体の表面に（Ｔｉ，Ａｌ，Ｙ）Ｎ層を形成する
と、この結果の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｙ）Ｎ層においては、回
転テーブル上にリング状に配置された前記超硬基体が上
記の一方側のＴｉ−Ａｌ−Ｙ合金のカソード電極（蒸発
源）に最も接近した時点で層中にＡｌ成分最高含有点が
形成され、また前記超硬基体が上記の他方側のＴｉ−Ａ
ｌ−Ｙ合金のカソード電極に最も接近した時点で層中に
Ａｌ成分最低含有点が形成され、上記回転テーブルの回
転によって層中には層厚方向にそって前記Ａｌ成分最高
含有点とＡｌ成分最低含有点が所定間隔をもって交互に
繰り返し現れると共に、前記Ａｌ成分最高含有点から前
記Ａｌ成分最低含有点、前記Ａｌ最低含有点から前記Ａ
ｌ成分最低含有点へＡｌ成分含有量が連続的に変化する
成分濃度分布構造をもつようになること。 【０００７】（ｂ）上記（ａ）の繰り返し連続変化成分
濃度分布構造の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｙ）Ｎ層において、対向
配置の一方側のカソード電極（蒸発源）であるＴｉ−Ａ
ｌ−Ｙ合金におけるＡｌおよびＹ含有量を上記の従来
（Ｔｉ，Ａｌ，Ｙ）Ｎ層形成用Ｔｉ−Ａｌ−Ｙ合金のＡ
ｌおよびＹ含有量に相当するものとし、同他方側のカソ
ード電極（蒸発源）であるＴｉ−Ａｌ−Ｙ合金における
Ａｌ含有量を上記の従来Ｔｉ−Ａｌ−Ｙ合金のＡｌ含有
量に比して相対的に低いものとすると共に、超硬基体が
装着されている回転テーブルの回転速度を制御して、上
記Ａｌ成分最高含有点が、組成式：（Ｔｉ1-(X+Z)Ａｌ
X ＹZ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．４０〜０．６
５、Ｚ：０．００５〜０．１を示す）、上記Ａｌ成分最
低含有点が、組成式：（Ｔｉ1-(X+Z)ＡｌX ＹZ）Ｎ（た
だし、原子比で、Ｘは０．０５〜０．３５、Ｚ：０．０
０５〜０．１を示す）、を満足し、かつ隣り合う上記Ａ
ｌ成分最高含有点とＡｌ成分最低含有点の厚さ方向の間
隔を０．０１〜０．１μmとすると、上記Ａｌ成分最高
含有点部分では、上記の従来（Ｔｉ，Ａｌ，Ｙ）Ｎ層の
もつ高温硬さと耐熱性に相当する高温硬さと耐熱性（高
温特性）を示し、一方上記Ａｌ成分最低含有点部分で
は、前記Ａｌ成分最高含有点部分に比してＡｌ含有量が
低く、相対的にＴｉ含有量の高いものとなるので、一段
と高い強度と靭性が確保され、かつこれらＡｌ成分最高
含有点とＡｌ成分最低含有点の間隔をきわめて小さくし
たことから、層全体の特性として高温特性を保持した状
態で一段とすぐれた強度と靭性を具備するようになり、
したがって、硬質被覆層がかかる構成の（Ｔｉ，Ａｌ，
Ｙ）Ｎ層からなる被覆超硬工具は、特に各種の鋼や鋳鉄
などの切削加工を、高速で、かつ高い機械的衝撃を伴う
高切り込みや高送りなどの重切削条件で行なった場合に
も、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮するよ
うになること。以上（ａ）および（ｂ）に示される研究
結果を得たのである。 【０００８】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、超硬基体の表面に、（Ｔｉ，Ａ
ｌ，Ｙ）Ｎ層からなる硬質被覆層を１〜１５μｍの全体
平均層厚で物理蒸着してなる被覆超硬工具において、上
記硬質被覆層が、層厚方向にそって、Ａｌ成分最高含有
点とＡｌ成分最低含有点とが所定間隔をおいて交互に繰
り返し存在し、かつ前記Ａｌ成分最高含有点から前記Ａ
ｌ成分最低含有点、前記Ａｌ成分最低含有点から前記Ａ
ｌ成分最高含有点へＡｌ成分含有量が連続的に変化する
成分濃度分布構造を有し、さらに、上記Ａｌ成分最高含
有点が、組成式：（Ｔｉ1-(X+Y)ＡｌX ＹZ）Ｎ（ただ
し、原子比で、Ｘは０．４０〜０．６５、Ｙ：０．００
５〜０．１を示す）、上記Ａｌ成分最低含有点が、組成
式：（Ｔｉ1-(X+Z)ＡｌX ＹZ）Ｎ（ただし、原子比で、
Ｘは０．０５〜０．３５、Ｚ：０．００５〜０．１を示
す）、を満足し、かつ隣り合う上記Ａｌ成分最高含有点
とＡｌ成分最低含有点の間隔が、０．０１〜０．１μm
である、高速重切削条件で硬質被覆層がすぐれた耐チッ
ピング性を発揮する被覆超硬工具に特徴を有するもので
ある。 【０００９】つぎに、この発明の被覆超硬工具におい
て、これを構成する硬質被覆層の構成を上記の通りに限
定した理由を説明する。 （ａ）Ａｌ成分最高含有点の組成 Ａｌ成分最高含有点の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｙ）ＮにおけるＴ
ｉ成分は強度および高靭性を向上させ、同Ａｌ成分は高
