JP2002263941A - 硬質被覆層がすぐれた放熱性を発揮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放熱性を発揮する表面被覆超硬合金製エンドミルInfo
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- JP2002263941A JP2002263941A JP2001071629A JP2001071629A JP2002263941A JP 2002263941 A JP2002263941 A JP 2002263941A JP 2001071629 A JP2001071629 A JP 2001071629A JP 2001071629 A JP2001071629 A JP 2001071629A JP 2002263941 A JP2002263941 A JP 2002263941A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 硬質被覆層がすぐれた放熱性を発揮する表面
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、炭化
タングステン基超硬合金基体の表面に、個々の平均層厚
が０．０１〜０．１μｍの第１薄層と第２薄層の交互積
層からなり、かつ０．８〜１０μｍの全体平均層厚を有
する硬質被覆層を物理蒸着してなり、上記第１薄層を、
組成式：［Ｔｉ1-XＡｌX］Ｎおよび同［Ｔｉ1-XＡｌX］
Ｃ1-mＮmで表わした場合、厚さ方向中央部のオージェ分
光分析装置による測定で、原子比で、Ｘ：０．３０〜
０．７０、ｍ：０．６〜０．９９を満足するＴｉとＡｌ
の複合窒化物層およびＴｉとＡｌの複合炭窒化物層のう
ちのいずれか、または両方で構成し、上記第２薄層を、
窒化アルミニウム層で構成する。
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、炭化
タングステン基超硬合金基体の表面に、個々の平均層厚
が０．０１〜０．１μｍの第１薄層と第２薄層の交互積
層からなり、かつ０．８〜１０μｍの全体平均層厚を有
する硬質被覆層を物理蒸着してなり、上記第１薄層を、
組成式：［Ｔｉ1-XＡｌX］Ｎおよび同［Ｔｉ1-XＡｌX］
Ｃ1-mＮmで表わした場合、厚さ方向中央部のオージェ分
光分析装置による測定で、原子比で、Ｘ：０．３０〜
０．７０、ｍ：０．６〜０．９９を満足するＴｉとＡｌ
の複合窒化物層およびＴｉとＡｌの複合炭窒化物層のう
ちのいずれか、または両方で構成し、上記第２薄層を、
窒化アルミニウム層で構成する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、特に高熱発生を
伴なう鋼などの高速切削で、硬質被覆層がすぐれた放熱
性を発揮して、過熱による摩耗進行を抑制し、もって一
段の使用寿命の延命化を可能ならしめた表面被覆超硬合
金製エンドミル（以下、被覆超硬エンドミルという）に
関するものである。
伴なう鋼などの高速切削で、硬質被覆層がすぐれた放熱
性を発揮して、過熱による摩耗進行を抑制し、もって一
段の使用寿命の延命化を可能ならしめた表面被覆超硬合
金製エンドミル（以下、被覆超硬エンドミルという）に
関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、一般に、鋼や鋳鉄などの被削材の
面加工や溝加工、さらに肩加工などに、例えば図１
（ａ）に概略正面図で、同（ｂ）に切刃部の概略横断面
図で例示される形状を有する被覆超硬エンドミルが用い
られており、また前記被覆超硬エンドミルとして、超硬
基体の表面に、ＴｉとＡｌの複合窒化物［以下、（Ｔ
ｉ，Ａｌ）Ｎで示す］層およびＴｉとＡｌの複合炭窒化
物［以下、（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮで示す］層のうちのいず
れか、または両方で構成された硬質被覆層を０．８〜１
０μｍ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。
面加工や溝加工、さらに肩加工などに、例えば図１
（ａ）に概略正面図で、同（ｂ）に切刃部の概略横断面
図で例示される形状を有する被覆超硬エンドミルが用い
られており、また前記被覆超硬エンドミルとして、超硬
基体の表面に、ＴｉとＡｌの複合窒化物［以下、（Ｔ
ｉ，Ａｌ）Ｎで示す］層およびＴｉとＡｌの複合炭窒化
物［以下、（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮで示す］層のうちのいず
れか、または両方で構成された硬質被覆層を０．８〜１
０μｍ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】さらに、上記の被覆超硬エンドミルの硬質
被覆層である（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および（Ｔｉ，Ａｌ）
ＣＮ層が、例えば図２に概略説明図で示される物理蒸着
装置の１種であるアークイオンプレーティング装置を用
い、ヒータで装置内を、例えば雰囲気を３Ｐａの真空と
して、５００℃の温度に加熱した状態で、アノード電極
と所定組成を有するＴｉ−Ａｌ合金がセットされたカソ
ード電極（蒸発源）との間に、例えば電圧：３５Ｖ、電
流：９０Ａの条件でアーク放電を発生させ、同時に装置
内に反応ガスとして窒素ガス、または窒素ガスとメタン
ガスを導入し、一方超硬基体には、例えばー２００Ｖの
