JPH10286711A - 硬質被覆層がすぐれた密着性を有する表面被覆超硬合金製エンドミル - Google Patents
硬質被覆層がすぐれた密着性を有する表面被覆超硬合金製エンドミルInfo
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- JPH10286711A JPH10286711A JP9381897A JP9381897A JPH10286711A JP H10286711 A JPH10286711 A JP H10286711A JP 9381897 A JP9381897 A JP 9381897A JP 9381897 A JP9381897 A JP 9381897A JP H10286711 A JPH10286711 A JP H10286711A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 硬質被覆層がすぐれた密着性を有する表面被
覆超硬合金製エンドミルを提供する。 【解決手段】 表面被覆超硬合金製エンドミルが、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／またはＶ：０．１〜２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、さらに表面部に、最表面から０．１〜２μ
ｍ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有する、炭化タングステン基
超硬合金基体の表面に、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種以上で構成されたＴｉ化合物層、さらに必
要に応じて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からなる硬質被覆層
を０．５〜４．５μｍの平均層厚で形成してなる。
覆超硬合金製エンドミルを提供する。 【解決手段】 表面被覆超硬合金製エンドミルが、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／またはＶ：０．１〜２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、さらに表面部に、最表面から０．１〜２μ
ｍ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有する、炭化タングステン基
超硬合金基体の表面に、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種以上で構成されたＴｉ化合物層、さらに必
要に応じて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からなる硬質被覆層
を０．５〜４．５μｍの平均層厚で形成してなる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、硬質被覆層がす
ぐれた密着性を有し、したがって高速切削にも硬質被覆
層が剥離することなく、長期に亘ってすぐれた耐摩耗性
を発揮する表面被覆超硬合金製エンドミル（以下、被覆
超硬エンドミルと云う）に関するものである。
ぐれた密着性を有し、したがって高速切削にも硬質被覆
層が剥離することなく、長期に亘ってすぐれた耐摩耗性
を発揮する表面被覆超硬合金製エンドミル（以下、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、例えば特開昭６２−８８
５０９号公報に記載されるように、炭化タングステン
（以下、ＷＣで示す）基超硬合金基体（以下、単に超硬
基体と云う）の表面に、いずれも中温化学気相蒸着法
［一般にＭＴ−ＣＶＤ法と言い、通常の高温化学気相蒸
着法（以下、ＨＴ−ＣＶＤ法と云う）の蒸着温度である
１０００〜１１５０℃に比して相対的に低温の７００〜
９８０℃で蒸着を行う方法である］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（以下、それぞれＴｉＣ層、
ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、ＴｉＮＯ層、およ
びＴｉＣＮＯ層で示す）のうちの１種または２種以上で
構成されたＴｉ化合物層からなる硬質被覆層を０．５〜
５μｍの平均層厚で形成してなる被覆超硬エンドミルが
知られている。
５０９号公報に記載されるように、炭化タングステン
（以下、ＷＣで示す）基超硬合金基体（以下、単に超硬
基体と云う）の表面に、いずれも中温化学気相蒸着法
［一般にＭＴ−ＣＶＤ法と言い、通常の高温化学気相蒸
着法（以下、ＨＴ−ＣＶＤ法と云う）の蒸着温度である
１０００〜１１５０℃に比して相対的に低温の７００〜
９８０℃で蒸着を行う方法である］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（以下、それぞれＴｉＣ層、
ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、ＴｉＮＯ層、およ
びＴｉＣＮＯ層で示す）のうちの１種または２種以上で
構成されたＴｉ化合物層からなる硬質被覆層を０．５〜
５μｍの平均層厚で形成してなる被覆超硬エンドミルが
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
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、上記の従来
被覆超硬エンドミルにおいては、これを高速条件下で用
いると、超硬基体表面に対する硬質被覆層の密着性が不
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。
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、上記の従来
被覆超硬エンドミルにおいては、これを高速条件下で用
いると、超硬基体表面に対する硬質被覆層の密着性が不
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。
【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、従来被覆超硬エンドミルに着目
し、これを構成する硬質被覆層の密着性向上を図るべく
研究を行った結果、 （ａ）超硬基体が、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
％、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、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５０〜
３００ｔｏｒｒとして、９００〜１０００℃の温度に３
〜１０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基体の表面
に、いずれもＭＴ−ＣＶＤ法を用いて、ＴｉＣ層、Ｔｉ
Ｎ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、ＴｉＮＯ層、およびＴ
ｉＣＮＯ層のうちの１種または２種以上で構成されたＴ
ｉ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
の前記超硬基体表面に対する密着性が、前記超硬基体表
