JP3460571B2 - 耐摩耗性のすぐれたミーリング工具 - Google Patents
耐摩耗性のすぐれたミーリング工具Info
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Description
成する硬質被覆層の超硬合金基体表面に対する密着性に
すぐれ、したがって苛酷な切削条件となる高速切削に用
いても前記硬質被覆層に剥離の発生がないことから、す
ぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮するミーリング(フ
ライス削り)工具に関するものである。
されるように、鋼製または超硬合金製回転シャンク本体
の先端部側面に形成された切り欠き部に、超硬合金基体
の表面に硬質被覆層を形成してなる表面被覆超硬合金製
切刃チップをネジ止めなどの固着手段により着脱自在に
装着した形式のミーリング工具が知られている。また、
上記切刃チップを構成する硬質被覆層が、通常の高温化
学気相蒸着法(以下、HT−CVD法と云う)や、前記
HT−CVD法の蒸着温度である1000〜1150℃
に比して相対的に低温の700〜980℃で蒸着を行う
中温化学気相蒸着法(以下、MT−CVD法と云う)に
て形成されることも知られている。
の省力化および省エネ化はめざましく、これに伴い、切
削加工条件は一段と高速化の傾向にあるが、上記のミー
リング工具においては、これを高速条件下で用いると、
切刃チップを構成する硬質被覆層の超硬合金基体表面に
対する密着性が不十分であるために、硬質被覆層に剥離
が発生し易く、これが原因で摩耗進行が著しく促進さ
れ、比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
上述のような観点から、ミーリング工具に着目し、これ
を構成する切刃チップにおける硬質被覆層の超硬合金基
体表面に対する密着性向上を図るべく研究を行った結
果、 (a)超硬合金基体が、重量%(以下、%は重量%を示
す)で、結合相形成成分としてCo:5〜20%、同じ
く結合相形成成分としてCrおよび/またはV:0.1
〜2%、分散相形成成分としてTi、Ta、Nb、およ
びZrの炭化物、窒化物、および炭窒化物(以下、それ
ぞれTiC、TiN、TiCN、TaC、TaN、Ta
CN、NbC、NbN、NbCN、ZrC、ZrN、お
よびZrCNで示す)、並びにこれらの2種以上の固溶
体[以下、これらを総称して(Ti,Ta,Nb,Z
r)C・Nで示す]のうちの1種または2種以上:0.
1〜5%、を含有し、残りが同じく分散相形成成分とし
ての炭化タングステン(以下、WCで示す)と不可避不
純物からなる組成を有し、かつ前記WCが平均粒径:
0.1〜1.5μmの微細粒組織を有すること。 (b)上記(a)の超硬合金基体を、炭酸ガスまたは四
塩化チタンを配合の水素雰囲気中、前記雰囲気圧力を5
0〜550torrとして、900〜1000℃の温度
に5〜15分間保持の条件で高温加熱処理すると、表面
部に、最表面から所定深さに亘ってCoとWの複合炭化
物(以下、Com Wn Cで示す)が反応生成した表面層
が形成されること。 (c)表面部に上記(b)の反応生成Com Wn Cが分
布する高温加熱形成表面層を有する超硬合金基体の表面
に、いずれもMT−CVD法を用いて、Tiの炭化物
層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層、窒酸化物層、
および炭窒酸化物層(以下、それぞれTiC層、TiN
層、TiCN層、TiCO層、TiNO層、およびTi
CNO層で示す)のうちの1種または2種以上で構成さ
れたTi化合物層、さらに必要に応じてMT−CVD法
またはHT−CVD法にて形成した酸化アルミニウム
(以下、Al2 O3 で示す)層からなる硬質被覆層を
0.5〜4.5μmの平均層厚で形成すると、前記Ti
