JPH11197936A - 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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- JPH11197936A JPH11197936A JP772898A JP772898A JPH11197936A JP H11197936 A JPH11197936 A JP H11197936A JP 772898 A JP772898 A JP 772898A JP 772898 A JP772898 A JP 772898A JP H11197936 A JPH11197936 A JP H11197936A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 苛酷な切削条件となる高速切削に用いても硬
質被覆層に剥離の発生がないミーリング工具。 【解決手段】 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、重量％で、結合相形成成分として、Ｃ
ｏ：５〜２０、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、超硬合金基体で構成すると共
に、硬質被覆層を、いずれも中温化学相蒸着法にて形成
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種以上か
らなるＴｉ化合物層で構成し、かつ平均層厚を０．５〜
４．５μｍとした、耐摩耗性のすぐれたミーリング工
具。
質被覆層に剥離の発生がないミーリング工具。 【解決手段】 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、重量％で、結合相形成成分として、Ｃ
ｏ：５〜２０、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、超硬合金基体で構成すると共
に、硬質被覆層を、いずれも中温化学相蒸着法にて形成
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種以上か
らなるＴｉ化合物層で構成し、かつ平均層厚を０．５〜
４．５μｍとした、耐摩耗性のすぐれたミーリング工
具。
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、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。
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。
【０００２】
【従来の技術】従来、一般に、例えば図１に平面図で示
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。
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。
【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。
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。
【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、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％、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（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５０〜３００
ｔｏｒｒ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 Ｗ
n 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、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Ｔ
ｉ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。
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％、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（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５０〜３００
ｔｏｒｒ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 Ｗ
n 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、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Ｔ
ｉ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。
【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、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、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、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 ＷnＣが分布する高温加熱形成
表面層を有する、超硬合金基体で構成すると共に、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、ＴｉＣＯ層、Ｔｉ
ＮＯ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Ａｌ
2 Ｏ3 層で構成し、かつその平均層厚を０．５〜４．５
μｍ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。
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、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、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 ＷnＣが分布する高温加熱形成
表面層を有する、超硬合金基体で構成すると共に、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、ＴｉＣＯ層、Ｔｉ
ＮＯ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Ａｌ
2 Ｏ3 層で構成し、かつその平均層厚を０．５〜４．５
μｍ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。
【０００６】つぎに、この発明のミーリング工具におい
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。
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。
【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合金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０．６〜１．０
μｍと定めた。
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０．６〜１．０
μｍ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。
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。
【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１．５〜２．５μｍ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１．５〜２．５μｍと
定めた。
【００１１】
【発明の実施の形態】この発明のミーリング工具を実施
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、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、１ｔｏ
ｎ／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で構成された切刃チップを構成す
る超硬合金基体素材ａ〜ｔを形成した。
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、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、１ｔｏ
ｎ／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で構成された切刃チップを構成す
る超硬合金基体素材ａ〜ｔを形成した。
【００１２】つぎに、これら超硬合金基体素材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合金基体Ａ〜Ｔ
を製造した。
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〜Ｔ
を製造した。
【００１３】引き続いて、これら超硬合金基体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〜Ｔを形成
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〜Ｔを形成
した。
【００１４】さらにこれら本発明用切刃チップＡ〜Ｔの
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１〜２０をそれ
ぞれ製造した。
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１〜２０をそれ
ぞれ製造した。
【００１５】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合金基体Ａ〜Ｔに
代わって、これの形成がない超硬合金基体素材ａ〜ｔを
用いて形成した比較用切刃チップａ〜ｔ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〜
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合金基体Ａ〜Ｔに
代わって、これの形成がない超硬合金基体素材ａ〜ｔを
用いて形成した比較用切刃チップａ〜ｔ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〜
２０をそれぞれ製造した。
【００１６】ついで、この結果得られた本発明ミーリン
グ工具１〜２０および比較ミーリング工具１〜２０につ
いて、 被削材：ＦＣＤ４００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、 の条件で鋳鉄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が０．２ｍｍに至るまで
の切削時間を測定した。これらの測定結果を表６に示し
た。
グ工具１〜２０および比較ミーリング工具１〜２０につ
いて、 被削材：ＦＣＤ４００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、 の条件で鋳鉄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が０．２ｍｍに至るまで
の切削時間を測定した。これらの測定結果を表６に示し
た。
【００１７】
【表１】
【００１８】
【表２】
【００１９】
【表３】
【００２０】
【表４】
【００２１】
【表５】
【００２２】
【表６】
【００２３】
【発明の効果】表６に示される結果から、本発明ミーリ
ング工具１〜２０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
１〜２０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。
ング工具１〜２０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
１〜２０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。
【図１】ミーリング工具の平面図（ａ）およびこれを構
成する切刃チップの平面図および縦断面図（ｂ）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、 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、 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、超硬合金基
体で構成すると共に、 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、 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、 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、超硬合金基体で構成すると共に、 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０．５〜４．５
μｍ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。
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|---|---|---|---|
| JP00772898A JP3707223B2 (ja) | 1998-01-19 | 1998-01-19 | 耐摩耗性のすぐれたミーリング工具 |
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|---|---|---|---|
| JP00772898A JP3707223B2 (ja) | 1998-01-19 | 1998-01-19 | 耐摩耗性のすぐれたミーリング工具 |
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| JP3707223B2 JP3707223B2 (ja) | 2005-10-19 |
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ID=11673785
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|---|---|---|---|
| JP00772898A Expired - Fee Related JP3707223B2 (ja) | 1998-01-19 | 1998-01-19 | 耐摩耗性のすぐれたミーリング工具 |
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1998
- 1998-01-19 JP JP00772898A patent/JP3707223B2/ja not_active Expired - Fee Related
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