JP3451950B2 - 基体が高靭性を有する表面被覆超硬合金製エンドミル - Google Patents
基体が高靭性を有する表面被覆超硬合金製エンドミルInfo
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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、この発明は、基
体のもつすぐれた耐摩耗性を保持したままで、これの靭
性向上が著しい表面被覆超硬合金製エンドミル（以下、
単に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、被覆超硬エンドミルが、
図３に概略正面図で例示されるように、シャープなエッ
ジの外周刃が形成された切刃部とシャンク部からなり、
炭素鋼やダイス鋼などの肩削り加工や溝加工などに用い
られることは良く知られるところである。また、上記被
覆超硬エンドミルにおいて、これを構成する基体が、図
２に電子顕微鏡による組織観察結果を模式図で示す通
り、 第一硬質分散相：６０〜９２面積％、 第二硬質分散相：１〜１０面積％、 Ｃｏを主体とする結合相および不可避不純物：残り、 からなる組織を示し、上記第一硬質分散相は、炭化タン
グステン（以下、ＷＣで示す）からなり、上記第二硬質
分散相は、上記結合相中に微細に分散分布したＶとＷと
Ｃｒの析出複合炭化物［以下、（Ｖ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃで示
す］からなり、かついずれもＶ成分の作用で０．７μｍ
以下の平均粒径を有し、さらにＣｏ、Ｃｒ、およびＶの
含有量が、重量％で（以下、単に％の表示は重量％を示
す）、Ｃｏ：５〜１３％、Ｃｒ：０．２〜２％、Ｖ ：
０．２〜１％、である、ＷＣ基超硬合金（以下、超硬合
金と云う）で構成され、さらに上記基体の表面に０．５
〜６μｍの平均層厚で物理蒸着される硬質被覆層が、Ｔ
ｉの炭化物（以下、ＴｉＣで示す）層、窒化物（以下、
ＴｉＮで示す）層、および炭窒化物（以下、ＴｉＣＮで
示す）層、さらにＴｉとＡｌの複合炭化物［以下、（Ｔ
ｉ，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［以下、（Ｔ
ｉ，Ａｌ）ＣＮ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ことも知られている。 【０００３】 【発明が解決しようとする課題】一方、近年の切削加工
に対する省力化および省エネ化の要求は強く、これに伴
い、切削加工は高切り込みおよび高送りなどの重切削の
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、これを一段と切り込みあるいは送りを高くした条件
での切削に用いると、特に外周刃に、この部分の基体の
靭性不足が原因の欠けが発生し易く、比較的短時間で使
用寿命に至るのが現状である。 【０００４】 【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、上記の従来被覆超硬エンドミル
に着目し、これを構成する基体のもつすぐれた耐摩耗性
を損なうことなく、特にシャープなエッジの外周刃の靭
性向上を図るべく研究を行った結果、上記の従来被覆超
硬エンドミルを構成する基体（従来基体と云う）におい
ては、その製造に際して、その焼結を、「０．０１〜
０．１ｔｏｒｒの真空雰囲気中、温度：１３５０〜１４
８０℃に１〜２時間保持後、少なくとも１２００℃まで
炉冷（この場合の冷却速度は約１０℃／ｍｉｎ）」、の
条件で行っているが、この焼結を、「０．０１〜０．１
ｔｏｒｒの真空雰囲気中、温度：１３５０〜１４８０℃
に１〜２時間保持後、雰囲気を５０〜１５０ｋｇ／ｃｍ
2 の加圧雰囲気に変え、この加圧雰囲気に１５〜６０分
間保持後、少なくとも１２００℃までを５０〜１００℃
／ｍｉｎの冷却速度で急冷」、の条件とすると、上記従
来超硬合金では、（Ｖ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃのすべてが冷却時
に結合相中に分散析出して独自に第二硬質分散相を形成
していたものが、上記の通り真空雰囲気を加圧雰囲気に
変え、この加圧雰囲気に所定時間保持した後急冷するこ
とにより、図１に電子顕微鏡による組織観察結果を模式
図で示した通り、その一部がＷＣの表面に全面被覆薄層
および／または部分被覆薄層として析出して被覆ＷＣか
らなる第一硬質分散相を形成するようになり、このよう