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
し、したがって、この結果の被覆超硬エンドミルは、高
速切削に用いても硬質被覆層に剥離の発生なく、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。
上述のような観点から、従来被覆超硬エンドミルに着目
し、これを構成する硬質被覆層の密着性向上を図るべく
研究を行った結果、 （ａ）超硬基体が、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
％、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、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５０〜
３００ｔｏｒｒとして、９００〜１０００℃の温度に３
〜１０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基体の表面
に、いずれもＭＴ−ＣＶＤ法を用いて、ＴｉＣ層、Ｔｉ
Ｎ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、ＴｉＮＯ層、およびＴ
ｉＣＮＯ層のうちの１種または２種以上で構成されたＴ
ｉ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
の前記超硬基体表面に対する密着性が、前記超硬基体表
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
し、したがって、この結果の被覆超硬エンドミルは、高
速切削に用いても硬質被覆層に剥離の発生なく、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。
【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、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％、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、さらに表面部に、最表面から０．１〜２μｍの深さ
に亘って反応生成Ｃｏm Ｗ n Ｃが分布する高温加熱形成
表面層を有する、超硬基体の表面に、いずれもＭＴ−Ｃ
ＶＤ法を用いて形成したＴｉＣ層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ
層、ＴｉＣＯ層、ＴｉＮＯ層、およびＴｉＣＮＯ層のう
ちの１種または２種以上で構成されたＴｉ化合物層、あ
るいは前記Ｔｉ化合物層、さらに必要に応じてＭＴ−Ｃ
ＶＤ法またはＨＴ−ＣＶＤ法にて形成したＡｌ2 Ｏ3 層
からなる硬質被覆層を０．５〜４．５μｍの平均層厚で
形成してなる、硬質被覆層がすぐれた密着性を有する被
覆超硬エンドミルに特徴を有するものである。
されたものであって、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％、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、さらに表面部に、最表面から０．１〜２μｍの深さ
に亘って反応生成Ｃｏm Ｗ n Ｃが分布する高温加熱形成
表面層を有する、超硬基体の表面に、いずれもＭＴ−Ｃ
ＶＤ法を用いて形成したＴｉＣ層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ
層、ＴｉＣＯ層、ＴｉＮＯ層、およびＴｉＣＮＯ層のう
ちの１種または２種以上で構成されたＴｉ化合物層、あ
るいは前記Ｔｉ化合物層、さらに必要に応じてＭＴ−Ｃ
ＶＤ法またはＨＴ−ＣＶＤ法にて形成したＡｌ2 Ｏ3 層
からなる硬質被覆層を０．５〜４．５μｍの平均層厚で
形成してなる、硬質被覆層がすぐれた密着性を有する被
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に
おいて、これを構成する超硬基体の組成、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２
０％を越えると、超硬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。
おいて、これを構成する超硬基体の組成、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２
０％を越えると、超硬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。
【０００７】（ｂ）ＣｒおよびＶ これらの成分は、光学顕微鏡で観察した結果に基づく
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、同じく光学顕微
鏡による観察で析出したＣｒおよびＶの炭化物が第３相
として現れるようになり、靭性低下の原因となることか
ら、その含有量を０．１〜２％、望ましくは０．４〜
０．８％と定めた。
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、同じく光学顕微
鏡による観察で析出したＣｒおよびＶの炭化物が第３相
として現れるようになり、靭性低下の原因となることか
ら、その含有量を０．１〜２％、望ましくは０．４〜
０．８％と定めた。
【０００８】（ｃ）ＷＣの平均粒径 ＷＣ粒の微細化により超硬基体の強化を図るものであ
り、この微細化には上記の通りＣｒおよび／またはＶの
結合相への固溶含有が不可欠であり、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０．６〜１．０μ
ｍと定めた。
り、この微細化には上記の通りＣｒおよび／またはＶの
結合相への固溶含有が不可欠であり、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０．６〜１．０μ
ｍと定めた。
【０００９】（ｄ）Ｃｏm Ｗn Ｃの分布深さ その分布深さが０．１μｍ未満では、高温加熱形成表面
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、超硬基体最表面部にお
けるＣｏm ＷnＣの分布割合が多くなり過ぎ、これが原
因で切刃にチッピング（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。
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、超硬基体最表面部にお
けるＣｏm ＷnＣの分布割合が多くなり過ぎ、これが原
因で切刃にチッピング（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。
【００１０】（ｅ）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
４．５μｍを越えると、切刃に欠けやチッピングが発生
し易くなることから、その平均層厚を０．５〜４．５μ
ｍ、望ましくは１．０〜１．５μｍと定めた。
摩耗性を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０．５〜４．５μ
ｍ、望ましくは１．０〜１．５μｍと定めた。
【００１１】
【発明の実施の形態】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、０．
