JP2002166306A - 切削工具 - Google Patents
切削工具Info
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- JP2002166306A JP2002166306A JP2000364698A JP2000364698A JP2002166306A JP 2002166306 A JP2002166306 A JP 2002166306A JP 2000364698 A JP2000364698 A JP 2000364698A JP 2000364698 A JP2000364698 A JP 2000364698A JP 2002166306 A JP2002166306 A JP 2002166306A
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- cutting tool
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Abstract
(57)【要約】
【課題】ステンレス等の難削材の高速・高能率切削にお
ける耐摩耗性、耐塑性変形性能が大幅に改善され、工具
寿命を延長する。 【解決手段】ＷＣと周期律表４ａ，５ａ，６ａ族からな
る群より選ばれた金属の炭化物、窒化物、炭窒化物の１
種以上を硬質相成分とし、１種以上の鉄族金属を結合相
成分とした超硬合金母材の表面に被覆層を有する切削工
具において、該超硬合金母材の１０００℃における熱伝
導率が室温における熱伝導率の７０％以上であること特
徴とする超硬合金をステンレス等の難削材の高速・高能
率切削に用いる。
ける耐摩耗性、耐塑性変形性能が大幅に改善され、工具
寿命を延長する。 【解決手段】ＷＣと周期律表４ａ，５ａ，６ａ族からな
る群より選ばれた金属の炭化物、窒化物、炭窒化物の１
種以上を硬質相成分とし、１種以上の鉄族金属を結合相
成分とした超硬合金母材の表面に被覆層を有する切削工
具において、該超硬合金母材の１０００℃における熱伝
導率が室温における熱伝導率の７０％以上であること特
徴とする超硬合金をステンレス等の難削材の高速・高能
率切削に用いる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高温においても高
い熱伝導率を有し、特に切削温度が上昇する難削材の高
速切削に適する切削工具に関するものである。
い熱伝導率を有し、特に切削温度が上昇する難削材の高
速切削に適する切削工具に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来より、金属の切削加工に広く用いら
れている超硬合金は、炭化タングステンを主体とする硬
質相と、コバルト等の鉄族金属の結合相からなるＷＣ−
Ｃｏ系合金、もしくは上記ＷＣ−Ｃｏ系に周期律表４
ａ，５ａ，６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物等を
添加した系が知られている。後者の場合、ＷＣと周期律
表４ａ，５ａ，６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物
との固溶体粒子が前記硬質相と結合相とに加わることに
なる。
れている超硬合金は、炭化タングステンを主体とする硬
質相と、コバルト等の鉄族金属の結合相からなるＷＣ−
Ｃｏ系合金、もしくは上記ＷＣ−Ｃｏ系に周期律表４
ａ，５ａ，６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物等を
添加した系が知られている。後者の場合、ＷＣと周期律
表４ａ，５ａ，６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物
との固溶体粒子が前記硬質相と結合相とに加わることに
なる。
【０００３】これらの超硬合金は、切削工具として、主
に鋳鉄や炭素鋼等の切削に適用されているが、最近では
ステンレス鋼の切削への適用も進められている。このス