に（Ｖ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃの析出割合は従来基体におけると
ほとんど同じ状態であるが、前記（Ｖ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃの
一部が前記被覆ＷＣを形成し、残りが結合相中に分散析
出してなる、すなわち結合相中に分散析出する（Ｖ，
Ｗ，Ｃｒ）Ｃの割合が相対的に少ない超硬合金は、結合
相中にだけ（Ｖ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃが分散析出した上記従来
超硬合金に比して一段と高い靭性をもつようになり、し
たがってこの超硬合金で被覆超硬エンドミルの基体を構
成すれば、これを高切り込みおよび高送りなどの重切削
に用いても、特に基体の外周刃はすぐれた靭性をもつこ
とから、欠けなどの発生なく、優れた切削性能を長期に
亘って発揮するようになるという研究結果を得たのであ
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、電子顕微鏡による組織観察で、 第一硬質分散相：６５〜９２．５面積％、 第二硬質分散相：０．５〜５面積％、 Ｃｏを主体とする結合相および不可避不純物：残り、 からなる組織を示し、上記第一硬質分散相は、ＷＣを
（Ｖ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃの薄層で全面被覆および／または部
分被覆してなる被覆ＷＣからなり、上記第二硬質分散相
は、上記結合相中に微細に分散分布した（Ｖ，Ｗ，Ｃ
ｒ）Ｃからなり、かついずれも０．７μｍ以下の平均粒
径を有し、さらにＣｏ、Ｃｒ、およびＶの含有量が、Ｃ
ｏ：５〜１３％、Ｃｒ：０．２〜２％、Ｖ ：０．２〜
１％、である、超硬合金からなる基体の表面に、ＴｉＣ
層、ＴｉＮ層、およびＴｉＣＮ層、さらに（Ｔｉ，Ａ
ｌ）Ｃ層、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層、および（Ｔｉ，Ａｌ）
ＣＮ層のうちの１種の単層、または２種以上の複層から
なる硬質被覆層を０．５〜６μｍの平均層厚で物理蒸着
してなる、基体が高靭性を有する被覆超硬エンドミルに
特徴を有するものである。 【０００６】つぎに、この発明の被覆超硬エンドミルミ
ニチュアドリルにおいて、これを構成する超硬合金の組
成および硬質分散相の平均粒径、並びに硬質被覆層の平
均層厚を上記の通りに限定した理由を説明する。 （Ａ） 組成 （ａ） 第一硬質分散相（被覆ＷＣ）の割合 第一硬質分散相における（Ｖ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃ、すなわち
ＷＣの表面を被覆する（Ｖ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃによって
（Ｖ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃの全体量を同じくした状態で結合相
中に分散分布する（Ｖ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃの割合を少なくす
ることができるので、耐摩耗性の低下なく、靭性の向上
を図ることができるものであり、この場合電子顕微鏡に
よる組織観察で、ＷＣの全粒界長さの５０％以上が
（Ｖ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃで被覆されているのが望ましいが、
その割合が６５面積％未満では、所望のすぐれた耐摩耗
性を確保することができず、一方その割合が９２．５面
積％を越えると相対的に結合相の割合が少なくなりすぎ
て、強度が急激に低下するようになることから、その割
合を６５〜９２．５面積％、望ましくは８０〜８９面積
％と定めた。 【０００７】（ｂ） 第二硬質分散相（（Ｖ，Ｗ，Ｃ
ｒ）Ｃ）の割合 第二硬質分散相には、ＷＣの表面を被覆する（Ｖ，Ｗ，
Ｃｒ）Ｃと共存した状態で耐摩耗性を向上させる作用が
あるが、その割合が０．５面積％未満では、所望の耐摩
耗性を確保することができず、一方その割合が５面積％
を越えると、靭性に低下傾向が現れるようになることか
ら、その割合を０．５〜５面積％、望ましくは１〜３面
積％と定めた。 【０００８】（ｃ） Ｃｏの含有量 Ｃｏ成分は焼結性を向上させ、かつ結合相を形成して強
度および靭性を向上させる作用をもつが、その含有量が
５％未満では前記作用に所望の向上効果が得られず、一
方その含有量が１３％を越えると耐摩耗性の急激な低下