温硬さおよび耐熱性（高温特性）を向上させ、さらに同
Ｙ成分は一段と高温硬さを向上させる作用があり、した
がってＡｌおよびＹ成分の含有割合が高くなればなるほ
ど高温特性は向上し、高熱発生を伴う高速切削に適合し
たものになるが、Ａｌの含有割合を示すＸ値がＴｉとＹ
の合量に占める割合（原子比）で０．６５を越えても、
またＹの含有割合を示すＺ値が同０．１を越えても、高
強度および高靭性を有するＡｌ成分最低含有点が隣接し
て存在しても層自体の強度および靭性の低下は避けられ
ず、この結果チッピングなどが発生し易くなり、一方同
Ｘ値が同０．４０未満でも、また同Ｚ値が０．００５未
満でも前記高温特性に所望の向上効果が得られないこと
から、Ｘ値を０．４０〜０．６５、Ｚ値を０．００５〜
０．１と定めた。 【００１０】（ｂ）Ａｌ成分最低含有点の組成 上記の通りＡｌ成分最高含有点は相対的にすぐれた高温
特性を有するが、反面相対的に強度および靭性が不十分
であるため、このＡｌ成分最高含有点の強度および靭性
不足を補う目的で、Ｔｉ含有割合が高く、一方Ａｌ含有
量が低く、これによって高強度および高靭性を有するよ
うになるＡｌ成分最低含有点を厚さ方向に交互に介在さ
せるものであり、したがってＡｌの割合を示すＸ値がＴ
ｉおよびＹ成分との合量に占める割合（原子比）で０．
３５を越えると、所望のすぐれた強度および靭性を確保
することができず、一方同Ｘ値が０．０５未満になる
と、Ａｌ成分最低含有点に所望の高温特性を具備せしめ
ることができなくなることから、Ａｌ成分最低含有点で
のＡｌの割合を示すＸ値を０．０５〜０．３５と定め
た。Ａｌ成分最低含有点におけるＹ成分も、上記の通り
Ａｌ成分との共存で高温硬さを向上させ、高熱発生を伴
う高速切削に適応させる目的で含有するものであり、し
たがってＺ値が０．００５未満では所望の高温硬さ向上
効果が得られず、一方Ｚ値が０．１を越えるとＡｌ成分
最低含有点での強度および靭性に低下傾向が現れるよう
になり、所望の耐チッピング性向上が困難になることか
ら、Ｚ値を０．００５〜０．１と定めた。 【００１１】（ｃ）Ａｌ成分最高含有点とＡｌ成分最低
含有点間の間隔 その間隔が０．０１μm未満ではそれぞれの点を上記の
組成で明確に形成することが困難であり、この結果層に
所望の高温特性と強度および靭性を確保することができ
なくなり、またその間隔が０．１μmを越えるとそれぞ
れの点がもつ欠点、すなわちＡｌ成分最高含有点であれ
ば強度および靭性不足、Ａｌ成分最低含有点であれば高
温特性不足が層内に局部的に現れ、これが原因でチッピ
ングが発生し易くなったり、摩耗進行が促進されるよう
になることから、その間隔を０．０１〜０．１μmと定
めた。 【００１２】（ｄ）硬質被覆層の全体平均層厚 その層厚が１μｍ未満では、所望の耐摩耗性を確保する
ことができず、一方その平均層厚が１５μｍを越える
と、チッピングが発生し易くなることから、その平均層
厚を１〜１５μｍと定めた。 【００１３】 【発明の実施の形態】つぎに、この発明の被覆超硬工具
を実施例により具体的に説明する。 （実施例１）原料粉末として、いずれも１〜３μｍの平
均粒径を有するＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＶＣ粉末、Ｔａ
Ｃ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ3 Ｃ2 粉末、およびＣｏ粉末
を用意し、これら原料粉末を、表１に示される配合組成
に配合し、ボールミルで７２時間湿式混合し、乾燥した
後、１００ＭＰａ の圧力で圧粉体にプレス成形し、こ
の圧粉体を６Ｐａの真空中、温度：１４００℃に１時間
保持の条件で焼結し、焼結後、切刃部分にＲ：０．０３
のホーニング加工を施してＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０
４０８のチップ形状をもったＷＣ基超硬合金製の超硬基
体Ａ１〜Ａ１０を形成した。 【００１４】また、原料粉末として、いずれも０．５〜
２μｍの平均粒径を有するＴｉＣＮ（重量比でＴｉＣ／
ＴｉＮ＝５０／５０）粉末、Ｍｏ2 Ｃ粉末、ＺｒＣ粉
末、ＮｂＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、お
よびＮｉ粉末を用意し、これら原料粉末を、表２に示さ
れる配合組成に配合し、ボールミルで２４時間湿式混合
し、乾燥した後、１００ＭＰａの圧力で圧粉体にプレス
成形し、この圧粉体を２ｋＰａの窒素雰囲気中、温度：
１５００℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、切刃
部分にＲ：０．０３のホーニング加工を施してＩＳＯ規
格・ＣＮＭＧ１２０４０８のチップ形状をもったＴｉＣ
