JP2011062808A - 回転切削工具 - Google Patents

Abstract

【課題】刃部が高硬度焼結体部材から構成された切削工具であり、刃先が小径で首下長が長い回転切削工具においても接合強度が高く、耐折損性に優れた回転切削工具を提供する。
【解決手段】工具先端の刃部１とこれに連なる軸部２の後端が後軸部３と同一軸線上に拡散接合された接合層４を有し、該後軸部３は首部５、テーパー部６及びシャンク部７を有し、該刃部１は高硬度焼結体部材製であり、該軸部２の超硬合金材と該後軸部３の超硬合金材を有し、該接合層４は、少なくともＮｉ、Ｃｏ、Ｗ及びＣを含有し、該接合層４の中心部における組成は質量％で、３０≦Ｎｉ≦８５％、１０≦Ｃｏ≦６０％、１≦Ｗ≦１５％、残部がＣ及び不可避不純物であり、該接合層の該中心部においてＣｏ、Ｗ及びＣが固溶していることを特徴とする回転切削工具である。
【選択図】図１

Description

本発明は、刃部が高硬度焼結体部材、つまり立方晶窒化硼素（以下、ｃＢＮという）焼結体や焼結ダイヤモンド、単結晶ダイヤモンドから構成され、その裏打ち材料である超硬合金と、軸部の超硬合金とが接合層を介して拡散接合されてなる回転切削工具に関するものである。

特許文献１、特許文献２は、超硬合金同士を強固に接合する方法について開示している。特許文献１には、接合部の金属元素がシャンク部もしくはチップ部の少なくとも一方へ拡散した拡散層を含む接合層とされている技術が開示されている。特許文献２には、１０００℃未満では液相を生成しない接合層を有する接合体が開示されている。特許文献３、特許文献４は、超硬合金部材と鋼部材を強固に接合する方法について開示している。特許文献３は、接合層と鋼部材との接合面中心におけるＣｕの含有量や、接合面から遠ざかるにしたがってＣｕの含有量が減少するＣｕ拡散領域について詳細に規定し強固に接合する方法について開示している。特許文献４は、Ｎｉインサートの厚みが０．１ｍｍ以上０．５ｍｍ以下で、かつＮｉインサート材の格子定数が３．５４Å以上３．５８Å以下であり、Ｎｉインサート材中への、Ｗの固溶量について検討している。

特開２００６−１０２８２３号公報 特開２００８−２９０１３０号公報 特開２００９−１３１９１７号公報 特開平１１−２２１６８０号公報

しかしながら、特許文献１又は２に記載の接合層を有していても、刃先が小径で首下長が長い、ロングネックタイプ用の回転切削工具においては接合強度が不十分で、切削時に接合部で折損が発生する恐れがあった。特許文献３にはＣｕの拡散領域について詳細に規定されており、鋼との接合には十分であると思われるが、超硬合金同士の接合に適用した場合には不十分である。また、特許文献４に記載の方法では、金型には十分な接合強度が得られるが、刃先が小径で首下長が長い、ロングネックタイプ用の回転切削工具に適用した場合には接合強度が不十分である。
従って、本発明の目的は、刃部が高硬度焼結体部材から構成され、刃先が小径で首下長が長い、ロングネックタイプ用の回転切削工具であって、接合強度が高く、耐折損性に優れた回転切削工具を提供することにある。

本発明の回転切削工具は、工具先端の刃部１とこれに連なる軸部２の後端が後軸部３と同一軸線上に拡散接合された接合層４を有し、該後軸部３は首部５、テーパー部６及びシャンク部７を有し、該刃部１は高硬度焼結体部材製であり、該軸部２の超硬合金材と該後軸部３の超硬合金材を有し、該接合層４は、少なくともＮｉ、Ｃｏ、Ｗ及びＣを含有し、該接合層４の中心部における組成は質量％で、３０≦Ｎｉ≦８５％、１０≦Ｃｏ≦６０％、１≦Ｗ≦１５％、残部がＣ及び不可避不純物であり、該接合層の該中心部においてＣｏ、Ｗ及びＣが固溶し、該接合層４と後軸部３の界面から後軸部３の超硬合金材方向１０μｍ以内の位置におけるＮｉ含有量が１％以上であることを特徴とする。上記の構成を採用することによって、刃部が高硬度焼結体部材から構成され、刃先が小径で首下長が長い、ロングネックタイプ用の回転切削工具であって、接合強度が高く、耐折損性に優れた回転切削工具を提供することができる。