が避けられないことから、その含有量を５〜１３％、望
ましくは６〜１０％と定めた。 【０００９】（ｄ） Ｃｒの含有量 Ｃｒ成分には、上記の通りＷＣの表面に全面被覆薄層お
よび／または部分被覆薄層として析出する（Ｖ，Ｗ，Ｃ
ｒ）Ｃおよび結合相中に第二硬質分散相として微細に析
出分布する（Ｖ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃを形成して、耐摩耗性を
向上させ、かつ結合相中に固溶して、これの耐熱性を向
上させる作用があるが、その含有量が０．２％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２％を越えると、結合相中への固溶割合が高くなりす
ぎ、靭性低下の原因となることから、その含有量を０．
２〜２％、望ましくは０．３〜１．０％と定めた。 【００１０】（ｅ） Ｖの含有量 Ｖ成分には、同じく（Ｖ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃを形成して、耐
摩耗性を向上させるほか、結合相中に固溶して、焼結時
における上記第一および第二硬質分散相の粒成長を抑制
する作用があるが、その含有量が０．２％未満では、硬
質の（Ｖ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃの形成が困難であるばかりでな
く、原料粉末であるＷＣ粉末の平均粒径を０．７μｍ以
下にしても焼結時に粒成長して上記第一硬質分散相が
０．７μｍを越えた平均粒径になってしまい、また結合
相中に析出した第二硬質分散相の成長抑制効果も十分で
なく、この結果所望の耐摩耗性および強度向上効果を確
保することができず、一方その含有量が１％を越えると
結合相自体の強度が低下し、折損が発生し易くなること
から、その含有量を０．２〜１％、望ましくは０．２〜
０．５％と定めた。 【００１１】（ｆ） 第一および第二硬質分散相の平均
粒径 これらの平均粒径は、上記の通り原料粉末としてのＷＣ
粉末の平均粒径およびＶ含有量によって調整するが、そ
の平均粒径が０．７μｍを越えると、硬質分散相粒粗大
化に伴う強度低下が著しくなることから、その平均粒径
を０．７μｍ以下と定めた。 【００１２】（ｇ） 硬質被覆層の平均層厚 その平均層厚が０．５μｍ未満では所望のすぐれた耐摩
耗性を確保することができず、一方その平均層厚が６μ
ｍを越えると、外周刃にチッピング（微小欠け）が発生
し、使用寿命短命化の原因となることから、その平均層
厚を０．５〜６μｍ、望ましくは１〜３μｍ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、それぞれ平均粒径：０．８μｍのＷＣ粉末、同１．
５μｍのＶＣ粉末、同２．３μｍのＣｒ3 Ｃ2 粉末、お
よび同１．２μｍのＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末
を所定の配合組成に配合し、ボールミルでアセトンを用
いて７２時間湿式混合し、減圧乾燥し、さらにワックス
と溶剤を加えて１時間混和した後、押出しプレスにて直
径：１３ｍｍの長尺状成形体とし、これらの長尺状成形
体を、脱ワックスした状態で、０．０５ｔｏｒｒの真空
雰囲気中、１３５０〜１４８０℃の範囲内の所定の温度
に１．５時間保持後、雰囲気を圧力：６０ｋｇｆ／ｃｍ
2 の加圧雰囲気に変え、この加圧雰囲気に２５分間保持
後、１２００℃までを５０〜１００℃／ｍｉｎの範囲内
の所定の冷却速度で急冷の条件で焼結することにより超
硬合金からなる直径：１１ｍｍの長尺状焼結素材を製造
し、この長尺状焼結素材について、定量分析法にてＣ
ｏ、Ｃｒ、およびＶ成分の含有量を測定し、さらにその
任意断面を透過型電子顕微鏡およびエネルギー分散型Ｘ
線分光装置を用いて観察し、第一硬質分散相が被覆Ｗ
Ｃ、第二硬質分散相が（Ｖ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃからなること
を確認した上で、これらの平均粒径を測定し、かつ画像
解析装置にてその割合を算出し、この結果表１に示され
る測定および算出結果を示し、ついで前記長尺状焼結素
材から研削加工にて外周刃径（刃先径）：１０ｍｍ、ね
じれ角：４５度の２枚刃スクエア型エンドミル基体（本
発明エンドミル基体）Ａ〜Ｈをそれぞれ製造した。ま
た、比較の目的で、焼結条件を、０．０５ｔｏｒｒの真
空雰囲気中、１３５０〜１４８０℃の範囲内の所定の温
度に１．５時間保持後、炉冷（この場合の１２００℃ま
での冷却速度は約１０℃／ｍｉｎ）とする以外は同一の