化合物層の前記超硬合金基体表面に対する密着性が、前
記超硬合金基体表面部に形成した高温加熱形成表面層に
よって著しく向上するようになり、したがって、この結
果の表面被覆超硬合金製切刃チップを取り付けたミーリ
ング工具は、高速切削に用いても前記切刃チップの硬質
被覆層に剥離の発生がないことから、長期に亘ってすぐ
れた耐摩耗性を発揮するようになること。 以上(a)〜(c)に示される研究結果を示したのであ
る。
されたものであって、鋼製または超硬合金製回転シャン
ク本体の先端部側面に形成された切り欠き部に、超硬合
金基体の表面に硬質被覆層を形成してなる表面被覆超硬
合金製切刃チップを着脱自在に装着した形式のミーリン
グ工具において、 (A)上記表面被覆超硬合金製切刃チップにおける超硬
合金基体を、 (a)結合相形成成分としてCo:5〜20%、同じく
結合相形成成分としてCrおよびVのうちの1種または
2種:0.1〜2%、分散相形成成分として(Ti,T
a,Nb,Zr)C・Nのうちの1種または2種以上:
0.1〜5%、を含有し、残りが分散相形成成分として
のWCと不可避不純物からなる組成を有し、前記WCが
平均粒径:0.1〜1.5μmの微細粒組織を有し、 (b)さらに表面部に、炭酸ガスまたは四塩化チタンを
配合の水素雰囲気中、前記雰囲気圧力を50〜550t
orrとして、900〜1000℃の温度に5〜15分
間保持の条件で、最表面から0.1〜2μmの深さに亘
って反応生成Com Wn Cが分布する高温加熱形成表面
層を形成してなる、超硬合金基体で構成すると共に、 (B)上記硬質被覆層を、いずれもMT−CVD法を用
いて形成したTiC層、TiN層、TiCN層、TiC
O層、TiNO層、およびTiCNO層のうちの1種ま
たは2種以上からなるTi化合物層、あるいは前記Ti
化合物層とMT−CVD法またはHT−CVD法にて形
成したAl2 O3 層で構成し、かつその平均層厚を0.
5〜4.5μmとした、耐摩耗性のすぐれたミーリング
工具に特徴を有するものである。
て、これを構成する切刃チップにおける超硬合金基体の
組成、WC粒の平均粒径、Com Wn Cの分布深さ、お
よび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)Co含有量 Co成分には、焼結性を向上させ、もって超硬合金基体
の靭性を向上させる作用があるが、その含有量が5%未
満では所望の靭性向上効果が得られず、一方その含有量
が20%を越えると、超硬合金基体自体の耐摩耗性が低
下するようになるばかりでなく、高速切削時の発生熱に
よって変形が起り易くなることから、その含有量を5〜
20%、望ましくは8〜12%と定めた。
と、結合相形成成分としてのCo中に固溶してこれを強
化するほか、WC粒の微細化に寄与し、さらに前記高温
加熱形成表面層中に分布する反応生成Com Wn Cの形
成を促進し、もって前記反応生成Com Wn Cによる硬
質被覆層の密着性を向上させる作用をもつが、その含有
量が0.1%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2%を越えると、前記作用が飽和
し、さらに一段の向上効果が現れないことから、その含
有量を0.1〜2%、望ましくは0.4〜0.8%と定
めた。なお、上記結合相形成成分としてのCrおよびV
は、上記超硬合金基体の製造に際して、原料粉末として
CrおよびVの炭化物、窒化物、炭窒化物、および酸化
物[以下、それぞれCr3 C2 、CrN、Cr2 O3 、
VC、VN、およびV 2 O5 で示し、かつこれらを総称
して(Cr,V)C・N・Oで示す)の形で用い、これ
を焼結時に結合相形成成分としてのCo中に固溶含有さ
せるのが望ましい。
含有量 これらの成分には、分散相を形成して超硬合金基体の耐
摩耗性を向上させるさようがあるが、その含有量が0.