バイアス電圧を印加する条件で形成されることも良く知
られるところである。
被覆層である（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および（Ｔｉ，Ａｌ）
ＣＮ層が、例えば図２に概略説明図で示される物理蒸着
装置の１種であるアークイオンプレーティング装置を用
い、ヒータで装置内を、例えば雰囲気を３Ｐａの真空と
して、５００℃の温度に加熱した状態で、アノード電極
と所定組成を有するＴｉ−Ａｌ合金がセットされたカソ
ード電極（蒸発源）との間に、例えば電圧：３５Ｖ、電
流：９０Ａの条件でアーク放電を発生させ、同時に装置
内に反応ガスとして窒素ガス、または窒素ガスとメタン
ガスを導入し、一方超硬基体には、例えばー２００Ｖの
バイアス電圧を印加する条件で形成されることも良く知
られるところである。
【０００４】
【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、さらに低コスト化の要
求は強く、これに伴い、切削加工は切削機械の高性能化
とも相俟って高速化の傾向にあるが、上記の従来被覆超
硬エンドミルの場合、これを鋼や鋳鉄などの通常の条件
での切削加工に用いた場合には問題はないが、これを高
速切削条件で用いると、切削時に発生する高熱によっ
て、特に硬質被覆層の温度が上昇し、この結果硬質被覆
層の摩耗は一段と促進されるようになることから、比較
的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
に対する省力化および省エネ化、さらに低コスト化の要
求は強く、これに伴い、切削加工は切削機械の高性能化
とも相俟って高速化の傾向にあるが、上記の従来被覆超
硬エンドミルの場合、これを鋼や鋳鉄などの通常の条件
での切削加工に用いた場合には問題はないが、これを高
速切削条件で用いると、切削時に発生する高熱によっ
て、特に硬質被覆層の温度が上昇し、この結果硬質被覆
層の摩耗は一段と促進されるようになることから、比較
的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
【０００５】
【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、特に高速切削時における硬質被覆層の温度上
昇を抑制すべく研究を行った結果、上記従来被覆超硬エ
ンドミルの硬質被覆層の構成層である（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ
層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層を、組成式：［Ｔｉ1-X
ＡｌX］Ｎおよび同［Ｔｉ1- XＡｌX］Ｃ1-mＮmで表わし
た場合、厚さ方向中央部のオージェ分光分析装置による
測定で、原子比で、Ｘ：０．３０〜０．７０、ｍ：０．
６〜０．９９を満足する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および（Ｔ
ｉ，Ａｌ）ＣＮ層に特定した上で、これと窒化アルミニ
ウム（以下、ＡｌＮで示す）層との交互積層とすると共
に、これらの個々の層厚を平均層厚で０．０１〜０．１
μｍのきわめて薄い薄層とした状態で、０．８〜１０μ
ｍの全体平均層厚の硬質被覆層を構成すると、前記Ａｌ
Ｎ層（以下、第２薄層という）のもつすぐれた熱伝導性
および熱的安定性を前記両薄層による薄膜化交互積層構
造によって硬質被覆層全体が具備するようになり、この
結果硬質被覆層の放熱性が一段と向上し、高速切削時に
発生する高熱に曝されても硬質被覆層自体の過熱は著し
く抑制され、一方前記（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および（Ｔ
ｉ，Ａｌ）ＣＮ層（以下、第１薄層という）の薄膜化交
互積層構造によって硬質被覆層は前記第１薄層による高
硬度とすぐれた耐熱性も併せ持つようになることから、
この結果の被覆超硬エンドミルは、これを特に鋼や鋳鉄
などの高熱発生を伴なう高速切削加工に用いても、硬質
被覆層はすぐれた放熱性を発揮し、これ自体の過熱によ
る摩耗進行が抑制され、耐摩耗性が一段と向上するよう
になる、という研究結果を得たのである。
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、特に高速切削時における硬質被覆層の温度上
昇を抑制すべく研究を行った結果、上記従来被覆超硬エ
ンドミルの硬質被覆層の構成層である（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ
層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層を、組成式：［Ｔｉ1-X
ＡｌX］Ｎおよび同［Ｔｉ1- XＡｌX］Ｃ1-mＮmで表わし
た場合、厚さ方向中央部のオージェ分光分析装置による
測定で、原子比で、Ｘ：０．３０〜０．７０、ｍ：０．
６〜０．９９を満足する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および（Ｔ
ｉ，Ａｌ）ＣＮ層に特定した上で、これと窒化アルミニ
ウム（以下、ＡｌＮで示す）層との交互積層とすると共
に、これらの個々の層厚を平均層厚で０．０１〜０．１
μｍのきわめて薄い薄層とした状態で、０．８〜１０μ
ｍの全体平均層厚の硬質被覆層を構成すると、前記Ａｌ
Ｎ層（以下、第２薄層という）のもつすぐれた熱伝導性
および熱的安定性を前記両薄層による薄膜化交互積層構