テンレス鋼は、耐食性、耐酸化性、耐熱性に優れるとい
った特性を有するため、幅広い分野で応用され、加工量
も年々増加している。
に鋳鉄や炭素鋼等の切削に適用されているが、最近では
ステンレス鋼の切削への適用も進められている。このス
テンレス鋼は、耐食性、耐酸化性、耐熱性に優れるとい
った特性を有するため、幅広い分野で応用され、加工量
も年々増加している。
【０００４】しかし、ステンレス鋼は加工硬化の発生、
低熱伝導率、工具材料との親和性が高い、という性質を
持つために難削性の代表として知られている。
低熱伝導率、工具材料との親和性が高い、という性質を
持つために難削性の代表として知られている。
【０００５】切削工具用のＷＣ系超硬合金のうち、ステ
ンレス鋼の切削には、一般に、ＪＩＳ Ｂ ４０５３
（１９９６）によって、いわゆるＭ系列に分類される超
硬合金が使用される。このＭ系列には、主としてＷＣ−
ＴｉＣ−Ｔａ（Ｎｂ）Ｃ−Ｃｏ系超硬合金が使用されて
おり、靱性を付与するためにＴｉＣおよびＴａ（Ｎｂ）
Ｃは比較的少量が添加される。
ンレス鋼の切削には、一般に、ＪＩＳ Ｂ ４０５３
（１９９６）によって、いわゆるＭ系列に分類される超
硬合金が使用される。このＭ系列には、主としてＷＣ−
ＴｉＣ−Ｔａ（Ｎｂ）Ｃ−Ｃｏ系超硬合金が使用されて
おり、靱性を付与するためにＴｉＣおよびＴａ（Ｎｂ）
Ｃは比較的少量が添加される。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、従来の
Ｍ系列の超硬合金製切削工具でステンレス鋼を切削した
場合においても、切削工具の摩耗が大きく、短時間で工
具寿命となり、長時間にわたって良好な切削を行うこと
が困難であるという問題があった。
Ｍ系列の超硬合金製切削工具でステンレス鋼を切削した
場合においても、切削工具の摩耗が大きく、短時間で工
具寿命となり、長時間にわたって良好な切削を行うこと
が困難であるという問題があった。
【０００７】また、ステンレス鋼の切削により加工硬化
した加工面から受ける切削抵抗により一次境界部の損傷
が激しく、このため短時間で工具寿命となっていた。
した加工面から受ける切削抵抗により一次境界部の損傷
が激しく、このため短時間で工具寿命となっていた。
【０００８】本発明の目的は、ステンレス鋼等の難削材
を切削する場合にも、耐摩耗性および耐塑性変形性が改
善された、工具寿命の長い切削工具を提供することであ
る。
を切削する場合にも、耐摩耗性および耐塑性変形性が改
善された、工具寿命の長い切削工具を提供することであ
る。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明者は、上記の問題
点について検討を重ねた結果、超硬合金母材の１０００
℃における熱伝導率を室温における熱伝導率の７０％以
上とすることにより、難削材加工時の急激な温度変化に
よる熱衝撃の影響を緩和することができ、特に工具刃先
温度の著しい変化による機械的特性の低下を抑え、また
高温における機械的強度を保持することで難削材の高速
・高能率加工に対して優れた切削性能を有する切削工具
が得られるという知見を得て、本発明に至った。
点について検討を重ねた結果、超硬合金母材の１０００
℃における熱伝導率を室温における熱伝導率の７０％以
上とすることにより、難削材加工時の急激な温度変化に
よる熱衝撃の影響を緩和することができ、特に工具刃先
温度の著しい変化による機械的特性の低下を抑え、また
高温における機械的強度を保持することで難削材の高速
・高能率加工に対して優れた切削性能を有する切削工具
が得られるという知見を得て、本発明に至った。
【００１０】また、従来の切削工具では、溶着が原因と
考えられる欠損が発生して被削材の加工面状態が悪化す
るが、本発明においては、超硬合金母材の１０００℃に
おける熱伝導率が室温における熱伝導率の７０％以上と
することにより超硬合金母材自体を強化し、耐欠損性も
向上させることができる。
考えられる欠損が発生して被削材の加工面状態が悪化す
るが、本発明においては、超硬合金母材の１０００℃に
おける熱伝導率が室温における熱伝導率の７０％以上と