Ｎ系サーメット製の超硬基体Ｂ１〜Ｂ６を形成した。 【００１５】ついで、上記の超硬基体Ａ１〜Ａ１０およ
びＢ１〜Ｂ６のそれぞれを、アセトン中で超音波洗浄
し、乾燥した状態で、図１に示されるアークイオンプレ
ーティング装置内の回転テーブル上に外周部にそって装
着し、一方側のカソード電極（蒸発源）として、種々の
成分組成をもったＡｌ成分最高含有点形成用Ｔｉ−Ａｌ
−Ｙ合金、他方側のカソード電極（蒸発源）としてＡｌ
成分最低含有点形成用Ｔｉ−Ａｌ−Ｙ合金を前記回転テ
ーブルを挟んで対向配置し、またボンバート洗浄用金属
Ｔｉも装着し、まず、装置内を排気して０．５Ｐａ以下
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、前記回転テーブル上で自転しながら回転す
る超硬基体に−１０００Ｖの直流バイアス電圧を印加
し、かつカソード電極の前記金属Ｔｉとアノード電極と
の間に１００Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、
もって超硬基体表面をＴｉ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２Ｐａの反応
雰囲気とすると共に、前記回転テーブル上で自転しなが
ら回転する超硬基体に−１００Ｖの直流バイアス電圧を
印加し、かつそれぞれのカソード電極(前記Ａｌ成分最
高含有点形成用Ｔｉ−Ａｌ−Ｙ合金およびＡｌ成分最低
含有点形成用Ｔｉ−Ａｌ−Ｙ合金)とアノード電極との
間に１００Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、も
って前記超硬基体の表面に、層厚方向に沿って表３，４
に示される目標組成のＡｌ成分最高含有点とＡｌ成分最
低含有点とが交互に同じく表３，４に示される目標間隔
で繰り返し存在し、かつ前記Ａｌ成分最高含有点から前
記Ａｌ成分最低含有点、前記Ａｌ成分最低含有点から前
記Ａｌ成分最高含有点へＡｌ成分含有量が連続的に変化
する成分濃度分布構造を有し、かつ同じく表３，４に示
される目標全体層厚の硬質被覆層を蒸着することによ
り、本発明被覆超硬工具としての本発明表面被覆超硬合
金製スローアウエイチップ（以下、本発明被覆超硬チッ
プと云う）１〜１６をそれぞれ製造した。 【００１６】また、比較の目的で、これら超硬基体Ａ１
〜Ａ１０およびＢ１〜Ｂ６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に示される通常のア
ークイオンプレーティング装置に装入し、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−
Ｙ合金を装着し、またボンバート洗浄用金属Ｔｉも装着
し、まず、装置内を排気して０．５Ｐａ以下の真空に保
持しながら、ヒーターで装置内を５００℃に加熱した
後、前記超硬基体に−１０００Ｖの直流バイアス電圧を
印加し、カソード電極の前記金属Ｔｉとアノード電極と
の間に１００Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、
もって超硬基体表面をＴｉ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２Ｐａ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−１００Ｖ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Ａ１〜Ａ１０およびＢ１〜Ｂ６のそれぞれの表面
に、表５，６に示される目標組成および目標層厚を有
し、かつ層厚方向に沿って実質的に組成変化のない（Ｔ
ｉ，Ａｌ，Ｙ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着すること
により、従来被覆超硬工具としての従来表面被覆超硬合
金製スローアウエイチップ（以下、従来被覆超硬チップ
と云う）１〜１６をそれぞれ製造した。 【００１７】つぎに、上記本発明被覆超硬チップ１〜１
６および従来被覆超硬チップ１〜１６について、これを
工具鋼製バイトの先端部に固定治具にてネジ止めした状
態で、 被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０の丸棒、 切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ．、 切り込み：６ｍｍ、 送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：５分、 の条件での合金鋼の乾式連続高速高切り込み切削加工試
験、 被削材：ＪＩＳ・Ｓ４５Ｃの長さ方向等間隔４本縦溝入