1%未満では所望の耐摩耗性向上効果が得られず、一方
その含有量が5%を越えると、靭性が低下するようにな
ることから、その含有量を0.1〜5%、望ましくは1
〜2.5%と定めた。
あり、この微細組織は、上記の通りCrおよび/または
V成分の結合相中への固溶と、原料粉末として用いるW
C粉末の粒径を1.5μm以下にすることにより得られ
るものであり、したがって、その平均粒径が1.5μm
を越えると、所望の強度向上効果が得られず、一方その
平均粒径が0.1μm未満になると耐摩耗性の急激な低
下が避けられないことから、その平均粒径を0.1〜
1.5μm、望ましくは0.6〜1.0μmと定めた。
層中に占める分布割合が少な過ぎて硬質被覆層に対して
所望のすぐれた密着性を確保することができず、一方そ
の分布深さが2μmを越えると、超硬合金基体最表面部
におけるComWn Cの分布割合が多くなり過ぎ、これ
が原因で切刃チップにチッピング(微小欠け)が発生し
易くなることから、その分布深さを0.1〜2μm、望
ましくは0.5〜1.5μmと定めた。
摩耗性を切刃チップに確保することができず、一方その
平均層厚が4.5μmを越えると、切刃チップに欠けや
チッピングが発生し易くなることから、その平均層厚を
0.5〜4.5μm、望ましくは1.0〜2.0μmと
定めた。
例により具体的に説明する。まず、原料粉末として、
0.1〜1.5μmの範囲内の所定の平均粒径を有する
WC粉末、いずれも0.5μmの平均粒径を有する各種
の(Ti,Ta,Nb,Zr)C・N粉末および(C
r,V)C・N・O粉末、さらに同0.5μmのCo粉
末を用意し、これら原料粉末を表1に示される配合割合
に配合し、ボールミルで72時間湿式混合し、乾燥した
後、1ton/cm2 の圧力で圧粉体にプレス成形し、
この圧粉体を1×10-3torrの真空中、1350〜
1500℃の範囲内の所定の温度に1時間保持の条件で
真空焼結して上記配合組成と実質的に同じ成分組成を有
し、かつ同じく表1に示される平均粒径のWCで構成さ
れた切刃チップを構成する超硬合金基体素材a〜sを形
成した。
それぞれの表面部に、表2に示される条件で同じく表2
に示される深さに亘ってCom Wn Cが分布する高温加
熱形成表面層を形成することにより超硬合金基体A〜S
を製造した。
それぞれの表面に、表3に示される条件で表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
り長さ:28.9mm×幅:11.2mm×厚さ:5m
mの寸法、並びに図1(b)に平面図および縦断面図で
示される形状をもった本発明用切刃チップA〜Sを形成
した。
それぞれを、JIS・SCM440(硬さ:HR C4
0)の鋼、またはWC−6%Coの組成を有し、かつW
Cの平均粒径が1.5μmの超硬合金からなり、いずれ
も全長:200mm×前方半部長さ:120mm×後方
半部長さ:80mm×前方半部径:30mm×後方半部
径:32mmの寸法および図1(a)に平面図で示され
る形状をもった回転シャンク本体の先端部側面に形成さ
れた切り欠き部に、表6に示される組み合わせでネジ止
めすることにより本発明ミーリング工具1〜19をそれ
ぞれ製造した。
り、高温加熱形成表面層を有する超硬合金基体A〜Sに
代わって、これの形成がない超硬合金基体素材a〜sを
用いて形成した比較用切刃チップa〜sを用いる以外は
同一の条件で、表6に示される比較ミーリング工具1〜
19をそれぞれ製造した。
グ工具1〜19および比較ミーリング工具1〜19につ
いて、 被削材:SKD61(硬さ:HR C53)からなる角
度:10度の傾斜材、 切削速度:1000m/min、 1刃当りの送り:0.4mm/刃、 軸方向の切り込み:0.2mm、 径方向の切り込み:0.35mm、 切削時間:1時間、 の条件で合金鋼の乾式高速等高線フライス加工を行い、
切刃チップにおける逃げ面摩耗幅を測定した。これらの
測定結果を表6に示した。
ング工具1〜19は、いずれもこれを構成する切刃チッ
プの硬質被覆層に剥離の発生なく、これによってすぐれ
た耐摩耗性を発揮するのに対して、比較ミーリング工具
1〜19においては、いずれも切削途中で切刃チップの
硬質被覆層に剥離が発生し、この剥離によって摩耗進行
が著しく促進し、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、この発明のミーリング工
具は、これを構成する切刃チップの超硬合金基体表面に
対する硬質被覆層の密着性が、基体表面部に形成した高
温加熱形成表面層中に分布するCom Wn Cによって著
しく向上したものになっているので、これを通常の切削
条件は勿論のこと、高速切削に用いても切刃チップの硬
質被覆層に剥離の発生なく、すぐれた耐摩耗性を長期に
亘って発揮するのである。
成する切刃チップの平面図および縦断面図(b)であ
る。
Claims (2)
- 【請求項1】 鋼製または超硬合金製回転シャンク本体
の先端部側面に形成された切り欠き部に、超硬合金基体
の表面に硬質被覆層を形成してなる表面被覆超硬合金製
切刃チップを着脱自在に装着した形式のミーリング工具
において、 (A)上記表面被覆超硬合金製切刃チップにおける超硬
合金基体を、 (a)結合相形成成分としてCo:5〜20重量%、 同じく結合相形成成分としてCrおよびVのうちの1種
または2種:0.1〜2重量%、 分散相形成成分としてTi、Ta、Nb、およびZrの
炭化物、窒化物、および炭窒化物、並びにこれらの2種
以上の固溶体のうちの1種または2種以上:0.1〜5
重量%、 を含有し、残りが分散相形成成分としての炭化タングス
テンと不可避不純物からなる組成を有し、 前記炭化タングステンが平均粒径:0.1〜1.5μm
の微細粒組織を有し、 (b)さらに表面部に、炭酸ガスまたは四塩化チタンを
配合の水素雰囲気中、前記雰囲気圧力を50〜550t