特に、本発明の工具先端の刃部１は高硬度焼結体部材とし、ｃＢＮ製、焼結ダイヤモンド製又は単結晶ダイヤモンド製とすることが望ましい。上記の構成を採用することによって、従来の超硬合金の接合方法と比較して、安定して高い接合強度を確保できる。また、本発明によれば、任意の長さの後端部３を選択しても安定して接合強度の高い接合層にすることができる。

本発明の回転切削工具は、前記接合層の平均厚さをｔ（μｍ）としたとき、３≦ｔ≦５０であることが好ましい。

本発明によって、接合層の接合強度の高い、耐折損性の優れた回転切削工具を提供することができるので、切削条件の高速化と切削工具の高寿命化を達成するために、刃部をｃＢＮなど超硬合金以上の性能を有する材質とすることも容易となる。
また、首下長さ（ｍｍ）をＬｎとしたとき、Ｌｎ値を任意に選択して超硬合金同士を接合すればよいので、本発明によれば刃先が小径で首下長が長い、ロングネック用であっても、接合層の接合強度が高く、耐折損性に優れた回転切削工具を提供することができる。

本発明のｃＢＮボールエンドミルの模式図を示す図である。 本発明例１の接合層部のＳＥＭ写真を示す図である。 本発明例９の接合層部のＴＥＭ写真を示す図である。

図１に本発明の模式図を示す。図１より、工具先端に刃部１が形成される。刃部１は高硬度焼結体部材（ｃＢＮ等）から成っており、超硬合金材からなる軸部２とは一体焼結成形されている。軸部２の超硬合金材と後軸部３の超硬合金材とが接合層４によって接合されている。後軸部３は、首下部５、テーパー部６、シャンク部７から構成されている。また刃径は（ｍｍ）でＤ値、工具全長をＬ値、首下長をＬｎ値とした。本発明の回転切削工具は、小径ロングネック用途で優れた性能を発揮する。本発明において小径のロングネックとは、刃径Ｄが１ｍｍ以下の小径であり、首下長のＬｎ値との比をＬｎ／Ｄとした場合、Ｌｎ／Ｄ≧５のものをいう。刃径Ｄが１ｍｍ以下の小径であると、接合面積が小さくなり、接合強度をあげる必要がある。そこで、接合層中心部の組成を詳細に規定する必要があり、接合温度と接合時間及び接合金属厚みを最適化する必要があった。

本発明の回転切削工具は接合層の接合強度が高く、耐折損性に優れており、接合層中心部にその優れた特性を有する。接合層中心部には、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｗ及びＣが含まれている。接合用金属はＮｉを使用し、拡散接合により接合層を形成するが、接合層中心部は、接合条件を規定することにより軸部２の超硬合金材と後軸部３の超硬合金材からのＣｏ、Ｗ及びＣを主体とした拡散により接合層中にＣｏ、Ｗ及びＣが固溶しているため強固な接合となる。接合層には超硬合金中の成分が固溶するため、例えば、超硬合金に添加されているＣｒ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｎ及びＯなどの不可避不純物を含有する場合があるが、これらの元素はもともと少量であり、接合層中心部に拡散しても接合強度低下に至らない。この接合層を形成するには、接合用金属として、例えば、Ｎｉ箔、Ｎｉ膜又はＮｉメッキ等を使用することができる。

本発明における特徴のある接合層の形成方法について述べる。まず、例えば厚さが２０μｍのＮｉ箔、Ｎｉ膜又はＮｉメッキ等の接合用金属を、軸部２の超硬合金材と後軸部３の超硬合金材との接合面に設け、接合時の圧力は超硬合金材が破壊しない程度に、２０ＭＰａ以上で加圧しながら１０００℃以上の処理温度（接合温度）で加熱処理する。接合層のＮｉ中には超硬合金から拡散で供給されるＣｏ、Ｗ及びＣが主体として固溶する。特に、接合温度は１１００℃以上の温度であり、好ましくは１１００℃から１４００℃、より好ましくは、１１００℃から１３００℃である。処理時間（接合時間）は接合温度に大きく影響されるため６００秒から３６０００秒の範囲をとることができる。こうすることによって、接合層中心部において、Ｃｏ、Ｗ及びＣをＮｉ中に固溶させることができる。即ち、接合時間が６００秒未満では、接合層におけるＣｏ、Ｗ及びＣの拡散が不十分となり、本発明が接合層中心部において規定する組成を得ることが困難となる。一方、接合時間が３６０００秒を超えて長くなると、拡散効果が飽和する。そこで、接合時間は６００秒から３６０００秒の範囲が好ましい。接合処理の終了により、接合層内にはＮｉ、Ｃｏ、Ｗ及びＣが存在することになる。接合層中心部のＣｏ、Ｗ及びＣの固溶量は、接合温度、接合時間及び接合用金属厚みを調整することにより制御することが可能である。