り丸棒、 切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ．、 切り込み：２．５ｍｍ、 送り：０．８ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：１０分、 の条件での炭素鋼の乾式断続高速高送り切削加工試験、
さらに、 被削材：ＪＩＳ・ＦＣ３００の丸棒、 切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ．、 切り込み：６ｍｍ、 送り：０．３５ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：５分、 の条件での鋳鉄の乾式連続高速高切り込み切削加工試験
を行い、いずれの切削加工試験でも切刃の逃げ面摩耗幅
を測定した。この測定結果を表７に示した。 【００１８】 【表１】 【００１９】 【表２】【００２０】 【表３】 【００２１】 【表４】 【００２２】 【表５】【００２３】 【表６】 【００２４】 【表７】【００２５】（実施例２）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２．３μ
ｍのＣｒ3Ｃ2粉末、同１．５μｍのＶＣ粉末、同１．０
μｍの（Ｔｉ，Ｗ）Ｃ粉末、および同１．８μｍのＣｏ
粉末を用意し、これら原料粉末をそれぞれ表８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、１０
０ＭＰａ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８に示され
る組合せで、切刃部の直径×長さがそれぞれ６ｍｍ×１
３ｍｍ、１０ｍｍ×２２ｍｍ、および２０ｍｍ×４５ｍ
ｍの寸法を有し、かついずれもねじれ角：３０度の４枚
刃スクエア形状をもった超硬基体（エンドミル）Ｃ−１
〜Ｃ−８をそれぞれ製造した。 【００２６】ついで、これらの超硬基体（エンドミル）
Ｃ−１〜Ｃ−８を、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥し
た状態で、同じく図１に示されるアークイオンプレーテ
ィング装置に装入し、上記実施例１と同一の条件で、層
厚方向に沿って表９に示される目標組成のＡｌ成分最高
含有点とＡｌ成分最低含有点とが交互に同じく表９に示
される目標間隔で繰り返し存在し、かつ前記Ａｌ成分最
高含有点から前記Ａｌ成分最低含有点、前記Ａｌ成分最
低含有点から前記Ａｌ成分最高含有点へＡｌ成分含有量
が連続的に変化する成分濃度分布構造を有し、かつ同じ
く表９に示される目標全体層厚の硬質被覆層を蒸着する
ことにより、本発明被覆超硬工具としての本発明表面被
覆超硬合金製エンドミル（以下、本発明被覆超硬エンド
ミルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。 【００２７】また、比較の目的で、上記の超硬基体（エ
ンドミル）Ｃ−１〜Ｃ−８を、アセトン中で超音波洗浄
し、乾燥した状態で、同じく図２に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、上記実施例１と
同一の条件で、表１０に示される目標組成および目標層
厚を有し、かつ層厚方向に沿って実質的に組成変化のな
い（Ｔｉ，Ａｌ，Ｙ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着す
ることにより、従来被覆超硬工具としての従来表面被覆
超硬合金製エンドミル（以下、従来被覆超硬エンドミル
と云う）１〜８をそれぞれ製造した。 【００２８】つぎに、上記本発明被覆超硬エンドミル１
〜８および従来被覆超硬エンドミル１〜８のうち、本発
明被覆超硬エンドミル１〜３および従来被覆超硬エンド
ミル１〜３については、 被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５
０ｍｍのＪＩＳ・ＳＫＤ１１の板材、 切削速度：１２０ｍ／ｍｉｎ．、 溝深さ（切り込み）：９ｍｍ、 テーブル送り：１２８０ｍｍ／分、 の条件での工具鋼の乾式高速高切り込み溝切削加工試
験、本発明被覆超硬エンドミル４〜６および従来被覆超
硬エンドミル４〜６については、 被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５
０ｍｍのＪＩＳ・ＳＵＳ３０４の板材、 切削速度：１２０ｍ／ｍｉｎ．、 溝深さ（切り込み）：１５ｍｍ、 テーブル送り：７６０ｍｍ／分、 の条件でのステンレス鋼の乾式高速高切り込み溝切削加
工試験、本発明被覆超硬エンドミル７，８および従来被
覆超硬エンドミル７，８については、 被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５