１〜１．５μｍの範囲内の所定の平均粒径を有するＷＣ
粉末、平均粒径：０．５μｍのＣｒ3 Ｃ2 粉末、同０．
５μｍのＶＣ粉末、および同０．５μｍのＣｏ粉末を用
意し、これら原料粉末を所定の配合割合に配合し、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表
１に示される成分組成を有し、かつ同じく表１に示され
る平均粒径のＷＣで構成された超硬基体ａ〜ｔを形成し
た。
実施例により具体的に説明する。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、平均粒径：０．５μｍのＣｒ3 Ｃ2 粉末、同０．
５μｍのＶＣ粉末、および同０．５μｍのＣｏ粉末を用
意し、これら原料粉末を所定の配合割合に配合し、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表
１に示される成分組成を有し、かつ同じく表１に示され
る平均粒径のＷＣで構成された超硬基体ａ〜ｔを形成し
た。
【００１２】さらに、これら超硬基体ａ〜ｔのそれぞれ
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基体Ａ〜Ｔを製造した。
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基体Ａ〜Ｔを製造した。
【００１３】引き続いて、これら超硬基体Ａ〜Ｔのそれ
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シ
ャンク部と切刃部からなり、前記切刃部が２枚刃形状を
有し、かつボール半径：５ｍｍ、ねじれ角：３０度の寸
法をもったボールエンドミルタイプの本発明被覆超硬エ
ンドミル（以下、本発明被覆エンドミルと云う）１〜２
０をそれぞれ製造した。
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シ
ャンク部と切刃部からなり、前記切刃部が２枚刃形状を
有し、かつボール半径：５ｍｍ、ねじれ角：３０度の寸
法をもったボールエンドミルタイプの本発明被覆超硬エ
ンドミル（以下、本発明被覆エンドミルと云う）１〜２
０をそれぞれ製造した。
【００１４】また、比較の目的で、表５に示される通
り、高温加熱形成表面層を有する超硬基体Ａ〜Ｔに代わ
って、これの形成がない超硬基体ａ〜ｔを用いる以外は
同一の条件で比較被覆超硬エンドミル（以下、比較被覆
エンドミルと云う）１〜２０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基体Ａ〜Ｔに代わ
って、これの形成がない超硬基体ａ〜ｔを用いる以外は
同一の条件で比較被覆超硬エンドミル（以下、比較被覆
エンドミルと云う）１〜２０をそれぞれ製造した。
【００１５】ついで、この結果得られた本発明被覆エン
ドミル１〜２０および比較被覆エンドミル１〜２０につ
いて、 被削材：ＳＫＤ６１（硬さ：ＨR Ｃ５３）、 切削速度：５００ｍ／ｍｉｎ、 １刃当りの送り：０．１ｍｍ／刃、 切り込み：０．５ｍｍ、 切り込み幅：０．５ｍｍ、 切削長：３５０ｍ、の条件でダウンカットとアップカッ
トを交互に行う合金鋼の高速倣い加工を乾式で行い、切
刃の最大逃げ面摩耗幅を測定した。これらの測定結果を
表４、５にそれぞれ示した。
ドミル１〜２０および比較被覆エンドミル１〜２０につ
いて、 被削材：ＳＫＤ６１（硬さ：ＨR Ｃ５３）、 切削速度：５００ｍ／ｍｉｎ、 １刃当りの送り：０．１ｍｍ／刃、 切り込み：０．５ｍｍ、 切り込み幅：０．５ｍｍ、 切削長：３５０ｍ、の条件でダウンカットとアップカッ
トを交互に行う合金鋼の高速倣い加工を乾式で行い、切
刃の最大逃げ面摩耗幅を測定した。これらの測定結果を
表４、５にそれぞれ示した。
【００１６】
【表１】
【００１７】
【表２】
【００１８】
【表３】
【００１９】
【表４】
【００２０】
【表５】
【００２１】
【発明の効果】表４、５に示される結果から、本発明被
覆エンドミル１〜２０は、いずれも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、比較被覆エンドミル１〜２０においては、い
ずれも切削途中で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されるようになることが
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、超硬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Ｃｏ m 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。
覆エンドミル１〜２０は、いずれも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、比較被覆エンドミル１〜２０においては、い
ずれも切削途中で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されるようになることが
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、超硬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Ｃｏ m 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。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成１０年４月２１日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００４
【補正方法】変更
【補正内容】
【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、従来被覆超硬エンドミルに着目
し、これを構成する硬質被覆層の密着性向上を図るべく
研究を行った結果、 （ａ）超硬基体が、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
％、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、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５０〜
３００ｔｏｒｒとして、９００〜１０００℃の温度に１
〜１０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基体の表面
に、いずれもＭＴ−ＣＶＤ法を用いて、ＴｉＣ層、Ｔｉ
Ｎ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、ＴｉＮＯ層、およびＴ
ｉＣＮＯ層のうちの１種または２種以上で構成されたＴ
ｉ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
の前記超硬基体表面に対する密着性が、前記超硬基体表
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
し、したがって、この結果の被覆超硬エンドミルは、高
速切削に用いても硬質被覆層に剥離の発生なく、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。
上述のような観点から、従来被覆超硬エンドミルに着目
