(57)【要約】【課題】本発明は、鋳肌、鍛造肌、熱間または冷間の圧延肌のような粗製面、或いは、予備機械加工した表面を有する低合金鋼および中合金鋼の湿式及び乾式フライス加工に対して特に有用である被覆された切削工具（超硬合金植刃(insert)）に関する。【解決手段】本発明は、湿式または乾式の条件中で粗製面を備えるかまたは備えない低合金鋼及び中合金鋼のフライス加工に特に有効である被覆されたフライス加工用植刃を開示する。植刃は、低含有量の立方晶炭化物と高Ｗ合金化結合材相とを有するＷＣ−Ｃｏ超硬合金ボディーと、柱状粒を有するＴｉＣＸＮＹＯＺの内層とκ−Ａｌ２Ｏ３の内層と好ましくはＴｉＮの最表層とを含む被膜と、を特徴とする。この層はＣＶＤ法を使用して蒸着する。【選択図】図１
2008183708.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
湿式または乾式の条件中で粗製面を備えるかまたは備えない低合金鋼及び中合金鋼をフライス加工するために、超硬合金ボディーと被膜とを含んでなる切削工具植刃であって、
前記超硬合金ボディーが、
１．５〜２μｍの粒径を有するＷＣと、
８．８〜９．４ｗｔ％のＣｏと、
０．４〜１．７ｗｔ％のＴａ、及びＮｂの立方晶炭化物と、
０．８２〜０．９０のＣＷ比の高Ｗ合金化結合材相と、を含んでなり、且つ
前記被膜が、
−  等軸粒で＜０．５μｍの大きさを有し、且つ０．１〜１．５μｍの厚みを有するｘ＋ｙ＋ｚ＝１、ｚ＜０．５であるＴｉＣＸＮＹＯＺの第１の最内層と、
−  柱状粒で＜５μｍの平均直径を有し、且つ１〜６μｍの厚みを有するｘ＋ｙ＝１、ｘ＞０．３及びｙ＞０．３であるＴｉＣＸＮＹの層と、
−  ０．５〜５μｍの厚みを有し、且つ０．５〜２μｍの粒径を有するκ−Ａｌ２Ｏ３の層であって、且つ１０μｍの個々の測定長さに渡って最大０．４μｍの表面粗さＲｍａｘを有する滑らかで微細な粒であるκ−Ａｌ２Ｏ３の層と、
−  ＜１μｍの厚みを有し、且つ１０μｍの個々の測定長さに渡って最大０．４μｍの表面粗さＲｍａｘを有するＴｉＮの外層であって、且つ切削刃先に沿って削除されているＴｉＮの外層と、
からなることを特徴とする切削工具植刃。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋳肌、鍛造肌、熱間または冷間の圧延肌のような粗製面、或いは、予備機械加工した表面を有する低合金鋼および中合金鋼の湿式及び乾式フライス加工に対して特に有用である被覆された切削工具（超硬合金植刃(insert)）に関する。
【背景技術】
【０００２】
超硬合金工具で低合金鋼および中合金鋼をフライス加工する場合、切削刃先は、化学摩耗、アブレシブ摩耗および凝着摩耗のような種々の摩耗機構によって摩耗し、そして刃先チッピングによって櫛状割れと呼ばれる切削刃先に沿って形成された割れを生じる。
【０００３】
櫛状割れの形成は、湿式フライス加工（冷却剤を使用して）を使用する場合には、特に厳しくなる。冷却剤および加工材料が浸透し櫛状割れを拡張し且つ刃先に小さな割れ(chip)が発生する。小さく割れた刃先が、機械加工した部品の表面仕上げを悪化する。
【０００４】
異なる切削条件は、種々の性質の切削植刃を必要とする。例えば、粗製面領域を有する鋼を切削する場合には、被覆された超硬合金植刃は強靱な炭化物からなる必要がありかつ非常に良好な被膜接合性を備えなければならない。低合金鋼をフライス加工する場合、凝着摩耗が一般的に支配的な摩耗形式である。現在、好ましくは薄い（１〜３μｍ）ＣＶＤ被膜またはＰＶＤ被膜を用いる必要がある。
【０００５】