０ｍｍのＪＩＳ・ＳＮＣＭ４３９の板材、 切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ．、 溝深さ（切り込み）：１０ｍｍ、 テーブル送り：４８０ｍｍ／分、 の条件での合金鋼の乾式高速高送り溝切削加工試験をそ
れぞれ行い、いずれの溝切削加工試験でも切刃部の外周
刃の逃げ面摩耗幅が使用寿命の目安とされる０．１ｍｍ
に至るまでの切削溝長を測定した。この測定結果を表
９、１０にそれぞれ示した。 【００２９】 【表８】 【００３０】 【表９】 【００３１】 【表１０】【００３２】（実施例３）上記の実施例２で製造した直
径が８ｍｍ（超硬基体Ｃ−１〜Ｃ−３形成用）、１３ｍ
ｍ（超硬基体Ｃ−４〜Ｃ−６形成用）、および２６ｍｍ
（超硬基体Ｃ−７、Ｃ−８形成用）の３種の丸棒焼結体
を用い、この３種の丸棒焼結体から、研削加工にて、溝
形成部の直径×長さがそれぞれ４ｍｍ×１３ｍｍ（超硬
基体Ｄ−１〜Ｄ−３）、８ｍｍ×２２ｍｍ（超硬基体Ｄ
−４〜Ｄ−６）、および１６ｍｍ×４５ｍｍ（超硬基体
Ｄ−７、Ｄ−８）の寸法を有し、かついずれもねじれ
角：３０度の２枚刃形状をもった超硬基体（ドリル）Ｄ
−１〜Ｄ−８をそれぞれ製造した。 【００３３】ついで、これらの超硬基体（ドリル）Ｄ−
１〜Ｄ−８の切刃に、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、同じく図１に示される
アークイオンプレーティング装置に装入し、上記実施例
１と同一の条件で、層厚方向に沿って表１１に示される
目標組成のＡｌ成分最高含有点とＡｌ成分最低含有点と
が交互に同じく表１１に示される目標間隔で繰り返し存
在し、かつ前記Ａｌ成分最高含有点から前記Ａｌ成分最
低含有点、前記Ａｌ成分最低含有点から前記Ａｌ成分最
高含有点へＡｌ成分含有量が連続的に変化する成分濃度
分布構造を有し、かつ同じく表１１に示される目標全体
層厚の硬質被覆層を蒸着することにより、本発明被覆超
硬工具としての本発明表面被覆超硬合金製ドリル（以
下、本発明被覆超硬ドリルと云う）１〜８をそれぞれ製
造した。 【００３４】また、比較の目的で、上記の超硬基体（ド
リル）Ｄ−１〜Ｄ−８の切刃に、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、同じく図２
に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、上記実施例１と同一の条件で、表１２に示される
目標組成および目標層厚を有し、かつ層厚方向に沿って
実質的に組成変化のない（Ｔｉ，Ａｌ，Ｙ）Ｎ層からな
る硬質被覆層を蒸着することにより、従来被覆超硬工具
としての従来表面被覆超硬合金製ドリル（以下、従来被
覆超硬ドリルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。 【００３５】つぎに、上記本発明被覆超硬ドリル１〜８
および従来被覆超硬ドリル１〜８のうち、本発明被覆超
硬ドリル１〜３および従来被覆超硬ドリル１〜３につい
ては、 被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５
０ｍｍのＪＩＳ・ＳＫＤ６１の板材、 切削速度：６０ｍ／ｍｉｎ．、 送り：０．３０ｍｍ／ｒｅｖ、 穴深さ：１２ｍｍ の条件での工具鋼の湿式高速高送り穴あけ切削加工試
験、本発明被覆超硬ドリル４〜６および従来被覆超硬ド
リル４〜６については、 被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５
０ｍｍのＪＩＳ・ＦＣＤ４００の板材、 切削速度：８０ｍ／ｍｉｎ．、 送り：０．５ｍｍ／ｒｅｖ、 穴深さ：２４ｍｍ の条件でのダクタイル鋳鉄の湿式高速高送り穴あけ切削
加工試験、本発明被覆超硬ドリル７，８および従来被覆
超硬ドリル７，８については、 被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５
０ｍｍのＪＩＳ・ＦＣ３００の板材、 切削速度：９０ｍ／ｍｉｎ．、 送り：０．５ｍｍ／ｒｅｖ、 穴深さ：５０ｍｍ の条件での鋳鉄の湿式高速高送り穴あけ切削加工試験、
をそれぞれ行い、いずれの湿式高速穴あけ切削加工試験
（水溶性切削油使用）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１１、１２にそれぞれ示した。 【００３６】 【表１１】 【００３７】 【表１２】 【００３８】この結果得られた本発明被覆超硬工具とし
ての本発明被覆超硬チップ１〜１６、本発明被覆超硬エ
ンドミル１〜８、および本発明被覆超硬ドリル１〜８を