条件で表２に示される通りのエンドミル基体（従来エン
ドミル基体）ａ〜ｈをそれぞれ製造した。 【００１４】ついで、上記の本発明エンドミル基体Ａ〜
Ｈおよび従来エンドミル基体ａ〜ｈの表面に、物理蒸着
法の１種であるイオンプレーティング法を用い、通常の
条件で表３、４に示される組成および平均層厚の硬質被
覆層を形成することにより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１〜８および従来被覆超硬エンドミル１〜８につい
て、 被削材：Ｓ５０Ｃ、 切削速度：１２０ｍ／ｍｉｎ、 １刃当りの送り：０．０８ｍｍ／刃、 切り込み深さ：１５ｍｍ、 切り込み幅：１ｍｍ、 形式：ダウンカット、 切削長：３０ｍ、 の条件での炭素鋼の湿式高送り切削試験、並びに、 被削材：ＳＫＤ６１（硬さ；ＨR Ｃ４０）、 切削速度：８０ｍ／ｍｉｎ、 １刃当りの送り：０．０２ｍｍ／刃、 切り込み深さ：１５ｍｍ、 切り込み幅：１．６ｍｍ、 形式：ダウンカット、 切削長：３０ｍ、 の条件でのダイス鋼の湿式高切り込み切削試験をそれぞ
れ１０本のエンドミルについて行い、外周刃における欠
損発生状況を観察し、試験本数：１０本中の欠損発生本
数を測定した。この場合外周刃に１か所欠損が発生して
も欠損発生と見なした。これらの測定結果を表３、４に
示した。 【００１６】 【表１】 【００１７】 【表２】【００１８】 【表３】 【００１９】 【表４】【００２０】 【発明の効果】表３、４に示される結果から、本発明被
覆超硬エンドミル１〜８は、いずれもこれを構成する基
体（超硬合金）が、（Ｖ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃの一部がＷＣの
全面被覆薄層および／または部分被覆薄層として析出
し、この分結合相中に分散析出する（Ｖ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃ
の割合が相対的に少なくなった組織を有するので、前記
（Ｖ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃのすべてが結合相中に分散分布した
組織を有する基体で構成された従来被覆超硬エンドミル
１〜８に比して同等の耐摩耗性で、一段とすくれた靭性
を示し、高切り込みおよび高送りなどの重切削でも外周
刃の欠損発生が著しく少なく、長期に亘ってすぐれた切
削性能を発揮す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、これを構成する基体
が高靭性を有し、したかって通常の条件での切削は勿論
のこと、高靭性が要求される高切り込みおよび高送りな
どの重切削でも外周刃に欠損の発生が著しく少なく、安
定した切削を可能とするものであるから、切削加工に対
する省力化および省エネ化にも十分満足に対応できるも
のである。
体のもつすぐれた耐摩耗性を保持したままで、これの靭
性向上が著しい表面被覆超硬合金製エンドミル（以下、
単に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、被覆超硬エンドミルが、
図３に概略正面図で例示されるように、シャープなエッ
ジの外周刃が形成された切刃部とシャンク部からなり、
炭素鋼やダイス鋼などの肩削り加工や溝加工などに用い
られることは良く知られるところである。また、上記被
覆超硬エンドミルにおいて、これを構成する基体が、図
２に電子顕微鏡による組織観察結果を模式図で示す通
り、 第一硬質分散相：６０〜９２面積％、 第二硬質分散相：１〜１０面積％、 Ｃｏを主体とする結合相および不可避不純物：残り、 からなる組織を示し、上記第一硬質分散相は、炭化タン
グステン（以下、ＷＣで示す）からなり、上記第二硬質
分散相は、上記結合相中に微細に分散分布したＶとＷと
Ｃｒの析出複合炭化物［以下、（Ｖ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃで示
す］からなり、かついずれもＶ成分の作用で０．７μｍ
以下の平均粒径を有し、さらにＣｏ、Ｃｒ、およびＶの
含有量が、重量％で（以下、単に％の表示は重量％を示
す）、Ｃｏ：５〜１３％、Ｃｒ：０．２〜２％、Ｖ ：
０．２〜１％、である、ＷＣ基超硬合金（以下、超硬合
金と云う）で構成され、さらに上記基体の表面に０．５
〜６μｍの平均層厚で物理蒸着される硬質被覆層が、Ｔ
ｉの炭化物（以下、ＴｉＣで示す）層、窒化物（以下、
ＴｉＮで示す）層、および炭窒化物（以下、ＴｉＣＮで
示す）層、さらにＴｉとＡｌの複合炭化物［以下、（Ｔ