特別な摩耗形式については切削性能を改良するために、種々の対策をとることができる。しかしながら、そのような手段のほとんどが他の摩耗特性に逆効果をもたらす。
【０００６】
幾つかの可能な対策の影響を次ぎに示す。
１．）櫛状割れの形成は、結合材相含有量を減少させることによって減少できる。しかしながら、このような手段は切削植刃の靭性特性を下げ、これは望ましくない。
２．）改良したアブレシブ摩耗は、被膜厚さを増加することによって達成できる。しかしながら、厚い被膜は、剥離の危険性を増加し且つ凝着摩耗に対する抵抗を低下させる。
３．）高切削速度及び高切削刃先温度でのフライス加工は、かなり多くの立方晶炭化物（ＷＣ−ＴｉＣ−ＴａＣ−ＮｂＣの固溶体）を有する超硬合金を必要とする。このような炭化物は、櫛状割れをさらに容易に発達させる。
【０００７】
これまでは、全ての工具特性を同時に改良することは非常に困難であった。したがって、市販の各種超硬合金では、これらの摩耗形式の一つ或いは幾つかについて、すなわち特定の用途範囲内で最適化されていた。
【０００８】
スウェーデン特許出願第９５０１２８６−０号は、鼠鋳鉄の乾式フライス加工に特に有効である被覆された切削植刃を開示する。この植刃は、混ぜ物のないＷＣ−Ｃｏ超硬合金品位と、柱状粒を有するＴｉＣＸＮＹＯＺの層と微細粒組織のα−Ａｌ２Ｏ３の最表層を含む被膜と、を特徴とする。
【０００９】
スウェーデン特許出願第９５０２６４０−７号は、低合金鋼の中断旋削加工に特に有効である被覆された旋削用植刃を開示する。この植刃は、高Ｗ合金化Ｃｏ結合材相を有するＷＣ−Ｃｏ超硬合金ボディーと、柱状粒を有するＴｉＣＸＮＹＯＺの層と微細粒組織のα−Ａｌ２Ｏ３の最表層とを含む被膜と、を特徴とする。
【００１０】
スウェーデン特許出願第９５０３０５６−５号は、熱間及び冷間の鍛造した低合金鋼の切削加工に特に有効である被覆された旋削切削用工具を開示する。この植刃は、高Ｗ合金化Ｃｏ結合材相を有するＷＣ−Ｃｏ超硬合金ボディーと、柱状粒を有するＴｉＣＸＮＹＯＺの層と微細粒のα−Ａｌ２Ｏ３の最表層とを含む被膜と、を特徴とする。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
種々の異なる特徴を組み合わせることによって、粗製面領域を有するかまたは有しない低合金鋼及び鋼合金鋼の双方において、優れた切削性能を備えた湿式および乾式のフライス加工用の切削工具が得られることがここで意外にも明らかとなった。本発明に従う切削工具は、先に示した種々の摩耗様式については改良された特性を示す。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明に従うフライス加工用の切削植刃は、高Ｗ合金化結合材相を有し、且つ十分に平衡に達した化学組成とＷＣ粒径とを有する超硬合金ボディー、柱状ＴｉＣＸＮＹＯＺの層、κ−Ａｌ２Ｏ３の層、ＴｉＮの層からなり、且つ例えばＳｉＣ基ブラシで刃先をブラシ掛けすることによって切削刃先を滑らかにすることを任意にその後続けられる。
【００１３】
図１は本発明に従う被覆された植刃の１００００Ｘの倍率の顕微鏡写真であり、
Ａ−  超硬合金ボディー
Ｂ−  等軸粒のＴｉＣＸＮＹＯＺの層
Ｃ−  柱状粒のＴｉＣＸＮＹＯＺの層
Ｄ−  柱状様の粒のκ−Ａｌ２Ｏ３の層
Ｅ−  ＴｉＮの層、好ましくは任意することができる。
【００１４】