造によって硬質被覆層全体が具備するようになり、この
結果硬質被覆層の放熱性が一段と向上し、高速切削時に
発生する高熱に曝されても硬質被覆層自体の過熱は著し
く抑制され、一方前記（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および（Ｔ
ｉ，Ａｌ）ＣＮ層（以下、第１薄層という）の薄膜化交
互積層構造によって硬質被覆層は前記第１薄層による高
硬度とすぐれた耐熱性も併せ持つようになることから、
この結果の被覆超硬エンドミルは、これを特に鋼や鋳鉄
などの高熱発生を伴なう高速切削加工に用いても、硬質
被覆層はすぐれた放熱性を発揮し、これ自体の過熱によ
る摩耗進行が抑制され、耐摩耗性が一段と向上するよう
になる、という研究結果を得たのである。
【０００６】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、超硬基体の表面に、０．８〜１０
μｍの全体平均層厚で物理蒸着した硬質被覆層が、個々
の平均層厚が０．０１〜０．１μｍの第１薄層と第２薄
層の交互積層からなり、上記第１薄層を、組成式：［Ｔ
ｉ1-XＡｌX］Ｎおよび同［Ｔｉ1-XＡｌX］Ｃ1- mＮmで表
わした場合、厚さ方向中央部のオージェ分光分析装置に
よる測定で、原子比で、Ｘ：０．３０〜０．７０、ｍ：
０．６〜０．９９を満足する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および
（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層のうちのいずれか、または両方で
構成し、上記第２薄層を、ＡｌＮ層で構成してなる、硬
質被覆層がすぐれた放熱性を発揮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、超硬基体の表面に、０．８〜１０
μｍの全体平均層厚で物理蒸着した硬質被覆層が、個々
の平均層厚が０．０１〜０．１μｍの第１薄層と第２薄
層の交互積層からなり、上記第１薄層を、組成式：［Ｔ
ｉ1-XＡｌX］Ｎおよび同［Ｔｉ1-XＡｌX］Ｃ1- mＮmで表
わした場合、厚さ方向中央部のオージェ分光分析装置に
よる測定で、原子比で、Ｘ：０．３０〜０．７０、ｍ：
０．６〜０．９９を満足する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および
（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層のうちのいずれか、または両方で
構成し、上記第２薄層を、ＡｌＮ層で構成してなる、硬
質被覆層がすぐれた放熱性を発揮する被覆超硬エンドミ
ルに特徴を有するものである。
【０００７】なお、この発明の被覆超硬エンドミルにお
いて、硬質被覆層の交互積層を構成する第１薄層および
第２薄層の個々の平均層厚をそれぞれ０．０１〜０．１
μｍとしたのは、いずれの薄層においても、その平均層
厚が０．０１μｍ未満になると、それぞれの薄層のもつ
特性、すなわち第１薄層による高硬度とすぐれた耐熱
性、第２薄層によるすぐれた熱伝導性および熱的安定性
（放熱性）を硬質被覆層に十分に具備せしめることがで
きず、一方その平均層厚がそれぞれ０．１μｍを越える
と、それぞれの薄層のもつ問題点、すなわち第１薄層に
よる放熱性低下現象および第２薄層による摩耗進行の促
進現象が硬質被覆層に現われるようになるという理由に
よるものである。
いて、硬質被覆層の交互積層を構成する第１薄層および
第２薄層の個々の平均層厚をそれぞれ０．０１〜０．１
μｍとしたのは、いずれの薄層においても、その平均層
厚が０．０１μｍ未満になると、それぞれの薄層のもつ
特性、すなわち第１薄層による高硬度とすぐれた耐熱
性、第２薄層によるすぐれた熱伝導性および熱的安定性
（放熱性）を硬質被覆層に十分に具備せしめることがで
きず、一方その平均層厚がそれぞれ０．１μｍを越える
と、それぞれの薄層のもつ問題点、すなわち第１薄層に
よる放熱性低下現象および第２薄層による摩耗進行の促
進現象が硬質被覆層に現われるようになるという理由に
よるものである。
【０００８】また、この発明の被覆超硬エンドミルにお
いて、硬質被覆層の第１薄層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ）
Ｎ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層におけるＡｌはＴｉＮ
およびＴｉＣＮに対して高温硬さと耐熱性を高め、もっ
て耐摩耗性を向上させるために固溶するものであり、し
たがって組成式：（Ｔｉ1-XＡｌX）Ｎおよび同（Ｔｉ
1-XＡｌX）Ｃ1-mＮm、のＸ値が原子比（以下同じ）で、
０．３未満では所望の耐摩耗性を確保することができ
ず、一方その値が０．７を越えると、切刃部の外周刃や
底刃にチッピングが発生し易くなると云う理由によりＸ
値を０．３〜０．７と定めた。望ましくはＸ値を０．３
５〜０．６５とするのがよい。
いて、硬質被覆層の第１薄層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ）
Ｎ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層におけるＡｌはＴｉＮ
およびＴｉＣＮに対して高温硬さと耐熱性を高め、もっ
て耐摩耗性を向上させるために固溶するものであり、し
たがって組成式：（Ｔｉ1-XＡｌX）Ｎおよび同（Ｔｉ
1-XＡｌX）Ｃ1-mＮm、のＸ値が原子比（以下同じ）で、