本発明者らは、刃先が小径で首下長が長い、ロングネックタイプ用の回転切削工具において、折損して寿命に至ったほとんどの工具が接合層中心部を起点にして折損が起こっていることを確認した。そこで、鋭意検討した結果、接合層中心部におけるＣｏ、Ｗ及びＣの固溶量が接合強度向上に甚大な影響を与えることを抗折力試験や切削試験の評価から確認した。そして、接合層中心部においてその組成が質量％で３０≦Ｎｉ≦８５％、１０≦Ｃｏ≦６０％、１≦Ｗ≦１５％、残部がＣ及び不可避不純物であり、接合層中心部においてＣｏ、Ｗ及びＣが固溶し、接合層と後軸部３の界面から後軸部３の超硬合金材方向１０μｍ以内の位置におけるＮｉ含有量が１％以上であるときに優れた接合強度を有する接合層を得られ、もって高性能の回転切削工具を提供できることが判明した。
まず、接合層中心部におけるＮｉ、Ｃｏ、Ｗ及びＣの組成限定理由について述べる。接合層中心部が、Ｎｉ＞８５％、Ｃｏ＜１０％又はＷ＜１％のときは、十分な接合強度の接合層を得ることができない。これは、接合層中心部にＣｏや、Ｗ、Ｃが固溶することによる固溶強化が期待できずに接合強度が低下するからである。なお、Ｗは原子半径が大きく、拡散が進行しにくい為、接合温度、接合時間及び接合用金属厚みを最適範囲に特定する必要がある。一方、Ｎｉ＜３０％、Ｃｏ＞６０％又はＷ＞１５％の場合には、接合用金属であるＮｉと超硬合金成分であるＣｏ、Ｗ及びＣの相互拡散が過剰に行われ、接合層と超硬合金部の間で原子の拡散速度差に起因する空隙が観察される。この空隙が発生した場合、接合強度は極端に低下してしまう。
そこで、本発明では、接合層中心部において３０≦Ｎｉ≦８５％、１０≦Ｃｏ≦６０％、１≦Ｗ≦１５％、残部がＣ及び不可避不純物となるように制御した。ここで接合層内の元素分析値は、接合層と軸部２の界面における超硬合金材のＷＣ粒子と、接合層と後軸部３の界面における超硬合金材のＷＣ粒子との間の接合層中心部での測定値とした。測定値は３点の平均値とした。一例として、図２に実施例１の接合層部のＳＥＭ写真を示す。元素分析の測定場所は、○で印をつけた接合層中の中心部を測定した。

本発明では、接合層中心部においてＣｏ、Ｗ及びＣが固溶していることが重要であるが、ここで接合層内にＣｏ、Ｗ及びＣが固溶することによる接合強度上昇のメカニズムについて説明する。図３に実施例９の超硬合金部と接合層部のＴＥＭ写真を示す。図３より接合層中心部にはＮｉ、Ｃｏ、Ｗ及びＣの化合物粒子が析出していないことがわかる。接合強度上昇のメカニズムとしては、接合層内に存在する原子半径が１４９ｐｍのＮｉ中に、原子半径が大きい１５２ｐｍのＣｏや１９３ｐｍのＷが置換固溶することにより結晶格子が歪む。また、原子半径が小さい７０ｐｍのＣが侵入固溶することによっても結晶格子が歪む。このことから、Ｃｏ、Ｗ及びＣが接合金属であるＮｉ中に固溶することにより結晶格子を歪ませ、転位をピン止めする効果を得ることができ、接合強度が上昇するものと考えられる。