本発明にしたがい、フライス加工用の工具植刃は、８．６〜９．５ｗｔ％のＣｏ好ましくは８．７〜９．５ｗｔ％のＣｏ最も好ましくは８．８〜９．４ｗｔ％のＣｏと、０．２〜１．８ｗｔ％の立方晶炭化物好ましくは０．４〜１．８ｗｔ％の立方晶炭化物最も好ましくは０．５〜１．７ｗｔ％のＴａ、Ｎｂ及びＴｉ金属の立方晶炭化物と、残余ＷＣと、の組成を有する超硬合金ボディーでもって与えられる。超硬合金は、周期律表のＩＶｂ、ＶｂまたはＶＩｂ族の元素からの他の炭化物を含有してもよい。Ｔｉ含有量は、技術的不純物に相当する水準が好ましい。ＷＣの平均粒径は、約１．５〜２μｍの範囲、好ましくは約１．７μである。
【００１５】
コバルト結合材相はＷで高合金化される。結合材相中のＷ含有量は、ＣＷ比＝ＭＳ／（ｗｔ％Ｃｏ・０．０１６１）として表すことができ、この式において、ＭＳは超硬合金ボディーの測定飽和磁場でありｋＡ／ｍで示し、且つｗｔ％Ｃｏは超硬合金中のＣｏの重量パーセントである。ＣＷ値は、Ｃｏ結合材相中のＷ含有量の関数である。低ＣＷ値は、結合材相中の高Ｗ含有量に相当する。
【００１６】
改良された切削性能は、超硬合金ボディーが０．７８〜０．９３好ましくは０．８０〜０．９１最も好ましくは０．８２〜０．９０のＣＷ比を有する場合に達成されることが本発明によって明らかとなった。超硬合金は、いずれの悪影響もなく少量の＜１体積％のη相（Ｍ６Ｃ）を含有することができる。このＣＷ値から、本発明に従う超硬合金ボディー中には遊離グラファイトが許容されないことになる。
【００１７】
超硬合金ボディーは、米国特許第４，６１０，９３１号に開示されるような先行技術によって立方晶炭化物の枯渇した薄い表面領域を含んでもよく、且つ結合材層中で濃厚になることが多い。この場合、超硬合金は、炭窒化物または窒化物でさえも含有することができる。
【００１８】
被膜は含んでなる。
−  等軸粒で＜０．５μｍの大きさを有し、且つ＜１．５μｍ好ましくは＞０．１μｍの合計厚みを有し、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１で好ましくはｚ＜０．５であるＴｉＣＸＮＹＯＺの第１（最内）層。
−  柱状粒で且つ約＜５μｍ好ましくは０．１〜２μｍの平均直径を有し、１〜６μｍ好ましくは２〜５μｍの厚みを有し、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１で好ましくはｚ＝０及びｘ＞０．３及びｙ＞０．３であるＴｉＣＸＮＹＯＺの層。
−  本質的にκ−Ａｌ２Ｏ３からなる滑らかで微細粒（約０．５〜２μｍの粒径）のＡｌ２Ｏ３の層。しかしながら、この層は、ＸＲＤ測定法で決定されるようなθ相またはα相を少量の１〜３体積％を含有できる。Ａｌ２Ｏ３の層は、０．５〜５μｍ好ましくは０．５〜２μｍ及び最も好ましくは０．５〜１．５μｍの厚みを有し、好ましくは、このＡｌ２Ｏ３の層は、さらにＴｉＮ層（＜１μｍ、好ましくは０．１〜０．５μｍの厚さ）が後に引き続けられるが、このＡｌ２Ｏ３の層は最外層とすることができる。この最外層、Ａｌ２Ｏ３またはＴｉＮは、１０μｍの長さに渡り表面荒さＲｍａｘ≦０．４μｍを有する。このＴｉＮ層が存在する場合には、切削刃先に沿って好ましく除去される。
【００１９】
本発明の方法にしたがい、ＷＣ−Ｃｏ基超硬合金基板は、上記に従うＣＷ比の高Ｗ合金化結合材相、及び上記に従う立方晶炭化物の含有量、及び上記に従うＷＣ粒径を有し、好ましくは結合材相の濃厚な表面領域を存在せずに、既知のＣＶＤ法を用いて、＜１．５μｍの厚みを有し、且つ等軸粒で＜０．５μｍの大きさを有し、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１で好ましくはｚ＜０．５であるＴｉＣＸＮＹＯＺの第１（最内）層で作られる。
【００２０】