０．３未満では所望の耐摩耗性を確保することができ
ず、一方その値が０．７を越えると、切刃部の外周刃や
底刃にチッピングが発生し易くなると云う理由によりＸ
値を０．３〜０．７と定めた。望ましくはＸ値を０．３
５〜０．６５とするのがよい。
【０００９】また、上記の（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層におけ
るＣ成分には、硬さを向上させる作用があるので、（Ｔ
ｉ，Ａｌ）ＣＮ層は上記（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層に比して相
対的に高い硬さをもつが、この場合上記の組成式におけ
るＣ成分の割合が０．０１未満、すなわちｍ値が０．９
９を越えると所定の硬さ向上効果が得られず、一方Ｃ成
分の割合が０．４を越える、すなわちｍ値が０．６未満
になると靭性が急激に低下するようになることから、ｍ
値を０．６〜０．９９と定めた。望ましくはｍ値を０．
８〜０．９とするのがよい。
るＣ成分には、硬さを向上させる作用があるので、（Ｔ
ｉ，Ａｌ）ＣＮ層は上記（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層に比して相
対的に高い硬さをもつが、この場合上記の組成式におけ
るＣ成分の割合が０．０１未満、すなわちｍ値が０．９
９を越えると所定の硬さ向上効果が得られず、一方Ｃ成
分の割合が０．４を越える、すなわちｍ値が０．６未満
になると靭性が急激に低下するようになることから、ｍ
値を０．６〜０．９９と定めた。望ましくはｍ値を０．
８〜０．９とするのがよい。
【００１０】また、硬質被覆層の全体平均層厚を０．８
〜１０μｍとしたのは、その層厚が０．８μｍ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
層厚が１０μｍを越えると、切刃部の外周刃や底刃にチ
ッピングが発生し易くなるという理由によるものであ
る。
〜１０μｍとしたのは、その層厚が０．８μｍ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
層厚が１０μｍを越えると、切刃部の外周刃や底刃にチ
ッピングが発生し易くなるという理由によるものであ
る。
【００１１】
【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、平均粒径：５．５μｍを有する中粗粒ＷＣ粉末、同
０．８μｍの微粒ＷＣ粉末、同１．３μｍのＴａＣ粉
末、同１．２μｍのＮｂＣ粉末、同１．２μｍのＺｒＣ
粉末、同２．３μｍのＣｒ3Ｃ2粉末、同１．５μｍのＶ
Ｃ粉末、同１．０μｍの（Ｔｉ，Ｗ）Ｃ粉末、および同
１．８μｍのＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末をそれ
ぞれ表１に示される配合組成に配合し、さらにワックス
を加えてアセトン中で２４時間ボールミル混合し、減圧
乾燥した後、１００ＭＰａの圧力で所定形状の各種の圧
粉体にプレス成形し、これらの圧粉体を、６Ｐａの真空
雰囲気中、７℃／分の昇温速度で１３７０〜１４７０℃
の範囲内の所定の温度に昇温し、この温度に１時間保持
後、炉冷の条件で焼結して、直径が８ｍｍ、１３ｍｍ、
および２６ｍｍの３種の超硬基体形成用丸棒焼結体を形
成し、さらに前記の３種の丸棒焼結体から、研削加工に
て、表１に示される組合せで、かつ同じく表１に示され
る寸法（切刃部の直径×長さ）および形状をもった超硬
基体Ａ−１〜Ａ−１０をそれぞれ製造した。
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、平均粒径：５．５μｍを有する中粗粒ＷＣ粉末、同
０．８μｍの微粒ＷＣ粉末、同１．３μｍのＴａＣ粉
末、同１．２μｍのＮｂＣ粉末、同１．２μｍのＺｒＣ
粉末、同２．３μｍのＣｒ3Ｃ2粉末、同１．５μｍのＶ
Ｃ粉末、同１．０μｍの（Ｔｉ，Ｗ）Ｃ粉末、および同
１．８μｍのＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末をそれ
ぞれ表１に示される配合組成に配合し、さらにワックス
を加えてアセトン中で２４時間ボールミル混合し、減圧
乾燥した後、１００ＭＰａの圧力で所定形状の各種の圧
粉体にプレス成形し、これらの圧粉体を、６Ｐａの真空
雰囲気中、７℃／分の昇温速度で１３７０〜１４７０℃
の範囲内の所定の温度に昇温し、この温度に１時間保持
後、炉冷の条件で焼結して、直径が８ｍｍ、１３ｍｍ、
および２６ｍｍの３種の超硬基体形成用丸棒焼結体を形
成し、さらに前記の３種の丸棒焼結体から、研削加工に
て、表１に示される組合せで、かつ同じく表１に示され
る寸法（切刃部の直径×長さ）および形状をもった超硬
基体Ａ−１〜Ａ−１０をそれぞれ製造した。
【００１２】ついで、これらの超硬基体Ａ−１〜Ａ−１
０のそれぞれを、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した
状態で、同じく図２に例示される通常のアークイオンプ
レーティング装置内の回転テーブル上に装着し、一方カ
ソード電極（蒸発源）として、種々の成分組成をもった
第１薄層形成用Ｔｉ−Ａｌ合金と第２薄層形成用金属Ａ
ｌを装置内の所定位置に装着し、またボンバート洗浄用
金属Ｔｉも装着し、まず装置内を排気して０．５Ｐａの
真空に保持しながら、ヒーターで装置内を７００℃に加
熱した後、前記回転テーブル上で回転する超硬基体に−
１０００Ｖの直流バイアス電圧を印加して、カソード電