ｉ，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［以下、（Ｔ
ｉ，Ａｌ）ＣＮ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ことも知られている。 【０００３】 【発明が解決しようとする課題】一方、近年の切削加工
に対する省力化および省エネ化の要求は強く、これに伴
い、切削加工は高切り込みおよび高送りなどの重切削の
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、これを一段と切り込みあるいは送りを高くした条件
での切削に用いると、特に外周刃に、この部分の基体の
靭性不足が原因の欠けが発生し易く、比較的短時間で使
用寿命に至るのが現状である。 【０００４】 【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、上記の従来被覆超硬エンドミル
に着目し、これを構成する基体のもつすぐれた耐摩耗性
を損なうことなく、特にシャープなエッジの外周刃の靭
性向上を図るべく研究を行った結果、上記の従来被覆超
硬エンドミルを構成する基体（従来基体と云う）におい
ては、その製造に際して、その焼結を、「０．０１〜
０．１ｔｏｒｒの真空雰囲気中、温度：１３５０〜１４
８０℃に１〜２時間保持後、少なくとも１２００℃まで
炉冷（この場合の冷却速度は約１０℃／ｍｉｎ）」、の
条件で行っているが、この焼結を、「０．０１〜０．１
ｔｏｒｒの真空雰囲気中、温度：１３５０〜１４８０℃
に１〜２時間保持後、雰囲気を５０〜１５０ｋｇ／ｃｍ
2 の加圧雰囲気に変え、この加圧雰囲気に１５〜６０分
間保持後、少なくとも１２００℃までを５０〜１００℃
／ｍｉｎの冷却速度で急冷」、の条件とすると、上記従
来超硬合金では、（Ｖ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃのすべてが冷却時
に結合相中に分散析出して独自に第二硬質分散相を形成
していたものが、上記の通り真空雰囲気を加圧雰囲気に
変え、この加圧雰囲気に所定時間保持した後急冷するこ
とにより、図１に電子顕微鏡による組織観察結果を模式
図で示した通り、その一部がＷＣの表面に全面被覆薄層
および／または部分被覆薄層として析出して被覆ＷＣか
らなる第一硬質分散相を形成するようになり、このよう
に（Ｖ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃの析出割合は従来基体におけると
ほとんど同じ状態であるが、前記（Ｖ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃの
一部が前記被覆ＷＣを形成し、残りが結合相中に分散析
出してなる、すなわち結合相中に分散析出する（Ｖ，
Ｗ，Ｃｒ）Ｃの割合が相対的に少ない超硬合金は、結合
相中にだけ（Ｖ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃが分散析出した上記従来
超硬合金に比して一段と高い靭性をもつようになり、し
たがってこの超硬合金で被覆超硬エンドミルの基体を構
成すれば、これを高切り込みおよび高送りなどの重切削
に用いても、特に基体の外周刃はすぐれた靭性をもつこ
とから、欠けなどの発生なく、優れた切削性能を長期に
亘って発揮するようになるという研究結果を得たのであ
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、電子顕微鏡による組織観察で、 第一硬質分散相：６５〜９２．５面積％、 第二硬質分散相：０．５〜５面積％、 Ｃｏを主体とする結合相および不可避不純物：残り、 からなる組織を示し、上記第一硬質分散相は、ＷＣを
（Ｖ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃの薄層で全面被覆および／または部
分被覆してなる被覆ＷＣからなり、上記第二硬質分散相
は、上記結合相中に微細に分散分布した（Ｖ，Ｗ，Ｃ
ｒ）Ｃからなり、かついずれも０．７μｍ以下の平均粒
径を有し、さらにＣｏ、Ｃｒ、およびＶの含有量が、Ｃ
ｏ：５〜１３％、Ｃｒ：０．２〜２％、Ｖ ：０．２〜
１％、である、超硬合金からなる基体の表面に、ＴｉＣ
層、ＴｉＮ層、およびＴｉＣＮ層、さらに（Ｔｉ，Ａ
ｌ）Ｃ層、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層、および（Ｔｉ，Ａｌ）
ＣＮ層のうちの１種の単層、または２種以上の複層から
なる硬質被覆層を０．５〜６μｍの平均層厚で物理蒸着
