(57)【特許請求の範囲】
【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Ｖのうちの１種または２種：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、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１００〜５５０ｔｏｒｒとして、９００〜１０００℃の温度に１〜１０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、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Ｖのうちの１種または２種：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、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１００〜５５０ｔｏｒｒとして、９００〜１０００℃の温度に１〜１０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、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。
【発明の詳細な説明】
【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。
【０００２】
【従来の技術】
従来、一般に、例えば特開昭６２−８８５０９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。
【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Ｖのうちの１種または２種：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１００〜５５０ｔｏｒｒ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、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、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Ｖのうちの１種または２種：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、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１００〜５５０ｔｏｒｒとして、９００〜１０００℃の温度に１〜１０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、超硬基体の表面に、
いずれもＭＴ−ＣＶＤ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−ＣＶＤ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２０％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。
【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０．６〜１．０μｍ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 Ｗn Ｃ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０．５〜４．５μｍ、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〜ｓを形成した。
【００１２】
さらに、これら超硬基体ａ〜ｓ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〜Ｓを製造した。
【００１３】
引き続いて、これら超硬基体Ａ〜Ｓ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）１〜１９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〜Ｓに代わって、これの形成がない超硬基体ａ〜ｓ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）１〜１９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１〜１９および比較被覆エンドミル１〜１９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】
0003707195.tif 000002
【００１７】
【表２】
0003707195.tif 000003
【００１８】
【表３】
0003707195.tif 000004
【００１９】
【表４】
0003707195.tif 000005
【００２０】
【表５】
0003707195.tif 000006
【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１〜１９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１〜１９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。