構成する硬質被覆層におけるＡｌ成分最高含有点とＡｌ
成分最低含有点の組成、並びに従来被覆超硬工具として
の従来被覆超硬チップ１〜１６、従来被覆超硬エンドミ
ル１〜８、および従来被覆超硬ドリル１〜８の硬質被覆
層の組成をオージェ分光分析装置を用いて測定したとこ
ろ、それぞれ目標組成と実質的に同じ組成を示した。ま
た、これらの本発明被覆超硬工具の硬質被覆層における
Ａｌ成分最高含有点とＡｌ成分最低含有点間の間隔、お
よびこれの全体層厚、並びに従来被覆超硬工具の硬質被
覆層の厚さを、走査型電子顕微鏡を用いて断面測定した
ところ、いずれも目標値と実質的に同じ値を示した。 【００３９】 【発明の効果】表３〜１２に示される結果から、硬質被
覆層が層厚方向に、相対的にすぐれた高温硬さと耐熱性
を有するＡｌ成分最高含有点と相対的に高強度と高靭性
を有するＡｌ成分最低含有点とが交互に所定間隔をおい
て繰り返し存在し、かつ前記Ａｌ成分最高含有点から前
記Ａｌ成分最低含有点、前記Ａｌ成分最低含有点から前
記Ａｌ成分最高含有点へＡｌ成分含有量が連続的に変化
する成分濃度分布構造を有する本発明被覆超硬工具は、
いずれも各種の鋼や鋳鉄などの切削加工を、高速で、か
つ高い機械的衝撃を伴う高切り込みや高送りなどの重切
削条件で行なった場合にも、硬質被覆層がすぐれた耐チ
ッピング性を発揮するのに対して、硬質被覆層が層厚方
向に沿って実質的に組成変化のない（Ｔｉ，Ａｌ，Ｙ）
Ｎ層からなる従来被覆超硬工具においては、前記硬質被
覆層が高温硬さと耐熱性を有するものの、強度および靭
性に劣るものであるために、チッピングが発生し、これ
が原因で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工具は、通常
の条件での切削加工は勿論のこと、特に各種の鋼や鋳鉄
などの切削加工を、高速で、かつ高い機械的衝撃を伴う
高切り込みや高送りなどの重切削条件で行なった場合に
も、すぐれた耐チッピング性を発揮し、長期に亘ってす
ぐれた耐摩耗性を示すものであるから、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
できるものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】この発明の被覆超硬工具を構成する硬質被覆層
を形成するのに用いたアークイオンプレーティング装置
を示し、（ａ）は概略平面図、（ｂ）は概略正面図であ
る。 【図２】従来被覆超硬工具を構成する硬質被覆層を形成
するのに用いた通常のアークイオンプレーティング装置
の概略説明図である。
を形成するのに用いたアークイオンプレーティング装置
を示し、（ａ）は概略平面図、（ｂ）は概略正面図であ
る。 【図２】従来被覆超硬工具を構成する硬質被覆層を形成
するのに用いた通常のアークイオンプレーティング装置
の概略説明図である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 藤澤 隆史
茨城県結城郡石下町大字古間木1511番地
三菱マテリアル株式会社筑波製作所内
(72)発明者 泉 一樹
茨城県結城郡石下町大字古間木1511番地
三菱マテリアル株式会社筑波製作所内
(72)発明者 高岡 秀充
茨城県那珂郡那珂町向山1002−14 三菱マ
テリアル株式会社総合研究所那珂研究セン
ター内
Ｆターム(参考） 3C037 CC01 CC04 CC09 CC11
3C046 FF03 FF05 FF10 FF13 FF19
FF25
4K029 BA64 BC02 BD05 CA03 EA01
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 【請求項１】 炭化タングステン基超硬合金基体または
炭窒化チタン系サーメット基体の表面に、ＴｉとＡｌと
Ｙの複合窒化物層からなる硬質被覆層を１〜１５μｍの
全体平均層厚で物理蒸着してなる表面被覆超硬合金製切
削工具において、 上記硬質被覆層が、層厚方向にそって、Ａｌ成分最高含
有点とＡｌ成分最低含有点とが所定間隔をおいて交互に
繰り返し存在し、かつ前記Ａｌ成分最高含有点から前記
Ａｌ成分最低含有点、前記Ａｌ成分最低含有点から前記
Ａｌ成分最高含有点へＡｌ成分含有量が連続的に変化す
る成分濃度分布構造を有し、 さらに、上記Ａｌ成分最高含有点が、組成式：（Ｔｉ
1-(X+Z)ＡｌX ＹZ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．４
０〜０．６５、Ｚ：０．００５〜０．１を示す）、 上記Ａｌ成分最低含有点が、組成式：（Ｔｉ1-(X+Z)Ａ
ｌX ＹZ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．０５〜０．