極の前記金属Ｔｉとアノード電極との間にアーク放電を
発生させ、もって超硬基体表面をＴｉボンバート洗浄
し、ついで第１薄層の形成は、装置内に反応ガスとして
窒素ガス、または窒素ガスとメタンガスを導入して５Ｐ
ａの反応雰囲気とすると共に、前記回転テーブル上で回
転する超硬基体に−２００Ｖの直流バイアス電圧を印加
する条件で行い、また第２薄層の形成は、装置内に反応
ガスとして窒素ガスを導入して６Ｐａの反応雰囲気とす
ると共に、同じく前記回転テーブル上で回転する超硬基
体に−３００Ｖのパルスバイアス電圧を印加する条件で
行い、かつ前記第１薄層として（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層を
形成する場合にのみ前記第１薄層形成と第２薄層形成の
間には反応ガス排出のための真空引きを１０秒間行う条
件で、前記カソード電極(前記第１薄層形成用Ｔｉ−Ａ
ｌ合金または第２薄層形成用金属Ａｌ)とアノード電極
との間にアーク放電を発生させ、もって前記超硬基体の
表面に、表２に示される目標組成および目標層厚の第１
薄層と第２薄層とを表３に示される組み合わせで、かつ
同じく表３に示される交互積層数からなる硬質被覆層を
蒸着することにより、本発明被覆超硬エンドミル１〜１
６をそれぞれ製造した。
０のそれぞれを、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した
状態で、同じく図２に例示される通常のアークイオンプ
レーティング装置内の回転テーブル上に装着し、一方カ
ソード電極（蒸発源）として、種々の成分組成をもった
第１薄層形成用Ｔｉ−Ａｌ合金と第２薄層形成用金属Ａ
ｌを装置内の所定位置に装着し、またボンバート洗浄用
金属Ｔｉも装着し、まず装置内を排気して０．５Ｐａの
真空に保持しながら、ヒーターで装置内を７００℃に加
熱した後、前記回転テーブル上で回転する超硬基体に−
１０００Ｖの直流バイアス電圧を印加して、カソード電
極の前記金属Ｔｉとアノード電極との間にアーク放電を
発生させ、もって超硬基体表面をＴｉボンバート洗浄
し、ついで第１薄層の形成は、装置内に反応ガスとして
窒素ガス、または窒素ガスとメタンガスを導入して５Ｐ
ａの反応雰囲気とすると共に、前記回転テーブル上で回
転する超硬基体に−２００Ｖの直流バイアス電圧を印加
する条件で行い、また第２薄層の形成は、装置内に反応
ガスとして窒素ガスを導入して６Ｐａの反応雰囲気とす
ると共に、同じく前記回転テーブル上で回転する超硬基
体に−３００Ｖのパルスバイアス電圧を印加する条件で
行い、かつ前記第１薄層として（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層を
形成する場合にのみ前記第１薄層形成と第２薄層形成の
間には反応ガス排出のための真空引きを１０秒間行う条
件で、前記カソード電極(前記第１薄層形成用Ｔｉ−Ａ
ｌ合金または第２薄層形成用金属Ａｌ)とアノード電極
との間にアーク放電を発生させ、もって前記超硬基体の
表面に、表２に示される目標組成および目標層厚の第１
薄層と第２薄層とを表３に示される組み合わせで、かつ
同じく表３に示される交互積層数からなる硬質被覆層を
蒸着することにより、本発明被覆超硬エンドミル１〜１
６をそれぞれ製造した。
【００１３】また、比較の目的で、同じく上記のアーク
イオンプレーティング装置にて、カソード電極（蒸発
源）として、種々の成分組成をもったＴｉ−Ａｌ合金を
装着する以外は同一の条件で、上記超硬基体の表面に表
４に示される通りの目標組成および目標層厚の（Ｔｉ，
Ａｌ）Ｎ層または（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層で構成された硬
質被覆層を蒸着することにより、従来被覆超硬エンドミ
ル１〜１３をそれぞれ製造した。
イオンプレーティング装置にて、カソード電極（蒸発
源）として、種々の成分組成をもったＴｉ−Ａｌ合金を
装着する以外は同一の条件で、上記超硬基体の表面に表
４に示される通りの目標組成および目標層厚の（Ｔｉ，
Ａｌ）Ｎ層または（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層で構成された硬
質被覆層を蒸着することにより、従来被覆超硬エンドミ
ル１〜１３をそれぞれ製造した。
【００１４】さらに、この結果得られた各種の被覆超硬
エンドミルについて、これを構成する各種硬質被覆層の
組成および層厚を、エネルギー分散型Ｘ線測定装置およ
びオージェ分光分析装置、さらに走査型電子顕微鏡を用
いて測定したところ、表２〜４の目標組成および目標層
厚と実質的に同じ組成および平均層厚（任意５ヶ所測定
の平均値との比較）を示した。
エンドミルについて、これを構成する各種硬質被覆層の
組成および層厚を、エネルギー分散型Ｘ線測定装置およ
びオージェ分光分析装置、さらに走査型電子顕微鏡を用
いて測定したところ、表２〜４の目標組成および目標層
厚と実質的に同じ組成および平均層厚（任意５ヶ所測定
の平均値との比較）を示した。
【００１５】つぎに、上記本発明被覆超硬エンドミル１
〜１６よび従来被覆超硬エンドミル１〜１３のうち、本
発明被覆超硬エンドミル１〜６および従来被覆超硬エン
ドミル１〜５については、 被削材：１００ｍｍ×２５０の平面寸法、５０ｍｍの厚
さを有するＪＩＳ・Ｓ５５Ｃの板材、 回転速度：１８００ｒ．ｐ．ｍ．、 溝深さ（切り込み）：３．５ｍｍ、 テーブル送り：２２０ｍｍ／分、 の条件での炭素鋼の湿式高速溝切削加工試験（水溶性切
削油使用）、本発明被覆超硬エンドミル７〜１１および
