(57)【要約】【課題】耐熱亀裂性に優れると共に、良好な仕上げ面光沢が得られる切削工具を提供する。【解決手段】切削工具(基材)10は、WCを主たる硬質相とする超硬合金からなる本体11と、Ti化合物を主たる硬質相とするサーメットからなる表面層12とが積層されてなり、切刃(切削工具10の角部)を含むすくい面全面がサーメットで構成されている。ワークと直接接触する基材のすくい面側を超硬合金よりも鋼との反応性が低いサーメットで構成することで、良好な仕上げ面光沢が得られ、基材内部側を靭性・熱伝導性に優れる超硬合金で構成することで熱亀裂の進展を抑制する。超硬合金は、TiC,TiN,及びTiCNからなる群から選択される1種以上のTi化合物とTiとを合計で5〜40質量％含有することで、サーメットとの熱膨張係数差が小さく、表面層が剥離し難い。【選択図】図1
2009220267.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
本体と、本体と異なる組成の硬質材料からなる表面層とが積層された基材を具える切削工具であって、
前記表面層は、基材の切刃及び切刃に繋がるすくい面の少なくとも一部を含み、Tiを含む炭化物、Tiを含む窒化物、及びTiを含む炭窒化物からなる群から選択される少なくとも1種のTi化合物を主たる硬質相とするサーメットで構成され、
前記本体は、WCを主たる硬質相とする超硬合金で構成され、この超硬合金は、Tiの炭化物、Tiの窒化物、及びTiの炭窒化物からなる群から選択される少なくとも1種のTi化合物と、Tiとを合計で5質量％以上40質量％以下含有することを特徴とする切削工具。
【請求項２】
前記サーメットで構成される表面層の厚さが50μm以上500μm以下であることを特徴とする請求項1に記載の切削工具。
【請求項３】
前記超硬合金で構成される本体と、前記サーメットで構成される表面層との接合界面は、凹状部を有しており、この凹状部の最大落差が50μm以上300μm以下であることを特徴とする請求項1又は2に記載の切削工具。
【請求項４】
前記超硬合金及び前記サーメットは、鉄族金属を含む結合相を具え、超硬合金の結合相の含有量をx1(体積％)とし、サーメットの結合相の含有量をx2(体積％)とするとき、x1/x2が0.8以上1.2以下を満たすことを特徴とする請求項1〜3のいずれか1項に記載の切削工具。
【請求項５】
前記超硬合金中のWCの平均粒径は、2μm以上6μm以下であることを特徴とする請求項1〜4のいずれか1項に記載の切削工具。
【請求項６】
前記超硬合金中のWCの平均粒径は、2μm未満であることを特徴とする請求項1〜4のいずれか1項に記載の切削工具。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、超硬合金とサーメットとの双方から構成される切削工具に関する。特に、耐熱亀裂性に優れると共に、良好な仕上げ面光沢が得られる切削工具に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
従来、切削工具の基材材料に、WC(炭化タングステン)やTiCN(炭窒化チタン)といったTi化合物などのセラミックス粒子(硬質相)をCoやNiといった鉄族金属(結合相)で結合した超硬合金やサーメットが利用されている。
【０００３】
一般に、サーメットは、TiCNなどのTi化合物を主たる硬質相とすることから高硬度であるものの、WCを主たる硬質相とする超硬合金よりも靭性・耐熱亀裂性が低いとされる。そのため、基材全体がサーメットで構成されたサーメット工具は、適用範囲が狭く、主に低負荷の仕上げ加工に利用される。これに対し、特許文献1は、サーメット中のW濃度を調整することで、耐欠損性を向上することを開示している。特許文献2,3は、サーメットと超硬合金とを積層して接合した複合材料を提案している。特許文献2には、超硬合金とサーメットとを別個に作製し、両者の接合面を研削して面粗さを小さくしてから積層したものを加熱して一体化した複合材料が開示されている。特許文献3には、別個に作製した焼結体を重ねて通電加熱法により接合したり、別個に作製したプレス成形体を重ねて焼結した複合材料が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開2005-272877号公報
【特許文献２】特開平6-240308号公報
【特許文献３】特開平7-207398号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
特許文献1に記載のW濃度の調整による靭性の向上には限界があり、大きな性能の向上は難しい。一方、特許文献2,3に記載の複合材料は超硬合金を具えることで、切削に用いた場合、靭性に優れる。しかし、これらの複合材料は、サーメットと超硬合金との接合強度が不十分であり、切削に用いた場合、剥離が生じる恐れがある。また、特許文献3に記載の接合材は、ワーク(被削材)と接触する表面側を、サーメットと比較して鋼と反応し易い超硬合金で構成しているため、特に鋼の切削において、サーメット工具のように良好な仕上げ面光沢を得ることが難しい。