−  ＭＴＣＶＤ法（７００〜９００℃の温度範囲においてこの層を形成するために炭素及び窒素源としてアセトニトリルを使用する）を好ましく使用して、１〜６μｍ好ましくは２〜５μｍの厚みを有し、且つ柱状粒で且つ約＜５μｍ好ましくは＜２μｍの平均直径を有し、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１で好ましくはｚ＝０及びｘ＞０．３及びｙ＞０．３であるＴｉＣＸＮＹＯＺの層。しかしながら、正確な条件は使用する装置の構造に依存する。
【００２１】
−  本質的にκ−Ａｌ２Ｏ３からなる滑らかなＡｌ２Ｏ３層は、例えば、ヨーロッパ特許第Ａ−５２３，０２１号に開示される条件の下で蒸着される。Ａｌ２Ｏ３層は、０．５〜５μｍ好ましくは０．５〜２μｍ及び最も好ましくは０．５〜１．５μｍの厚みを有する。好ましくはさらにＴｉＮの層（＜１μｍ、好ましくは０．１〜０．５μｍの厚み）が蒸着されるが、このＡｌ２Ｏ３層は最外層となることができる。この最外層、Ａｌ２Ｏ３またはＴｉＮは、１０μｍの長さに渡り表面荒さＲｍａｘ≦０．４μｍを有する。この滑らかな被覆された表面は、微細粒（４００〜１５０メッシュ）で被覆された表面を穏やかに湿式ブラストすることによって、または、例えばスウェーデン特許出願第９４０２５４３−４号に開示されるような例えばＳｉＣ基のブラシで刃先をブラシ仕上げすること（ＴｉＮ最表被膜が存在する場合は好ましく使用される）によって得ることができる。ＴｉＮ層が存在する場合には、切削刃先に沿って好ましく除去する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２２】
実施例１
Ａ．本発明に従う超硬合金フライス加工工具、すなわち、９．１ｗｔ％のＣｏと１．２５ｗｔ％のＴａＣと０．３０ｗｔ％のＮｂＣと残余ＷＣとの組成を有し、且つ０．８６のＣＷ比に相当するＷで高合金化された結合材相を有する型式ＳＥＫＮ−１２０４−ＡＺが、０．５μｍの等軸ＴｉＣＮ層（０．０５の見積もりＣ／Ｎ比に相当する高窒素含有量で）と被覆され、引き続きＭＴＣＶＤ法（温度８８５〜８５０℃及び炭素／窒素源としてＣＨ３ＣＮ）を使用して柱状粒を有する４μｍの厚いＴｉＣＮ層とで被覆された。同一被覆サイクル中のその後の工程において、１．０μｍの厚いＡｌ２Ｏ３の層が、ヨーロッパ特許第Ａ−５２３，０２１号に開示されるように、温度９７０℃と０．４％のＨ２Ｓドーパント濃度とを使用して蒸着された。薄い（０．３μｍ）ＴｉＮの層が、既知のＣＶＤ法にしたがって最表部に蒸着された。ＸＲＤ測定が、Ａｌ２Ｏ３の層が１００％のκ相でなることを示した。超硬合金ボディーは、平均で１．６５μｍのＷＣ粒径を有した。被覆された植刃はＳｉＣ粒を含むナイロンストローブラシでブラシ掛けされた。光学顕微鏡でのブラシ掛けした植刃の検査が、薄いＴｉＮ相が切削刃先に沿ってのみブラシ除去され、滑らかなＡｌ２Ｏ３の層表面が残されることを示した。横断面ブラシ掛けした試料の被膜厚さ測定は、取り除かれた外側ＴｉＮ相を除き刃先ラインに沿って被膜の削減が無いことを示した。
【００２３】
Ｂ．外部の先導的炭化物製造者から、かなり競合する型式ＳＥＫＮ１２０４の超硬合金品位を、湿式フライス加工試験の比較のために選んだ。炭化物は、９．０ｗｔ％のＣｏと０．２ｗｔ％のＴｉＣと０．５ｗｔ％のＴａＣと０．１ｗｔ％のＮｂＣと残余ＷＣとの組成、及び０．９５のＣＷ比を有した。ＷＣ粒径は２．５μｍであった。植刃は６μｍのＴｉＣＮ層及び０．３μｍのＴｉＮ層からなる被膜を有した。
【００２４】