次に、接合層と後軸部３の界面から後軸部３の超硬合金材方向１０μｍ以内の位置におけるＮｉ含有量が１％以上であるという構成要件について述べる。接合用金属層と超硬合金材料の境界部分には、超硬合金材や接合用金属として用いるＮｉの表面粗さの影響から空隙が多数存在している。その後、圧力をかけ、接合温度を上げることにより超硬合金部と接合用金属層の間で和互拡散が生じ、空隙部分をＣｏやＮｉが埋めていく。しかしながら、超硬合金材側で、Ｎｉ＜１％であると、接合層と超硬合金材の相互拡散が十分でないことにより空隙部分を全て金属層で埋めることはできず、空隙部が存在することになる。空隙部が存在すると、極端に接合強度が低下してしまう。そこで、本発明では、実切削において、より力のかかる接合層と後軸部３の界面から後軸部３の超硬合金材方向１０μｍ以内の位置におけるＮｉ含有量が１％以上と規定する。後軸部３の超硬合金材方向１０μｍ以内におけるＮｉ含有量は、図２に示す□で印をつけた部分を後述の方法により測定し、求めた。測定値は３点の平均値とした。

本発明において、接合層の平均厚さをｔ（μｍ）としたとき、３≦ｔ≦５０であることが好ましい。ｔ値が３≦ｔ≦５０のとき、前述した特定範囲の接合温度及び接合時間で接合層内にＣｏとＷ、Ｃの拡散が進行し、接合強度が顕著に向上する。一方、ｔ＜３のときは、接合用金属層の厚みが薄すぎる為、接合する超硬合金表面の表面粗さ、うねりを吸収できず空隙等により未接合部分が発生し接合強度が低下する。逆にｔ＞５０になると接合層中心部までＣｏ、Ｗ及びＣを拡散させるために、接合温度を高温、例えば１４００℃近傍に設定しなければならず、高硬度焼結体部材がｃＢＮ又は焼結ダイヤモンドの場合には材質が変態することにより軟化したり、接合部が液層になることで、接合部材が変形してしまう。また、１４００℃未満の温度で焼結を行い、十分な接合強度を得たい場合には、接合層中心部にＣｏやＷ、Ｃを十分に固溶させる為に接合時間を大幅に延ばさなければならない為、工業生産性の観点から実現が難しい。

ここで接合層の厚さｔは、軸部２の超硬合金材のＷＣ粒子と後軸部３の超硬合金材におけるＷＣ粒子間との、工具長手方向における距離とし、撮影した断面写真から測定して求めた。ｔ値はそれぞれ任意の３点の平均値とした。

また、接合層中心部のＣｏ、Ｗ及びＣの固溶量や接合層の厚さは、接合時の圧力、接合温度、接合時間及び接合用金属厚みを適宜調整することにより制御することが可能である。

本発明における下記の各構成要件の具体的な測定方法は、以下のとおりである。
「接合層」は、工具長手方向の接合層断面を鏡面研磨した後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて接合層断面を倍率２０００倍で観察した。「接合層厚み」については、軸部２の超硬合金材のＷＣ粒子と、後軸部３の超硬合金材のＷＣ粒子について、工具長手方向における距離の平均値を求め、「接合層厚み」とした。

次に、「接合層中心部におけるＮｉ、Ｃｏ、Ｗ、Ｃ及び不可避不純物」の元素分析及び、「接合層と後軸部３の界面から後軸部３の超硬合金材方向１０μｍ以内の位置におけるＮｉ含有量」の測定については、日本電子株式会社製、ＪＸＡ−８５００Ｆ型のＦＥ−ＥＰＭＡ装置を使用した。Ｎｉ、Ｃｏ、Ｗ及びＣの元素分析の条件は、加速電圧１５ｋＶ、照射電流０．０５μＡとした。
以下に、本発明の回転切削工具を実施例により具体的に説明するが、それらの実施例により本発明が限定されるものではない。

本発明例１として本発明の回転切削工具の製造方法について述べる。
第１の工程において、軸部２の超硬合金材を作製した。軸部２の超硬合金材（焼結体）は、配合時のＷＣ平均粒径を４．０μｍ、Ｃｏ量を１０．０質量％とした。１４００℃、３６００秒の条件で真空中で焼結し、その後、１３５０℃、５０ＭＰａ、１８００秒の条件でＨＩＰ処理を行うことにより作製した。その後、研削加工により軸部２の超硬合金材を、厚み１０ｍｍ、直径３０ｍｍの円板形状に仕上げた。

第２の工程において、ｃＢＮ焼結部材を作製した。第１の工程で作製した厚さ１０ｍｍの軸部２の超硬合金材における円板上に６５容量％のｃＢＮ粉末と、残部がＴｉＮとＡｌからなる粉末を混合した粉体からなるｃＢＮ成形体を配置し、５．５ＧＰａ、１４５０℃の超高圧高温条件で一体焼結後に研削加工を施し、ｃＢＮ焼結体の厚さが１ｍｍ、軸部２の超硬合金材の厚さが９ｍｍの総厚１０ｍｍのｃＢＮ焼結部材を作製した。このとき、ｃＢＮ焼結体と軸部２の超硬合金材との間には、接合部が形成されていた。