してなる、基体が高靭性を有する被覆超硬エンドミルに
特徴を有するものである。 【０００６】つぎに、この発明の被覆超硬エンドミルミ
ニチュアドリルにおいて、これを構成する超硬合金の組
成および硬質分散相の平均粒径、並びに硬質被覆層の平
均層厚を上記の通りに限定した理由を説明する。 （Ａ） 組成 （ａ） 第一硬質分散相（被覆ＷＣ）の割合 第一硬質分散相における（Ｖ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃ、すなわち
ＷＣの表面を被覆する（Ｖ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃによって
（Ｖ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃの全体量を同じくした状態で結合相
中に分散分布する（Ｖ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃの割合を少なくす
ることができるので、耐摩耗性の低下なく、靭性の向上
を図ることができるものであり、この場合電子顕微鏡に
よる組織観察で、ＷＣの全粒界長さの５０％以上が
（Ｖ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃで被覆されているのが望ましいが、
その割合が６５面積％未満では、所望のすぐれた耐摩耗
性を確保することができず、一方その割合が９２．５面
積％を越えると相対的に結合相の割合が少なくなりすぎ
て、強度が急激に低下するようになることから、その割
合を６５〜９２．５面積％、望ましくは８０〜８９面積
％と定めた。 【０００７】（ｂ） 第二硬質分散相（（Ｖ，Ｗ，Ｃ
ｒ）Ｃ）の割合 第二硬質分散相には、ＷＣの表面を被覆する（Ｖ，Ｗ，
Ｃｒ）Ｃと共存した状態で耐摩耗性を向上させる作用が
あるが、その割合が０．５面積％未満では、所望の耐摩
耗性を確保することができず、一方その割合が５面積％
を越えると、靭性に低下傾向が現れるようになることか
ら、その割合を０．５〜５面積％、望ましくは１〜３面
積％と定めた。 【０００８】（ｃ） Ｃｏの含有量 Ｃｏ成分は焼結性を向上させ、かつ結合相を形成して強
度および靭性を向上させる作用をもつが、その含有量が
５％未満では前記作用に所望の向上効果が得られず、一
方その含有量が１３％を越えると耐摩耗性の急激な低下
が避けられないことから、その含有量を５〜１３％、望
ましくは６〜１０％と定めた。 【０００９】（ｄ） Ｃｒの含有量 Ｃｒ成分には、上記の通りＷＣの表面に全面被覆薄層お
よび／または部分被覆薄層として析出する（Ｖ，Ｗ，Ｃ
ｒ）Ｃおよび結合相中に第二硬質分散相として微細に析
出分布する（Ｖ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃを形成して、耐摩耗性を
向上させ、かつ結合相中に固溶して、これの耐熱性を向
上させる作用があるが、その含有量が０．２％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２％を越えると、結合相中への固溶割合が高くなりす
ぎ、靭性低下の原因となることから、その含有量を０．
２〜２％、望ましくは０．３〜１．０％と定めた。 【００１０】（ｅ） Ｖの含有量 Ｖ成分には、同じく（Ｖ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃを形成して、耐
摩耗性を向上させるほか、結合相中に固溶して、焼結時
における上記第一および第二硬質分散相の粒成長を抑制
する作用があるが、その含有量が０．２％未満では、硬
質の（Ｖ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃの形成が困難であるばかりでな
く、原料粉末であるＷＣ粉末の平均粒径を０．７μｍ以
下にしても焼結時に粒成長して上記第一硬質分散相が
０．７μｍを越えた平均粒径になってしまい、また結合
相中に析出した第二硬質分散相の成長抑制効果も十分で
なく、この結果所望の耐摩耗性および強度向上効果を確
保することができず、一方その含有量が１％を越えると
結合相自体の強度が低下し、折損が発生し易くなること
から、その含有量を０．２〜１％、望ましくは０．２〜
０．５％と定めた。 【００１１】（ｆ） 第一および第二硬質分散相の平均
粒径 これらの平均粒径は、上記の通り原料粉末としてのＷＣ
粉末の平均粒径およびＶ含有量によって調整するが、そ
の平均粒径が０．７μｍを越えると、硬質分散相粒粗大
化に伴う強度低下が著しくなることから、その平均粒径