することにより超硬合金母材自体を強化し、耐欠損性も
向上させることができる。
【００１１】すなわち、本発明の切削工具は、ＷＣと周
期律表４ａ，５ａ，６ａ族からなる群より選ばれた金属
の炭化物、窒化物、炭窒化物の１種以上を硬質相成分と
し、鉄族金属の１種以上を結合相成分とした超硬合金母
材の表面に被覆層を有する切削工具において、上記超硬
合金母材の１０００℃における熱伝導率が室温における
熱伝導率の７０％以上であること特徴とする。
期律表４ａ，５ａ，６ａ族からなる群より選ばれた金属
の炭化物、窒化物、炭窒化物の１種以上を硬質相成分と
し、鉄族金属の１種以上を結合相成分とした超硬合金母
材の表面に被覆層を有する切削工具において、上記超硬
合金母材の１０００℃における熱伝導率が室温における
熱伝導率の７０％以上であること特徴とする。
【００１２】
【発明の実施の形態】以下、本発明の一実施形態を説明
する。本発明の切削工具は超硬合金母材の表面に被覆層
を有するものである。この超硬合金母材は、硬質相と結
合相で構成されている。
する。本発明の切削工具は超硬合金母材の表面に被覆層
を有するものである。この超硬合金母材は、硬質相と結
合相で構成されている。
【００１３】硬質相はＷＣと周期律表４ａ，５ａ，６ａ
族からなる群より選ばれた金属の炭化物、窒化物、炭窒
化物の１種以上からなる。そして、この硬質相は、ＷＣ
と、該ＷＣと周期律表４ａ，５ａ，６ａ族からなる群よ
り選ばれた金属の炭化物、窒化物、炭窒化物の２種以上
の固溶体（複合炭化物固溶体あるいは複合炭窒化物固溶
体）を含むことが好ましい。
族からなる群より選ばれた金属の炭化物、窒化物、炭窒
化物の１種以上からなる。そして、この硬質相は、ＷＣ
と、該ＷＣと周期律表４ａ，５ａ，６ａ族からなる群よ
り選ばれた金属の炭化物、窒化物、炭窒化物の２種以上
の固溶体（複合炭化物固溶体あるいは複合炭窒化物固溶
体）を含むことが好ましい。
【００１４】また結合相は、Ｃｏ等の鉄族金属を主成分
とするもので、超硬合金中に５〜１５重量％の割合で含
有されているのがよい。この範囲よりも結合相の割合が
高いときは、硬さ、圧縮強さが低下し、耐摩耗性が低下
し工具の摩耗量が増加する恐れがある。一方、結合相の
割合が前記範囲よりも低いときは、硬質相相互の結合が
充分でないため、靱性が不足し加工中に工具欠損を引き
起こすおそれがある。
とするもので、超硬合金中に５〜１５重量％の割合で含
有されているのがよい。この範囲よりも結合相の割合が
高いときは、硬さ、圧縮強さが低下し、耐摩耗性が低下
し工具の摩耗量が増加する恐れがある。一方、結合相の
割合が前記範囲よりも低いときは、硬質相相互の結合が
充分でないため、靱性が不足し加工中に工具欠損を引き
起こすおそれがある。
【００１５】また、本発明の超硬合金では、該超硬合金
母材の１０００℃における熱伝導率が室温における熱伝
導率の７０％以上であることを特徴とするものである。
上記の範囲に設定したのは１０００℃における熱伝導率
が７０％を下回ると、難削材加工時の急激な温度変化に
よる熱衝撃の影響により、工具摩耗量や損傷が著しくな
る為である。
母材の１０００℃における熱伝導率が室温における熱伝
導率の７０％以上であることを特徴とするものである。
上記の範囲に設定したのは１０００℃における熱伝導率
が７０％を下回ると、難削材加工時の急激な温度変化に
よる熱衝撃の影響により、工具摩耗量や損傷が著しくな
る為である。
【００１６】上記超硬合金母材には２種以上のＢ１型固
溶体が存在し、前記Ｂ１型（立方晶型）固溶体のうち少
なくとも１種がＺｒの含有量の高いＢ１型固溶体である
ことが好ましい。これはＺｒの含有量の高いＢ１型固溶
体は、高温での靱性及び耐塑性変形性に非常に優れるた
めである。
溶体が存在し、前記Ｂ１型（立方晶型）固溶体のうち少
なくとも１種がＺｒの含有量の高いＢ１型固溶体である
ことが好ましい。これはＺｒの含有量の高いＢ１型固溶
体は、高温での靱性及び耐塑性変形性に非常に優れるた
めである。
【００１７】このＺｒの含有量の高いＢ１型固溶体は、
エネルギー分散型Ｘ線回折において、Ｚｒの示すピーク