し、これを構成する硬質被覆層の密着性向上を図るべく
研究を行った結果、 （ａ）超硬基体が、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
％、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、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５０〜
３００ｔｏｒｒとして、９００〜１０００℃の温度に１
〜１０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基体の表面
に、いずれもＭＴ−ＣＶＤ法を用いて、ＴｉＣ層、Ｔｉ
Ｎ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、ＴｉＮＯ層、およびＴ
ｉＣＮＯ層のうちの１種または２種以上で構成されたＴ
ｉ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
の前記超硬基体表面に対する密着性が、前記超硬基体表
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
し、したがって、この結果の被覆超硬エンドミルは、高
速切削に用いても硬質被覆層に剥離の発生なく、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。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 田中 徹也 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 須藤 俊克 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 佐藤 勝彦 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 河野 和弘 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
Claims (2)
- 【請求項１】 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／またはＶ：
０．１〜２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、 さらに表面部に、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
形成表面層を有する、炭化タングステン基超硬合金基体
の表面に、 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種以上で構成
されたＴｉ化合物層からなる硬質被覆層を０．５〜４．
５μｍの平均層厚で形成してなる、硬質被覆層がすぐれ
た密着性を有する表面被覆超硬合金製エンドミル。 - 【請求項２】 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／またはＶ：
０．１〜２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、 さらに表面部に、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
形成表面層を有する、炭化タングステン基超硬合金基体
の表面に、 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種以上で構成
された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からな
る硬質被覆層を０．５〜４．５μｍの平均層厚で形成し
てなる、硬質被覆層がすぐれた密着性を有する表面被覆
超硬合金製エンドミル。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP09381897A JP3707195B2 (ja) | 1997-04-11 | 1997-04-11 | 硬質被覆層がすぐれた密着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 |
|---|---|---|---|
| JP09381897A JP3707195B2 (ja) | 1997-04-11 | 1997-04-11 | 硬質被覆層がすぐれた密着性を有する表面被覆超硬合金製エンドミル |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10286711A true JPH10286711A (ja) | 1998-10-27 |
| JP3707195B2 JP3707195B2 (ja) | 2005-10-19 |
Family
ID=14092988
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP09381897A Expired - Lifetime JP3707195B2 (ja) | 1997-04-11 | 1997-04-11 | 硬質被覆層がすぐれた密着性を有する表面被覆超硬合金製エンドミル |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3707195B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004509773A (ja) * | 2000-08-11 | 2004-04-02 | ケンナメタル インコーポレイテッド | クロム含有セメンテッドタングステンカーバイド被覆切削インサート |
| JP2009066681A (ja) * | 2007-09-11 | 2009-04-02 | Sumitomo Electric Hardmetal Corp | 表面被覆切削工具 |
| JP2014104545A (ja) * | 2012-11-28 | 2014-06-09 | Kyocera Corp | 被覆工具 |
-
1997
- 1997-04-11 JP JP09381897A patent/JP3707195B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004509773A (ja) * | 2000-08-11 | 2004-04-02 | ケンナメタル インコーポレイテッド | クロム含有セメンテッドタングステンカーバイド被覆切削インサート |
| JP2009066681A (ja) * | 2007-09-11 | 2009-04-02 | Sumitomo Electric Hardmetal Corp | 表面被覆切削工具 |
| JP2014104545A (ja) * | 2012-11-28 | 2014-06-09 | Kyocera Corp | 被覆工具 |
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| Publication number | Publication date |
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| JP3707195B2 (ja) | 2005-10-19 |
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