第３の工程において、後軸部３の超硬合金材（焼結体）を作製した。後軸部３の超硬合金材は、配合時のＷＣ平均粒径を１．０μｍ、Ｃｏ量を８質量％とした。１４５０℃、１８００秒の条件において真空中で焼結し、その後、１３５０℃、５０ＭＰａ、１８００秒の条件でＨＩＰ処理を行うことにより作製した。その後、後軸部３の超硬合金材を厚み４０ｍｍ、直径３０ｍｍの円柱形状に仕上げた。

第４の工程において、第２の工程で作製したｃＢＮ焼結部材における軸部２の超硬合金材と、第３の工程で作製した後軸部３の超硬合金材の間に２０μｍの厚さのＮｉ箔を挟み、３０ＭＰａの接合圧力を印加した。真空度を１０Ｐａ以下として、昇温は常温から９００℃までを０．３℃／秒で昇温させた。９００℃に達した後に、９００℃から１１００℃までを０．０２℃／秒で昇温した。１１００℃で７２００秒保持した。その後、冷却過程は０．５℃／秒で常温まで冷却した。ｃＢＮ焼結体、軸部２の超硬合金材、後軸部３の超硬合金材で構成した厚さ５０ｍｍ、直径３０ｍｍの形状に仕上げた。このとき、軸部２の超硬合金材、後軸部３の超硬合金材との間には、接合層が形成されていた。

第５の工程において、ワイヤー放電加工により直径４．０１ｍｍの円柱部材を切り出した後、センタレス加工によって直径４ｍｍ、全長５０ｍｍの丸棒材に仕上げた。円筒研削加工で首部等を加工した。次に、溝研削加工で刃溝を加工し、刃付けにより切れ刃を形成した。
第１から第５の工程により、全長が５０ｍｍ、刃径Ｄが１ｍｍ、Ｒが０．５ｍｍ、首下長が１０ｍｍの小径ボールエンドミルを作製し、これを本発明例１とした。
また、本発明例１に使用したものと同じ素材を使用して軸部２が直径５ｍｍで厚みが１５ｍｍ、後軸部３が直径５ｍｍで厚みが１５ｍｍの丸棒を作製した後、その各々の材料間に接合用金属としてＮｉ箔を介し上記条件で接合を行い、直径が５ｍｍ、全長が３０ｍｍの円柱形状の試験片を作製した。この試験片を用いて、接合層中心部におけるＣｏやＷ、Ｃの元素分析評価や後軸部３の超硬合金材方向１０μｍ以内のＮｉ含有量の測定、接合層の厚み測定、抗折力試験を行った。一例ではあるが、元素分析の評価は図２の○印に示すように接合層の略中心部の場所で行った。また□印に示す接合層界面から略１０μｍの場所で、後軸部３の超硬合金材方向１０μｍ以内のＮｉ含有量の測定を行った。接合層の厚みに関しては、ＳＥＭの写真から測定し算出した。抗折力試験はスパン２０ｍｍの治具を用い、３点曲げにて測定した。抗折力の値は、測定Ｎ数を１０とし、平均の値を用いた。

また、本発明例２から１１、比較例１２から１８は、本発明例１の製造条件を基準にして、同一の接合圧力の条件下で作製した。但し、表１に示すとおり、接合温度、接合時間及び接合層厚みを変化させた点が本発明例１の製造条件とは異なる。
表１に、本発明例１から１１、比較例１２から１８の接合層の接合強度を調査するために行った抗折力の試験結果を示す。

表１において、接合層中心部の組成は、「Ｃｏ＋Ｗ＋Ｎｉ＋Ｃ及び不可避不純物＝１００．０質量％」で表示している。表１より、本発明例１から１１は、接合層中心部において３０≦Ｎｉ≦８５％、１０≦Ｃｏ≦６０％、１≦Ｗ≦１５％の範囲にあり、接合層と後軸部３の界面から超硬合金材方向１０μｍ以内の位置におけるＮｉ含有量が１％以上あることから、いずれも１６００ＭＰａ以上の抗折力を示し、切削試験においても良好な結果が得られた。
また表１の本発明例１から１１の結果から、接合温度及び接合時間を長くすることにより、接合層中心部におけるＣｏ、Ｗ及びＣの固溶量を増大できることがわかる。更に、接合層厚みを特定範囲に制御することによっても接合層中心部におけるＣｏ、Ｗ及びＣの固溶量を変化できることがわかる。また、このような本発明例１から１１の接合条件の採用により、従来に比べて顕著に高い抗折力（接合強度）が得られることがわかる。