強度がＷの示すピーク強度に対して５０％より大きく、
好ましくは５０〜１２０％のものである。Ｚｒの示すピ
ーク強度がＷの示すピーク強度に対して５０％以下であ
る場合には、相対的にＷの含有量が高くなり、このため
合金の硬度を高めることができず、高い耐摩耗性、耐塑
性変形性を発揮できなくなる。
エネルギー分散型Ｘ線回折において、Ｚｒの示すピーク
強度がＷの示すピーク強度に対して５０％より大きく、
好ましくは５０〜１２０％のものである。Ｚｒの示すピ
ーク強度がＷの示すピーク強度に対して５０％以下であ
る場合には、相対的にＷの含有量が高くなり、このため
合金の硬度を高めることができず、高い耐摩耗性、耐塑
性変形性を発揮できなくなる。
【００１８】一方、Ｚｒの含有量が高い固溶体以外の固
溶体とは、Ｚｒを除く他の金属、すなわちＴｉ，Ｖ，Ｃ
ｒ，Ｍｏ，Ｈｆ，ＮｂおよびＴａの１種または２種以上
とＷＣとの固溶体および含有率が低いＺｒとＷＣとの固
溶体の一方または両方をいう。このようにＺｒを含有し
ないか、あるいはその含有量が低い固溶体は、エネルギ
ー分散型Ｘ線回折においてＺｒの示すピーク強度がＷの
示すピーク強度に対して５０％未満のものである。
溶体とは、Ｚｒを除く他の金属、すなわちＴｉ，Ｖ，Ｃ
ｒ，Ｍｏ，Ｈｆ，ＮｂおよびＴａの１種または２種以上
とＷＣとの固溶体および含有率が低いＺｒとＷＣとの固
溶体の一方または両方をいう。このようにＺｒを含有し
ないか、あるいはその含有量が低い固溶体は、エネルギ
ー分散型Ｘ線回折においてＺｒの示すピーク強度がＷの
示すピーク強度に対して５０％未満のものである。
【００１９】ここで、Ｂ１型固溶体のうちＺｒの含有量
が高いものとそれ以外のものの一時的な確認には以下の
方法を用いることができる。焼結体の任意断面を研削研
磨し、鏡面部を村上試薬にて食刻し、光学顕微鏡の４０
０〜１０００倍にて観察する。この際、Ｂ１型固溶体の
食刻の程度がＺｒの含有量によって異なるため、容易に
Ｂ１型固溶体を確認することができる。
が高いものとそれ以外のものの一時的な確認には以下の
方法を用いることができる。焼結体の任意断面を研削研
磨し、鏡面部を村上試薬にて食刻し、光学顕微鏡の４０
０〜１０００倍にて観察する。この際、Ｂ１型固溶体の
食刻の程度がＺｒの含有量によって異なるため、容易に
Ｂ１型固溶体を確認することができる。
【００２０】なお、上記Ｚｒの含有量が高いＢ１型固溶
体は、合金中に平均粒径が３μｍ以下の相として存在す
ることが望ましい。これは、平均粒径が３μｍを超える
と、Ｂ１型固溶体が結合相との濡れが悪いために、合金
全体の強度が低下するためである。最適には平均粒径１
μｍ程度である。
体は、合金中に平均粒径が３μｍ以下の相として存在す
ることが望ましい。これは、平均粒径が３μｍを超える
と、Ｂ１型固溶体が結合相との濡れが悪いために、合金
全体の強度が低下するためである。最適には平均粒径１
μｍ程度である。
【００２１】上記超硬合金母材に被覆される被覆層は、
材質としてＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮをはじめとする周
期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭
窒化物、およびＴｉＡｌＮ，ＺｒＯ2 、Ａｌ2 Ｏ3 等が
挙げられ、これらは、０．１〜２０μｍの厚みでＣＶＤ
法、あるいはＰＶＤ法により形成されることが望まし
い。
材質としてＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮをはじめとする周
期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭
窒化物、およびＴｉＡｌＮ，ＺｒＯ2 、Ａｌ2 Ｏ3 等が
挙げられ、これらは、０．１〜２０μｍの厚みでＣＶＤ
法、あるいはＰＶＤ法により形成されることが望まし
い。
【００２２】本発明の超硬合金を製造するに当たって
は、原料粉末としてＷＣ粉末、周期律表第４ａ、５ａ、