orrとして、900〜1000℃の温度に5〜15分
間保持の条件で、最表面から0.1〜2μmの深さに亘
ってCoとWの反応生成複合炭化物が分布する高温加熱
形成表面層を形成してなる、超硬合金基体で構成すると
共に、 (B)上記硬質被覆層を、いずれも中温化学気相蒸着法
にて形成したTiの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、
炭酸化物層、窒酸化物層、および炭窒酸化物層のうちの
1種または2種以上からなるTi化合物層で構成し、か
つその平均層厚を0.5〜4.5μmとしたこと、 を特徴とする、耐摩耗性のすぐれたミーリング工具。 - 【請求項2】 鋼製または超硬合金製回転シャンク本体
の先端部側面に形成された切り欠き部に、超硬合金基体
の表面に硬質被覆層を形成してなる表面被覆超硬合金製
切刃チップを着脱自在に装着した形式のミーリング工具
において、 (A)上記表面被覆超硬合金製切刃チップにおける超硬
合金基体を、 (a)結合相形成成分としてCo:5〜20重量%、 同じく結合相形成成分としてCrおよびVのうちの1種
または2種:0.1〜2重量%、 分散相形成成分としてTi、Ta、Nb、およびZrの
炭化物、窒化物、および炭窒化物、並びにこれらの2種
以上の固溶体のうちの1種または2種以上:0.1〜5
重量%、 を含有し、残りが分散相形成成分としての炭化タングス
テンと不可避不純物からなる組成を有し、 前記炭化タングステンが平均粒径:0.1〜1.5μm
の微細粒組織を有し、 (b)さらに表面部に、炭酸ガスまたは四塩化チタンを
配合の水素雰囲気中、前記雰囲気圧力を50〜550t
orrとして、900〜1000℃の温度に5〜15分
間保持の条件で、最表面から0.1〜2μmの深さに亘
ってCoとWの反応生成複合炭化物が分布する高温加熱
形成表面層を形成してなる、超硬合金基体で構成すると
共に、 (B)上記硬質被覆層を、いずれも中温化学気相蒸着法
にて形成したTiの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、
炭酸化物層、窒酸化物層、および炭窒酸化物層のうちの
1種または2種以上からなるTi化合物層と、中温化学
気相蒸着法または高温化学気相蒸着法にて形成した酸化
アルミニウム層で構成し、かつその平均層厚を0.5〜
4.5μmとしたこと、 を特徴とする、耐摩耗性のすぐれたミーリング工具。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP08311398A JP3460571B2 (ja) | 1998-03-30 | 1998-03-30 | 耐摩耗性のすぐれたミーリング工具 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP08311398A JP3460571B2 (ja) | 1998-03-30 | 1998-03-30 | 耐摩耗性のすぐれたミーリング工具 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH11277304A JPH11277304A (ja) | 1999-10-12 |
JP3460571B2 true JP3460571B2 (ja) | 2003-10-27 |
Family
ID=13793158
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP08311398A Expired - Lifetime JP3460571B2 (ja) | 1998-03-30 | 1998-03-30 | 耐摩耗性のすぐれたミーリング工具 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP3460571B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
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DE10244955C5 (de) * | 2001-09-26 | 2021-12-23 | Kyocera Corp. | Sinterhartmetall, Verwendung eines Sinterhartmetalls und Verfahren zur Herstellung eines Sinterhartmetalls |
SE0103970L (sv) * | 2001-11-27 | 2003-05-28 | Seco Tools Ab | Hårdmetall med bindefasanrikad ytzon |
WO2008079083A1 (en) * | 2006-12-27 | 2008-07-03 | Sandvik Intellectual Property Ab | Punch for cold forming operations |
JP5177534B2 (ja) * | 2008-09-25 | 2013-04-03 | 住友電工ハードメタル株式会社 | 表面被覆切削工具 |
-
1998
- 1998-03-30 JP JP08311398A patent/JP3460571B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
Publication number | Publication date |
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JPH11277304A (ja) | 1999-10-12 |
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