従来被覆超硬エンドミル６〜９については、 被削材：１００ｍｍ×２５０の平面寸法、５０ｍｍの厚
さを有するＪＩＳ・ＳＣＭ４４０の板材、 回転速度：２４００ｒ．ｐ．ｍ．、 溝深さ（切り込み）：３．５ｍｍ、 テーブル送り：２１０ｍｍ／分、 の条件での合金鋼の湿式高速溝切削加工試験（水溶性切
削油使用）、本発明被覆超硬エンドミル１２〜１６およ
び従来被覆超硬エンドミル１０〜１３については、 被削材：１００ｍｍ×２５０の平面寸法、５０ｍｍの厚
さを有するＪＩＳ・ＦＣ２５０の板材、 回転速度：６６００ｒ．ｐ．ｍ．、 溝深さ（切り込み）：３ｍｍ、 テーブル送り：３８０ｍｍ／分、 の条件での鋳鉄の湿式高速溝切削加工試験（水溶性切削
油使用）、をそれぞれ行い、いずれの湿式高速溝切削加
工試験でも外周刃の逃げ面摩耗量が使用寿命の目安とさ
れる０．１ｍｍに至るまでの切削長を測定した。この測
定結果を表３、４にそれぞれ示した。
〜１６よび従来被覆超硬エンドミル１〜１３のうち、本
発明被覆超硬エンドミル１〜６および従来被覆超硬エン
ドミル１〜５については、 被削材：１００ｍｍ×２５０の平面寸法、５０ｍｍの厚
さを有するＪＩＳ・Ｓ５５Ｃの板材、 回転速度：１８００ｒ．ｐ．ｍ．、 溝深さ（切り込み）：３．５ｍｍ、 テーブル送り：２２０ｍｍ／分、 の条件での炭素鋼の湿式高速溝切削加工試験（水溶性切
削油使用）、本発明被覆超硬エンドミル７〜１１および
従来被覆超硬エンドミル６〜９については、 被削材：１００ｍｍ×２５０の平面寸法、５０ｍｍの厚
さを有するＪＩＳ・ＳＣＭ４４０の板材、 回転速度：２４００ｒ．ｐ．ｍ．、 溝深さ（切り込み）：３．５ｍｍ、 テーブル送り：２１０ｍｍ／分、 の条件での合金鋼の湿式高速溝切削加工試験（水溶性切
削油使用）、本発明被覆超硬エンドミル１２〜１６およ
び従来被覆超硬エンドミル１０〜１３については、 被削材：１００ｍｍ×２５０の平面寸法、５０ｍｍの厚
さを有するＪＩＳ・ＦＣ２５０の板材、 回転速度：６６００ｒ．ｐ．ｍ．、 溝深さ（切り込み）：３ｍｍ、 テーブル送り：３８０ｍｍ／分、 の条件での鋳鉄の湿式高速溝切削加工試験（水溶性切削
油使用）、をそれぞれ行い、いずれの湿式高速溝切削加
工試験でも外周刃の逃げ面摩耗量が使用寿命の目安とさ
れる０．１ｍｍに至るまでの切削長を測定した。この測
定結果を表３、４にそれぞれ示した。
【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、硬質被覆
層が第１薄層と第２薄層の交互多重積層からなる本発明
被覆超硬エンドミル１〜１６は、いずれも鋼や鋳鉄のエ
ンドミル加工を高い発熱を伴う高速で行っても、前記第
２薄層のもつすぐれた熱伝導性と熱的安定性によって硬
質被覆層はすぐれた放熱性を発揮し、硬質被覆層自体が
過熱されることがなくなることから、前記第１薄層の
（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層によっ
てもたらされるすぐれた高硬度とすぐれた耐熱性と相俟
って、チッピングなどの発生なく、すぐれた耐摩耗性を
発揮するのに対して、実質的に硬質被覆層が前記第１薄
層と同じ組成の単一層からなる従来被覆超硬エンドミル
１〜１０においては、いずれも高速切削時に発生する高
熱によって硬質被覆層自体の温度が上昇し、このため摩
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、この発明の被覆超
硬エンドミルは、各種の鋼や鋳鉄などの通常の条件での
面加工や溝加工、さらに肩加工などの切削加工は勿論の
こと、特にこれらの高速切削加工においてもすぐれた耐
摩耗性を発揮するものであるから、切削加工の省力化お
よび省エネ化、さらに低コスト化に十分満足に対応でき
るものである。
層が第１薄層と第２薄層の交互多重積層からなる本発明
被覆超硬エンドミル１〜１６は、いずれも鋼や鋳鉄のエ
ンドミル加工を高い発熱を伴う高速で行っても、前記第
２薄層のもつすぐれた熱伝導性と熱的安定性によって硬
質被覆層はすぐれた放熱性を発揮し、硬質被覆層自体が
過熱されることがなくなることから、前記第１薄層の
（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層によっ
てもたらされるすぐれた高硬度とすぐれた耐熱性と相俟
って、チッピングなどの発生なく、すぐれた耐摩耗性を
発揮するのに対して、実質的に硬質被覆層が前記第１薄
層と同じ組成の単一層からなる従来被覆超硬エンドミル
１〜１０においては、いずれも高速切削時に発生する高
熱によって硬質被覆層自体の温度が上昇し、このため摩
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、この発明の被覆超
硬エンドミルは、各種の鋼や鋳鉄などの通常の条件での
面加工や溝加工、さらに肩加工などの切削加工は勿論の
こと、特にこれらの高速切削加工においてもすぐれた耐
摩耗性を発揮するものであるから、切削加工の省力化お
よび省エネ化、さらに低コスト化に十分満足に対応でき
るものである。
【図１】（ａ）は被覆超硬エンドミルの概略正面図、
（ｂ）は同切刃部の概略横断面図である。
（ｂ）は同切刃部の概略横断面図である。
【図２】アークイオンプレーティング装置の概略説明図
である。
である。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成１３年４月１１日（２００１．４．１
１）
１）
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１１