６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物から選ばれた２
種以上の粉末、およびＣｏ粉末を前述した秤量後、混合
粉砕し、プレス成形などの公知の成形方法により成形
後、焼成する。
は、原料粉末としてＷＣ粉末、周期律表第４ａ、５ａ、
６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物から選ばれた２
種以上の粉末、およびＣｏ粉末を前述した秤量後、混合
粉砕し、プレス成形などの公知の成形方法により成形
後、焼成する。
【００２３】焼成は、真空度１０〜１０-1Ｐａの真空中
で１６２３〜１８２３Ｋの温度範囲で１０分〜２時間行
う。なお、本発明の特徴である超硬合金母材組織内の周
期律表４ａ，５ａ，６ａ族からなる群より選ばれた金属
に占めるＺｒの比率が超硬合金母材内部に比べて高い領
域を超硬合金母材の表面近傍に形成させるには、一次原
料のいわゆるＢ１型固溶体を構成する全化合物中に占め
るＺｒ化合物の比率を調整し、さらに液相出現温度近傍
から焼結温度までの昇温速度を遅くすること等により得
ることができる。
で１６２３〜１８２３Ｋの温度範囲で１０分〜２時間行
う。なお、本発明の特徴である超硬合金母材組織内の周
期律表４ａ，５ａ，６ａ族からなる群より選ばれた金属
に占めるＺｒの比率が超硬合金母材内部に比べて高い領
域を超硬合金母材の表面近傍に形成させるには、一次原
料のいわゆるＢ１型固溶体を構成する全化合物中に占め
るＺｒ化合物の比率を調整し、さらに液相出現温度近傍
から焼結温度までの昇温速度を遅くすること等により得
ることができる。
【００２４】切削工具形状に加工、洗浄処理後に、その
表面に被覆層を被覆する。原料粉末の各配合割合は、Ｗ
Ｃ粉末７０〜９５重量％、前記した周期律表４ａ，５
ａ，６ａ族金属化合物の粉末０．１〜２０重量％、鉄族
金属の粉末５〜２０重量％であり、より好ましくはＷＣ
粉末８５〜９５重量％、周期率表４ａ，５ａ，６ａ族金
属化合物の粉末０．５〜５重量％、鉄族金属の粉末５〜
１０重量％である。
表面に被覆層を被覆する。原料粉末の各配合割合は、Ｗ
Ｃ粉末７０〜９５重量％、前記した周期律表４ａ，５
ａ，６ａ族金属化合物の粉末０．１〜２０重量％、鉄族
金属の粉末５〜２０重量％であり、より好ましくはＷＣ
粉末８５〜９５重量％、周期率表４ａ，５ａ，６ａ族金
属化合物の粉末０．５〜５重量％、鉄族金属の粉末５〜
１０重量％である。
【００２５】
【実施例】以下、本発明を次の例で説明する。表１に示
す組成の原料粉末を混合粉砕後、ＣＮＭＧ４３２形状に
成形して１Ｐａ以下の真空中で、１７７３Ｋで１時間焼
成した。
す組成の原料粉末を混合粉砕後、ＣＮＭＧ４３２形状に
成形して１Ｐａ以下の真空中で、１７７３Ｋで１時間焼
成した。
【００２６】このようにして得られた焼結体について、
ＪＩＳ Ｒ１６１１に準じたレーザーフラッシュ法を用
いて室温（Ｒ．Ｔ．：２５℃）での熱伝導率および高温
（Ｈ．Ｔ．：１０００℃）での熱伝導率を測定した（真
空理工製：ＴＣ−７０００）。
ＪＩＳ Ｒ１６１１に準じたレーザーフラッシュ法を用
いて室温（Ｒ．Ｔ．：２５℃）での熱伝導率および高温
（Ｈ．Ｔ．：１０００℃）での熱伝導率を測定した（真
空理工製：ＴＣ−７０００）。
【００２７】また、以下の方法を用いて、Ｂ１型固溶体
のうちＺｒの含有量が多いものとそれ以外のものとの一
次的な確認を行った。焼結体の任意断面を研削研磨し、
鏡面部を村上試薬にて食刻し、光学顕微鏡の４００〜１
０００倍にて観察した。この際、Ｂ１型固溶体の食刻の
程度がＺｒの含有量によって異なるため、容易にＢ１型
固溶体を確認することができた。
のうちＺｒの含有量が多いものとそれ以外のものとの一
次的な確認を行った。焼結体の任意断面を研削研磨し、
鏡面部を村上試薬にて食刻し、光学顕微鏡の４００〜１
０００倍にて観察した。この際、Ｂ１型固溶体の食刻の
程度がＺｒの含有量によって異なるため、容易にＢ１型
固溶体を確認することができた。
【００２８】また、Ｚｒの含有量の高いＢ１型固溶体に
ついては上記工具を平面研削盤等ですくい面側から約