３５、Ｚ：０．００５〜０．１を示す）、を満足し、か
つ隣り合う上記Ａｌ成分最高含有点とＡｌ成分最低含有
点の間隔が、０．０１〜０．１μmであること、を特徴
とする高速重切削条件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超硬合金製切削工具。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002125541A JP2003311507A (ja) | 2002-04-26 | 2002-04-26 | 高速重切削条件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超硬合金製切削工具 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002125541A JP2003311507A (ja) | 2002-04-26 | 2002-04-26 | 高速重切削条件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超硬合金製切削工具 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003311507A true JP2003311507A (ja) | 2003-11-05 |
Family
ID=29540227
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2002125541A Withdrawn JP2003311507A (ja) | 2002-04-26 | 2002-04-26 | 高速重切削条件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超硬合金製切削工具 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2003311507A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006281408A (ja) * | 2005-04-04 | 2006-10-19 | Mitsubishi Materials Corp | 耐熱合金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超硬合金製切削工具 |
| JP2006289538A (ja) * | 2005-04-08 | 2006-10-26 | Mitsubishi Materials Corp | 耐熱合金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超硬合金製切削工具 |
| JP2007007764A (ja) * | 2005-06-30 | 2007-01-18 | Mitsubishi Materials Corp | 耐熱合金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切削工具 |
| JP2007007741A (ja) * | 2005-06-28 | 2007-01-18 | Mitsubishi Materials Corp | 耐熱合金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切削工具 |
-
2002
- 2002-04-26 JP JP2002125541A patent/JP2003311507A/ja not_active Withdrawn
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JP4645818B2 (ja) * | 2005-04-04 | 2011-03-09 | 三菱マテリアル株式会社 | 耐熱合金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超硬合金製切削工具 |
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| JP2007007741A (ja) * | 2005-06-28 | 2007-01-18 | Mitsubishi Materials Corp | 耐熱合金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切削工具 |
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Legal Events
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