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１１】
【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、いずれも１〜３μｍの平均粒径を有するＷＣ粉末、
ＴｉＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＶＣ粉末、ＴａＣ粉末、Ｎｂ
Ｃ粉末、Ｃｒ3 Ｃ2 粉末、ＴｉＮ粉末、ＴａＮ粉末、お
よびＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末をそれぞれ表１
に示される配合組成に配合し、さらにワックスを加えて
アセトン中で２４時間ボールミル混合し、減圧乾燥した
後、１００ＭＰａの圧力で所定形状の各種の圧粉体にプ
レス成形し、これらの圧粉体を、６Ｐａの真空雰囲気
中、７℃／分の昇温速度で１３７０〜１４７０℃の範囲
内の所定の温度に昇温し、この温度に１時間保持後、炉
冷の条件で焼結して、直径が８ｍｍ、１３ｍｍ、および
２６ｍｍの３種の超硬基体形成用丸棒焼結体を形成し、
さらに前記の３種の丸棒焼結体から、研削加工にて、表
１に示される組合せで、かつ同じく表１に示される寸法
（切刃部の直径×長さ）および形状をもった超硬基体Ａ
−１〜Ａ−１０をそれぞれ製造した。
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、いずれも１〜３μｍの平均粒径を有するＷＣ粉末、
ＴｉＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＶＣ粉末、ＴａＣ粉末、Ｎｂ
Ｃ粉末、Ｃｒ3 Ｃ2 粉末、ＴｉＮ粉末、ＴａＮ粉末、お
よびＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末をそれぞれ表１
に示される配合組成に配合し、さらにワックスを加えて
アセトン中で２４時間ボールミル混合し、減圧乾燥した
後、１００ＭＰａの圧力で所定形状の各種の圧粉体にプ
レス成形し、これらの圧粉体を、６Ｐａの真空雰囲気
中、７℃／分の昇温速度で１３７０〜１４７０℃の範囲
内の所定の温度に昇温し、この温度に１時間保持後、炉
冷の条件で焼結して、直径が８ｍｍ、１３ｍｍ、および
２６ｍｍの３種の超硬基体形成用丸棒焼結体を形成し、
さらに前記の３種の丸棒焼結体から、研削加工にて、表
１に示される組合せで、かつ同じく表１に示される寸法
（切刃部の直径×長さ）および形状をもった超硬基体Ａ
−１〜Ａ−１０をそれぞれ製造した。
フロントページの続き (72)発明者 田中 裕介 兵庫県明石市魚住町金ヶ崎西大池179番地 １ エムエムシーコベルコツ−ル株式会社 内 Ｆターム(参考） 4K029 AA02 AA04 BA54 BA58 BB02 BC10 BD05 CA04 EA01 FA05
Claims (1)
- 【請求項１】 炭化タングステン基超硬合金基体の表面
に、０．８〜１０μｍの全体平均層厚で物理蒸着した硬
質被覆層が、個々の平均層厚が０．０１〜０．１μｍの
第１薄層と第２薄層の交互積層からなり、 上記第１薄層を、組成式：［Ｔｉ1-XＡｌX］Ｎおよび同
［Ｔｉ1-XＡｌX］Ｃ1- mＮmで表わした場合、厚さ方向中
央部のオージェ分光分析装置による測定で、原子比で、
Ｘ：０．３０〜０．７０、ｍ：０．６〜０．９９を満足
するＴｉとＡｌの複合窒化物およびＴｉとＡｌの複合炭
窒化物のうちのいずれか、または両方で構成し、 上記第２薄層を、窒化アルミニウムで構成したこと、を
特徴とする硬質被覆層がすぐれた放熱性を発揮する表面
被覆超硬合金製エンドミル。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001071629A JP2002263941A (ja) | 2001-03-14 | 2001-03-14 | 硬質被覆層がすぐれた放熱性を発揮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 |
|---|---|---|---|
| JP2001071629A JP2002263941A (ja) | 2001-03-14 | 2001-03-14 | 硬質被覆層がすぐれた放熱性を発揮する表面被覆超硬合金製エンドミル |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002263941A true JP2002263941A (ja) | 2002-09-17 |
Family
ID=18929324
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001071629A Pending JP2002263941A (ja) | 2001-03-14 | 2001-03-14 | 硬質被覆層がすぐれた放熱性を発揮する表面被覆超硬合金製エンドミル |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2002263941A (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2009105024A1 (en) * | 2008-02-21 | 2009-08-27 | Seco Tools Ab | Multilayered coated cutting tool |
| JP2010115740A (ja) * | 2008-11-12 | 2010-05-27 | Sumitomo Electric Hardmetal Corp | 表面被覆切削工具 |