２，０００μｍほど研削した後、その研削面を鏡面加工
したサンプルをＳＥＭ電子顕微鏡（反射電子像）観察に
おける任意領域（２０μｍ×２０μｍ）において確認で
きるＢ１型固溶体（灰色）と色彩の異なる固溶体の析出
が判別でき、かつＺｒの含有量についてはＸ線マイクロ
アナライザー（ＰＶ９８００）により測定し、Ｚｒの示
すＸ線ピーク強度がＷの示すＸ線ピーク強度の５０％以
上のものを上記Ｚｒの含有量の高い固溶体とした。これ
らの結果を表１に併せて示す。
ついては上記工具を平面研削盤等ですくい面側から約
２，０００μｍほど研削した後、その研削面を鏡面加工
したサンプルをＳＥＭ電子顕微鏡（反射電子像）観察に
おける任意領域（２０μｍ×２０μｍ）において確認で
きるＢ１型固溶体（灰色）と色彩の異なる固溶体の析出
が判別でき、かつＺｒの含有量についてはＸ線マイクロ
アナライザー（ＰＶ９８００）により測定し、Ｚｒの示
すＸ線ピーク強度がＷの示すＸ線ピーク強度の５０％以
上のものを上記Ｚｒの含有量の高い固溶体とした。これ
らの結果を表１に併せて示す。
【００２９】
【表１】
【００３０】得られた焼結体を切削工具形状に加工後、
ＣＶＤ法により約５μmのチタン系＋アルミナ系複合膜
を被覆した。
ＣＶＤ法により約５μmのチタン系＋アルミナ系複合膜
を被覆した。
【００３１】試験例 得られた切削工具を用いて、ステンレス鋼の切削を行っ
た。そして、切削工具のフランク摩耗（加工材料が直接
工具の逃げ面を擦って生じる逃げ面摩耗）およびノーズ
変形量を測定した。
た。そして、切削工具のフランク摩耗（加工材料が直接
工具の逃げ面を擦って生じる逃げ面摩耗）およびノーズ
変形量を測定した。
【００３２】切削条件は以下の通りである。 〔切削条件１〕 被削材 ＳＵＳ３０４ 工具形状 ＣＮＭＧ１２０４０８ 速度 ２００ｍ／ｍｉｎ 送り ０．２ｍｍ／ｒｅｖ 切込み ２ｍｍ 切削液 有（水溶性） 切削時間 １パス当り４０秒を１５回繰り返し（１０
分） また、切削工具の耐塑性変形性と耐欠損性を評価するた
め、変形の有無、損傷の有無を確認した。
分） また、切削工具の耐塑性変形性と耐欠損性を評価するた
め、変形の有無、損傷の有無を確認した。
【００３３】これらの結果を表２に併せて示す。
【００３４】
【表２】
【００３５】表２からもわかるように試料Ｎｏ.1，２お
よび３の本発明品は耐摩耗性に優れると同時に耐塑性変
形性能・耐欠損性能にも優れていることがわかる。な
お、上記条件の切削においてフランク摩耗が０．２５ｍ
ｍ以下である場合に実用的な耐摩耗性を有していると判
断した。また、刃先の塑性変形量については加工物の寸
法精度に影響するとされており、０．１５ｍｍ未満であ
る場合に実用的な寸法補正が必要無いものと判断した。
よび３の本発明品は耐摩耗性に優れると同時に耐塑性変
形性能・耐欠損性能にも優れていることがわかる。な
お、上記条件の切削においてフランク摩耗が０．２５ｍ
ｍ以下である場合に実用的な耐摩耗性を有していると判
断した。また、刃先の塑性変形量については加工物の寸
法精度に影響するとされており、０．１５ｍｍ未満であ
る場合に実用的な寸法補正が必要無いものと判断した。
【００３６】ただし、Ｚｒ含有量の多いＢ１型固溶体の
粒径が３．２μｍと大きい試料Ｎｏ．２については切削
条件１においては優れた性能を示したものの、切削条件
１に対して切削条件の送りのみを０．３ｍｍ/ｒｅｖに
挙げたところチッピングを生じた。
粒径が３．２μｍと大きい試料Ｎｏ．２については切削
条件１においては優れた性能を示したものの、切削条件
１に対して切削条件の送りのみを０．３ｍｍ/ｒｅｖに
挙げたところチッピングを生じた。
【００３７】一方、比較例品である試料Ｎｏ．４，５お
よび６についてはそれぞれ、耐塑性変形性能・耐欠損性
能および耐摩耗性能のいずれかに問題があった。すなわ
ち試料Ｎｏ．７は摩耗量が０．２５ｍｍより大きく耐摩
耗性に問題があった。試料Ｎｏ．４，５，６，７，は変
形量が０．１５ｍｍ以上であり、耐塑性変形性に問題が
あった。試料Ｎｏ．４，５は耐欠損性に問題があった。
よび６についてはそれぞれ、耐塑性変形性能・耐欠損性