Ａからの植刃が、Ｂからの植刃と、熱間圧延表面を有する中合金鋼（ＨＢ＝３１０）の湿式フライス加工試験で比較された。３５ｍｍの太さの２本の平行な棒材のそれぞれがカッター本体（直径１００ｍｍ）の比較的中央に配置され、それぞれの棒はそれらの間に１０ｍｍの空隙を設けた。
【００２５】
切削資料は次のとおりであった。
速度＝１６０ｍ／ｍｉｎ
送り＝０．２０ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み深さ＝２ｍｍ、冷却剤を用いて１枚刃フライス加工
比較は１２００ｍｍのフライス加工後になされた。本発明に従う変種Ａは櫛状割れを示さず、変種Ｂは１４の櫛状割れを示した。１８００ｍｍのフライス加工後に、変種Ｂは櫛状割れの間の沢山のチッピングと破壊のために破損した。本発明にしたがう変種Ａは、変種Ｂに対する約４分と比較して１１分の有効工具寿命に相当する４２００ｍｍ継続した。
【００２６】
実施例２
Ａ．本発明に従う超硬合金フライス加工工具、すなわち、９．１ｗｔ％のＣｏと１．２３ｗｔ％のＴａＣと０．３０ｗｔ％のＮｂＣと残余ＷＣとの組成を有し、０．８５のＣＷ比に相当するＷで高合金化された結合材相を有する型式ＳＥＫＮ−１２０４−ＡＺが、０．５μｍの等軸ＴｉＣＮ層（０．０５の見積もりＣ／Ｎ比に相当する高窒素含有量で）で被覆され、引き続きＭＴＣＶＤ法（温度８８５〜８５０℃及び炭素／窒素源としてＣＨ３ＣＮ）を使用して柱状粒を有する３．７μｍの厚いＴｉＣＮ層とで被覆された。同一被覆サイクル中のその後の工程において、０．９μｍの厚いＡｌ２Ｏ３の層が、ヨーロッパ特許第Ａ−５２３，０２１号に開示されるように、温度９７０℃と０．４％のＨ２Ｓドーパント濃度とを使用して蒸着された。薄い（０．３μｍ）ＴｉＮの層が、既知のＣＶＤ法にしたがって最表部に蒸着された。ＸＲＤ測定が、Ａｌ２Ｏ３の層が１００％のκ相でなることを示した。超硬合金ボディーは、平均で１．６μｍのＷＣ粒径を有した。
【００２７】
Ｂ．外部の先導的超硬合金製造者から、かなり競合する型式ＳＥＫＮ１２０４の超硬合金品位を、湿式フライス加工試験の比較のために選んだ。炭化物は、１１．０ｗｔ％のＣｏと０．２ｗｔ％のＴａＣと０．３ｗｔ％のＮｂＣと残余ＷＣとの組成、及び０．９０のＣＷ比を有した。植刃は、０．５μｍの等軸ＴｉＣＮ層と、２．０μｍのＴｉＣＮ柱状層と、２．０μｍのκ−Ａｌ２Ｏ３の層と、０．３μｍのＴｉＮ層とからなる被膜を有した。
【００２８】
Ｃ．外部の先導的炭化物製造者から、かなり競合する型式ＳＥＫＮ１２０４の超硬合金品位。炭化物は、７．５ｗｔ％のＣｏと０．４ｗｔ％のＴａＣと０．１ｗｔ％のＮｂＣと０．３ｗｔ％のＴｉＣと残余ＷＣとの組成、及び０．９５のＣＷ比を有した。植刃は、０．５μｍの等軸ＴｉＣＮ層と、２．１μｍのＴｉＣＮ柱状層と、２．２μｍのκ−Ａｌ２Ｏ３の層と、０．３μｍのＴｉＮ層からなる被膜を有した。
Ａからの植刃が、Ｂ及びＣからの植刃と、熱間圧延表面を有する低合金鋼（ＨＢ＝１９０）の湿式フライス加工試験で比較された。この棒は、屋外貯蔵であるために極普通の錆が極端に生じていた。３２ｍｍの太さの２本の平行な棒材のそれぞれが、カッター本体（直径１００ｍｍ）の比較的中央に配置され、それぞれの棒は、それらの間に１０ｍｍの空隙を設けた。
【００２９】
切削資料は次のとおりであった。
速度＝１５０ｍ／ｍｉｎ
送り＝０．２０ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み深さ＝２ｍｍ、冷却剤を用いて１枚刃フライス加工
植刃Ｃは、１１００ｍｍの後に破損し、植刃Ｂは、２１５０ｍｍの後に破損し、且つ本発明に従う植刃Ａは、２４００ｍｍの後に破損した。
【００３０】