| US7785700B2 (en) | 2004-04-13 | 2010-08-31 | Sumitomo Electric Hardmetal Corp. | Surface-coated cutting tool |
| CN102634753A (zh) * | 2011-02-12 | 2012-08-15 | 深圳职业技术学院 | 硬质涂层及其制备方法 |
| US20140272391A1 (en) * | 2013-03-15 | 2014-09-18 | Kennametal Inc. | Hard coatings comprising cubic phase forming compositions |
| US20150050489A1 (en) * | 2013-08-16 | 2015-02-19 | Kennametal Inc. | Low stress hard coatings and applications thereof |
| US9896767B2 (en) | 2013-08-16 | 2018-02-20 | Kennametal Inc | Low stress hard coatings and applications thereof |
| EP3929328A1 (en) * | 2020-06-24 | 2021-12-29 | Tungaloy Corporation | Coated cutting tool |
-
2001
- 2001-03-14 JP JP2001071629A patent/JP2002263941A/ja active Pending
Cited By (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7785700B2 (en) | 2004-04-13 | 2010-08-31 | Sumitomo Electric Hardmetal Corp. | Surface-coated cutting tool |
| US8409696B2 (en) | 2008-02-21 | 2013-04-02 | Seco Tools Ab | Multilayered coated cutting tool |
| WO2009105024A1 (en) * | 2008-02-21 | 2009-08-27 | Seco Tools Ab | Multilayered coated cutting tool |
| JP2010115740A (ja) * | 2008-11-12 | 2010-05-27 | Sumitomo Electric Hardmetal Corp | 表面被覆切削工具 |
| CN102634753B (zh) * | 2011-02-12 | 2016-04-27 | 深圳职业技术学院 | 硬质涂层及其制备方法 |
| CN102634753A (zh) * | 2011-02-12 | 2012-08-15 | 深圳职业技术学院 | 硬质涂层及其制备方法 |
| US20140272391A1 (en) * | 2013-03-15 | 2014-09-18 | Kennametal Inc. | Hard coatings comprising cubic phase forming compositions |
| US9103036B2 (en) * | 2013-03-15 | 2015-08-11 | Kennametal Inc. | Hard coatings comprising cubic phase forming compositions |
| US20150050489A1 (en) * | 2013-08-16 | 2015-02-19 | Kennametal Inc. | Low stress hard coatings and applications thereof |
| US9168664B2 (en) * | 2013-08-16 | 2015-10-27 | Kennametal Inc. | Low stress hard coatings and applications thereof |
| US9896767B2 (en) | 2013-08-16 | 2018-02-20 | Kennametal Inc | Low stress hard coatings and applications thereof |
| US10184187B2 (en) | 2013-08-16 | 2019-01-22 | Kennametal Inc. | Low stress hard coatings and applications thereof |
| EP3929328A1 (en) * | 2020-06-24 | 2021-12-29 | Tungaloy Corporation | Coated cutting tool |
| US11660678B2 (en) | 2020-06-24 | 2023-05-30 | Tungaloy Corporation | Coated cutting tool |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20041108 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A821 Effective date: 20041108 |