能および耐摩耗性能のいずれかに問題があった。すなわ
ち試料Ｎｏ．７は摩耗量が０．２５ｍｍより大きく耐摩
耗性に問題があった。試料Ｎｏ．４，５，６，７，は変
形量が０．１５ｍｍ以上であり、耐塑性変形性に問題が
あった。試料Ｎｏ．４，５は耐欠損性に問題があった。
【００３８】
【発明の効果】以上記述したように、本発明の被覆超硬
合金母材は、該超硬合金母材の１０００℃における熱伝
導率が室温における熱伝導率の７０％以上であることに
より、ステンレス鋼の高速・高能率切削における耐摩耗
性が大幅に改善され、工具寿命を延長することができ
る。
合金母材は、該超硬合金母材の１０００℃における熱伝
導率が室温における熱伝導率の７０％以上であることに
より、ステンレス鋼の高速・高能率切削における耐摩耗
性が大幅に改善され、工具寿命を延長することができ
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２３Ｃ 16/30 Ｃ２３Ｃ 16/30
Claims (3)
- 【請求項１】ＷＣと周期律表４ａ，５ａ，６ａ族からな
る群より選ばれた金属の炭化物、窒化物、炭窒化物の１
種以上を硬質相成分とし、鉄族金属の１種以上を結合相
成分とした超硬合金母材の表面に被覆層を有する切削工
具において、上記超硬合金母材の１０００℃における熱
伝導率が室温における熱伝導率の７０％以上であること
特徴とする切削工具。 - 【請求項２】上記超硬合金母材中に２種以上のＢ１型固
溶体が存在し、前記Ｂ１型固溶体のうち少なくとも１種
がＺｒの含有量の高いＢ１型固溶体であることを特徴と
する請求項１記載の切削工具。 - 【請求項３】超硬合金母材における上記Ｚｒ含有量の高
いＢ１型固溶体相の平均粒径が３μm以下である請求項
２記載の切削工具。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000364698A JP2002166306A (ja) | 2000-11-30 | 2000-11-30 | 切削工具 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000364698A JP2002166306A (ja) | 2000-11-30 | 2000-11-30 | 切削工具 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002166306A true JP2002166306A (ja) | 2002-06-11 |
Family
ID=18835590
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000364698A Pending JP2002166306A (ja) | 2000-11-30 | 2000-11-30 | 切削工具 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2002166306A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2014005529A (ja) * | 2012-05-29 | 2014-01-16 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 超硬合金およびこれを用いた表面被覆切削工具 |
-
2000
- 2000-11-30 JP JP2000364698A patent/JP2002166306A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2014005529A (ja) * | 2012-05-29 | 2014-01-16 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 超硬合金およびこれを用いた表面被覆切削工具 |
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