を０．７μｍ以下と定めた。 【００１２】（ｇ） 硬質被覆層の平均層厚 その平均層厚が０．５μｍ未満では所望のすぐれた耐摩
耗性を確保することができず、一方その平均層厚が６μ
ｍを越えると、外周刃にチッピング（微小欠け）が発生
し、使用寿命短命化の原因となることから、その平均層
厚を０．５〜６μｍ、望ましくは１〜３μｍ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、それぞれ平均粒径：０．８μｍのＷＣ粉末、同１．
５μｍのＶＣ粉末、同２．３μｍのＣｒ3 Ｃ2 粉末、お
よび同１．２μｍのＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末
を所定の配合組成に配合し、ボールミルでアセトンを用
いて７２時間湿式混合し、減圧乾燥し、さらにワックス
と溶剤を加えて１時間混和した後、押出しプレスにて直
径：１３ｍｍの長尺状成形体とし、これらの長尺状成形
体を、脱ワックスした状態で、０．０５ｔｏｒｒの真空
雰囲気中、１３５０〜１４８０℃の範囲内の所定の温度
に１．５時間保持後、雰囲気を圧力：６０ｋｇｆ／ｃｍ
2 の加圧雰囲気に変え、この加圧雰囲気に２５分間保持
後、１２００℃までを５０〜１００℃／ｍｉｎの範囲内
の所定の冷却速度で急冷の条件で焼結することにより超
硬合金からなる直径：１１ｍｍの長尺状焼結素材を製造
し、この長尺状焼結素材について、定量分析法にてＣ
ｏ、Ｃｒ、およびＶ成分の含有量を測定し、さらにその
任意断面を透過型電子顕微鏡およびエネルギー分散型Ｘ
線分光装置を用いて観察し、第一硬質分散相が被覆Ｗ
Ｃ、第二硬質分散相が（Ｖ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃからなること
を確認した上で、これらの平均粒径を測定し、かつ画像
解析装置にてその割合を算出し、この結果表１に示され
る測定および算出結果を示し、ついで前記長尺状焼結素
材から研削加工にて外周刃径（刃先径）：１０ｍｍ、ね
じれ角：４５度の２枚刃スクエア型エンドミル基体（本
発明エンドミル基体）Ａ〜Ｈをそれぞれ製造した。ま
た、比較の目的で、焼結条件を、０．０５ｔｏｒｒの真
空雰囲気中、１３５０〜１４８０℃の範囲内の所定の温
度に１．５時間保持後、炉冷（この場合の１２００℃ま
での冷却速度は約１０℃／ｍｉｎ）とする以外は同一の
条件で表２に示される通りのエンドミル基体（従来エン
ドミル基体）ａ〜ｈをそれぞれ製造した。 【００１４】ついで、上記の本発明エンドミル基体Ａ〜
Ｈおよび従来エンドミル基体ａ〜ｈの表面に、物理蒸着
法の１種であるイオンプレーティング法を用い、通常の
条件で表３、４に示される組成および平均層厚の硬質被
覆層を形成することにより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１〜８および従来被覆超硬エンドミル１〜８につい
て、 被削材：Ｓ５０Ｃ、 切削速度：１２０ｍ／ｍｉｎ、 １刃当りの送り：０．０８ｍｍ／刃、 切り込み深さ：１５ｍｍ、 切り込み幅：１ｍｍ、 形式：ダウンカット、 切削長：３０ｍ、 の条件での炭素鋼の湿式高送り切削試験、並びに、 被削材：ＳＫＤ６１（硬さ；ＨR Ｃ４０）、 切削速度：８０ｍ／ｍｉｎ、 １刃当りの送り：０．０２ｍｍ／刃、 切り込み深さ：１５ｍｍ、 切り込み幅：１．６ｍｍ、 形式：ダウンカット、 切削長：３０ｍ、 の条件でのダイス鋼の湿式高切り込み切削試験をそれぞ
れ１０本のエンドミルについて行い、外周刃における欠
損発生状況を観察し、試験本数：１０本中の欠損発生本
数を測定した。この場合外周刃に１か所欠損が発生して
も欠損発生と見なした。これらの測定結果を表３、４に
示した。 【００１６】 【表１】 【００１７】 【表２】【００１８】 【表３】 【００１９】 【表４】【００２０】 【発明の効果】表３、４に示される結果から、本発明被
覆超硬エンドミル１〜８は、いずれもこれを構成する基
体（超硬合金）が、（Ｖ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃの一部がＷＣの
全面被覆薄層および／または部分被覆薄層として析出
し、この分結合相中に分散析出する（Ｖ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃ
の割合が相対的に少なくなった組織を有するので、前記
（Ｖ，Ｗ，Ｃｒ）Ｃのすべてが結合相中に分散分布した
組織を有する基体で構成された従来被覆超硬エンドミル
１〜８に比して同等の耐摩耗性で、一段とすくれた靭性