この試験において、全ての被膜は単一層タイプであり、大きな相違は超硬合金であった。結果は、本発明に従い被覆された超硬合金が、本発明に従う被膜品位よりそれぞれ少ないか及び多い結合材相を含有する２種の有力な比較品位より、長い工具寿命を示した。
【００３１】
比較例３
Ａ．本発明に従う超硬合金フライス加工工具、すなわち、９．１ｗｔ％のＣｏと１．２３ｗｔ％のＴａＣと０．３０ｗｔ％のＮｂＣと残余ＷＣとの組成を有し、０．８６のＣＷ比に相当するＷで高合金化された結合材相を有する型式ＳＥＫＮ−１２０４−ＡＺが、０．５μｍの等軸ＴｉＣＮ層（０．０５の見積もりＣ／Ｎ比に相当する高窒素含有量で）で被覆され、引き続きＭＴＣＶＤ法（温度８８５〜８５０℃及び炭素／窒素源としてＣＨ３ＣＮ）を使用して柱状粒を有する３．７μｍの厚いＴｉＣＮ層とで被覆された。同一被覆サイクル中のその後の工程において、１．１μｍの厚いＡｌ２Ｏ３の層が、ヨーロッパ特許第Ａ−５２３，０２１号に開示されるように、温度９７０℃と０．４％のＨ２Ｓドーパント濃度とを使用して蒸着された。薄い（０．３μｍ）ＴｉＮの層が、既知のＣＶＤ法にしたがって最表部に蒸着された。ＸＲＤ測定が、Ａｌ２Ｏ３の層が１００％のκ相でなることを示した。超硬合金ボディーは、平均で１．７μｍのＷＣ粒径を有した。被覆された植刃はＳｉＣ粒を含むナイロンストローブラシでブラシ掛けされた。光学顕微鏡でのブラシ掛けした植刃の検査が、薄いＴｉＮ相が切削刃先に沿ってのみブラシ除去され、滑らかなＡｌ２Ｏ３の層表面が残されることを示した。横断面ブラシ掛けした試料の被膜厚さ測定は、取り除かれた外側ＴｉＮ相を除き刃先ラインに沿って被膜の削減が無いことを示した。
【００３２】
Ｂ．外部の先導的超硬合金製造者から、かなり競合する型式ＳＥＫＮ１２０４の超硬合金品位。炭化物は、８．０ｗｔ％のＣｏと１．９ｗｔ％のＴａＣと０．２ｗｔ％のＮｂＣと０．２ｗｔ％のＴｉＣと残余ＷＣとの組成、及び０．８５のＣＷ比を有した。植刃は、１．１μｍのＴｉＮ層と、３．３μｍのＴｉＣ層とからなる被膜を有した。
【００３３】
Ｃ．外部の先導的炭化物製造者から、かなり競合する型式ＳＥＫＮ１２０４の超硬合金品位。炭化物は、１０．０ｗｔ％のＣｏと２．０ｗｔ％のＴａＣと０．２ｗｔ％のＴｉＣと残余ＷＣとの組成、及び０．９０のＣＷ比を有した。植刃は、０．５μｍの等軸ＴｉＣＮ層と、３．３μｍのＴｉＣＮ柱状層と、０．７μｍのκ−Ａｌ２Ｏ３の層と、０．５μｍのＴｉＮ層と、からなる被膜を有した。
【００３４】
Ａからの植刃が、Ｂ及びＣからの植刃と、予備機械加工された低合金鋼（ＨＢ＝２９０）の乾式フライス加工試験で比較された。１８０ｍｍの太さの棒は、カッター本体（直径２５０ｍｍ）の比較的中央に配置され。
【００３５】
切削資料は次のとおりであった。
速度＝２０４ｍ／ｍｉｎ
送り＝０．２２ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み深さ＝２ｍｍ、乾式条件の１枚刃フライス加工
植刃Ｂは、５０００ｍｍの後、櫛状割れの形成及びチッピング後に破損した。植刃Ｃは、５４００ｍｍの後同様の摩耗様式で破損し、且つ植刃Ａは、僅かな小さな櫛状割れ以外に他の目視しうる摩耗なしに、６０００ｍｍの後に終了した。
【図面の簡単な説明】
【００３６】
【図１】図１は本発明に従う被覆された植刃の１００００Ｘの倍率の顕微鏡写真であり、Ａは超硬合金ボディー、Ｂは等軸粒のＴｉＣＸＮＹＯＺの層、Ｃは柱状粒のＴｉＣＸＮＹＯＺの層、Ｄは柱状様の粒のκ−Ａｌ２Ｏ３の層、及びＥはＴｉＮの層に任意することができる。
【図１】
2008183708.tif 000003