一方、比較例１２から１５は、接合層中心部におけるＮｉ、ＣｏとＷの組成、後軸部３の界面から超硬合金材方向１０μｍ以内の位置におけるＮｉ含有量が本発明の範囲から外れているため抗折力は低かった。特に、比較例１５は、接合層の厚みも本発明の範囲外であるため抗折力が更に低かった。また、比較例１６、１７は、後軸部３の界面から超硬合金材方向１０μｍ以内の位置におけるＮｉ含有量が本発明の範囲に入っているものの、接合層中心部におけるＮｉ、Ｃｏ、Ｗの組成が本発明の範囲から外れているため抗折力が低かった。比較例１８は、接合層中心部におけるＮｉ、Ｃｏ、Ｗの組成は本発明の範囲に入っているものの、後軸部３の界面から超硬合金材方向１０μｍ以内の位置におけるＮｉ含有量と、接合層の厚みが本発明の範囲から外れているため抗折力が低かった。

次に、本発明例、比較例で作製した小径ボールエンドミルを用いて、接合層の接合強度を評価するために切削試験を行った。切削条件を下記に示す。接合強度を評価するために、切削試験では各々５本の小径ボールエンドミルを評価した。評価は、切削距離１０ｍまでに折損した本数を測定した。これらをもとに３段階の評価ランクに分けた。評価ランクは、折損が発生しなかったものを○印で示し、折損本数が１〜３本のものを△印、折損本数が４本以上のものを×印で示した。評価結果を表１に併記した。
（切削条件）
加工方法：乾式切削による片削り加工
被切削材：ＳＫＤ１１、硬さ、ＨＲＣ６０
工具回転数：毎分２００００回転
送り速度：１０００ｍｍ／分
径方向切り込み量：０．０５ｍｍ
軸方向切り込み量：０．０５ｍｍ

表１に示す切削試験の評価結果では、本発明例１から１１はいずれも折損が無く、全て○印レベルの優れた耐折損性を示した。これは、本発明例１から１１は本発明の条件を満足しており、試験片で得られた様に高い抗折力によるものである。一方、比較例１２から１８は、切削試験でいずれの試料においても接合部での欠損が発生し、△印や×印のレベルであった。これは、比較例１２から１８は、いずれかの条件が本発明の規定から外れているため、低い抗折力によるものである。

本発明の回転切削工具は、刃径（直径）が１ｍｍ以下、好ましくは０．１〜１ｍｍである、超硬合金製小径ドリル、及びドリル以外の小径回転切削工具に適用することにより従来のものに比べて高性能となり、好適である。本発明の回転切削工具は拡散接合された強固な接合層を有する点を特徴としているので、例えばｃＢＮを刃部として超硬合金材と接合された回転切削工具や、首下長さの長いロングネックを有する回転切削工具として特に好適である。

１ 刃部
２ 軸部（超硬合金材）
３ 後軸部（超硬合金材）
４ 接合層
５ 首部
６ テーパー部
７ シャンク部
Ｄ 刃径
Ｌｎ 首下長
Ｌ 全長

Claims (2)

1. 工具先端の刃部１とこれに連なる軸部２の後端が後軸部３と同一軸線上に拡散接合された接合層４を有し、該後軸部３は首部５、テーパー部６及びシャンク部７を有し、該刃部１は高硬度焼結体部材製であり、該軸部２の超硬合金材と該後軸部３の超硬合金材を有し、該接合層４は、少なくともＮｉ、Ｃｏ、Ｗ及びＣを含有し、該接合層４の中心部における組成は質量％で、３０≦Ｎｉ≦８５％、１０≦Ｃｏ≦６０％、１≦Ｗ≦１５％、残部がＣ及び不可避不純物であり、該接合層の該中心部においてＣｏ、Ｗ及びＣが固溶し、該接合層４と後軸部３の界面から後軸部３の超硬合金材方向１０μｍ以内の位置におけるＮｉ含有量が１％以上であることを特徴とする回転切削工具。
2. 請求項１に記載の回転切削工具において、該接合層の平均厚さをｔ（μｍ）としたとき、３≦ｔ≦５０であることを特徴とする回転切削工具。