を示し、高切り込みおよび高送りなどの重切削でも外周
刃の欠損発生が著しく少なく、長期に亘ってすぐれた切
削性能を発揮す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、これを構成する基体
が高靭性を有し、したかって通常の条件での切削は勿論
のこと、高靭性が要求される高切り込みおよび高送りな
どの重切削でも外周刃に欠損の発生が著しく少なく、安
定した切削を可能とするものであるから、切削加工に対
する省力化および省エネ化にも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】本発明被覆超硬エンドミルを構成する超硬合金
基体の電子顕微鏡による組織観察結果を示す模式図であ
る。 【図２】従来被覆超硬エンドミルを構成する超硬合金基
体の電子顕微鏡による組織観察結果を示す模式図であ
る。 【図３】被覆超硬エンドミルを示す概略正面図である。
基体の電子顕微鏡による組織観察結果を示す模式図であ
る。 【図２】従来被覆超硬エンドミルを構成する超硬合金基
体の電子顕微鏡による組織観察結果を示す模式図であ
る。 【図３】被覆超硬エンドミルを示す概略正面図である。
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フロントページの続き
(72)発明者 棚瀬 照義
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 佐久間 健人
千葉県船橋市高野台１−10−６
(56)参考文献 特開 平４−289146（ＪＰ，Ａ)
特開 平10−100014（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−269618（ＪＰ，Ａ)
特開 平２−122049（ＪＰ，Ａ)
特開2000−712（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 29/00 - 29/18
B23C 5/16
Claims (1)
- (57)【特許請求の範囲】 【請求項１】 電子顕微鏡による組織観察で、 第一硬質分散相：６５〜９２．５面積％、 第二硬質分散相：０．５〜５面積％、 Ｃｏを主体とする結合相および不可避不純物：残り、か
らなる組織を示し、 上記第一硬質分散相は、炭化タングステンをＶとＷとＣ
ｒの析出複合炭化物の薄層で全面被覆および／または部
分被覆してなる被覆炭化タングステンからなり、上記第
二硬質分散相は、上記結合相中に微細に分散分布したＶ
とＷとＣｒの析出複合炭化物からなり、かついずれも
０．７μｍ以下の平均粒径を有し、 さらにＣｏ、Ｃｒ、およびＶの含有量が、重量％で、 Ｃｏ：５〜１３％、 Ｃｒ：０．２〜２％、 Ｖ ：０．２〜１％、である、炭化タングステン基超硬
合金からなる基体の表面に、 Ｔｉの炭化物層、窒化物層、および炭窒化物層、さらに
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１種の単層、または２種以上の複層
からなる硬質被覆層を０．５〜６μｍの平均層厚で物理
蒸着してなる、基体が高靭性を有する表面被覆超硬合金
製エンドミル。
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|---|---|---|---|
| JP20502798A JP3451950B2 (ja) | 1998-07-21 | 1998-07-21 | 基体が高靭性を有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 |
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| JP20502798A JP3451950B2 (ja) | 1998-07-21 | 1998-07-21 | 基体が高靭性を有する表面被覆超硬合金製エンドミル |
Publications (2)
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|---|---|
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-
1998
- 1998-07-21 JP JP20502798A patent/JP3451950B2/ja not_active Expired - Fee Related
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