【０００６】
そこで、本発明の目的は、超硬合金とサーメットとが剥離し難く、耐熱亀裂性に優れると共に良好な仕上げ面光沢が得られる切削工具を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明は、基材の本体を、靭性に優れ、高熱伝導率を有する超硬合金で構成し、切刃及びその近傍を含む基材の表面側を、仕上げ加工に適しており、高硬度であるサーメットで構成すると共に、超硬合金を特定の組成とすることで、上記目的を達成する。本発明切削工具は、本体と、本体と異なる組成の硬質材料からなる表面層とが積層された基材を具え、本体がWCを主たる硬質相とする超硬合金で構成され、表面層がTi化合物を主たる硬質相とするサーメットで構成される。この表面層は、基材の切刃と、切刃に繋がるすくい面の少なくとも一部とを含む。上記サーメット中のTi化合物は、Tiを含む炭化物、Tiを含む窒化物、及びTiを含む炭窒化物からなる群から選択される少なくとも1種である。上記超硬合金は、Tiの炭化物(TiC)、Tiの窒化物(TiN)、及びTiの炭窒化物(TiCN)からなる群から選択される少なくとも1種のTi化合物と、Tiとを合計で5質量％以上40質量％以下含有する。
【０００８】
本発明切削工具は、ワークと直接接する切刃付近がサーメットで構成されているため、サーメット工具と同様に良好な仕上げ面光沢が得られると共に、基材全体が超硬合金で構成された超硬合金工具よりも耐摩耗性に優れる。また、本発明工具は、ワークと直接接触し難い切刃の内部側領域である基材の本体が超硬合金で構成されているため、靭性、熱伝導性に優れると共に、切削時の刃先温度の上昇を低減して亀裂の進展を抑制することで亀裂進展抵抗を向上でき、耐熱亀裂性にも優れる。かつ、本発明工具は、超硬合金中に所定量のTi化合物を含有する特定の組成であることから、この超硬合金とTi化合物を主たる硬質相とするサーメットとの熱膨張係数差が小さく、これら超硬合金とサーメットとが剥離し難い。このように本発明工具は、基材の部位ごとに材質を異ならせると共に、特定の組成とすることで、両材質が強固に接合されてそれぞれの特性を十分に活用でき、所望の切削性能の向上に寄与することができる。以下、本発明を詳細に説明する。
【０００９】
＜基材の構造＞
本発明工具は、基材の大部分を占める本体が超硬合金で構成され(超硬合金の体積割合:60％超、好ましくは70％以上)、基材の一部である表面層がサーメットで構成される。つまり、基材は、その少なくとも一部(具体的には、基材の切刃及び切刃に繋がるすくい面の少なくとも一部を含む切刃付近)が、超硬合金とサーメットとが積層された積層構造を有する。基材は、部分的に積層構造でもよいが、全体が積層構造であると、製造性がよい。基材全体が積層構造の場合、切刃部分だけでなく切刃に繋がるすくい面の全面が実質的にサーメットにより形成される。基材におけるワークとの直接接触箇所に占めるサーメットの割合が高くなることで、サーメット工具と同様の仕上げ面光沢を得られ易くなる。なお、切刃とは、すくい面と逃げ面との交線(稜線)を言う。
【００１０】
基材全体が積層構造である場合の具体的な形態は、一つのサーメット層と一つの超硬合金層とが積層された二層構造、一つの超硬合金層を内部層とし、内部層の両側を挟むように一対のサーメット層を配置した三層構造、一つの超硬合金層を内部層とし、その外表面全面を覆うようにサーメット層を配置した内包構造(断面二層)、一つの超硬合金層を中心層とし、その外表面の一部を囲むようにサーメット層を配置して、超硬合金層の一部を露出させた同心状構造(断面二層)などが挙げられる。内包構造や同心状構造の成形体は、例えば、同心状の金型、具体的には、柱状の内側金型と、内側金型の外周に配される枠状の外側金型と、外側金型の外周に配される枠状の金型本体とを具えるものを用いることで形成可能である。上記二層構造や三層構造は、内包構造や同心状構造よりも容易に成形できる。
【００１１】
＜基材の製造＞
基材は、本体(超硬合金)及び表面層(サーメット)を構成する各原料粉末をそれぞれ混合後、造粒装置などにより造粒粉末とし、これら造粒粉末を金型に順に供給して積層させ、この状態で加圧して積層プレス成形体を作製し、この成形体を焼結して、一体接合を行うことで製造することができる。即ち、従来のように焼結体やプレス成形体を積層するのではなく、成形前の原料粉末の段階で積層状態として基材を製造する。1mm以下の比較的薄いプレス成形体や焼結体を作製し、これら成形体同士、焼結体同士を隙間無く密着させることは難しいと考えられるため、特許文献2,3に記載の複合材料は、表面研削を行ったり、金型成形を経ることで、超硬合金とサーメットとの接合界面を平坦にしていると考えられる。また、焼結体同士間や成形体同士間に隙間が存在すると、この隙間に結合相プールが生じ易く、結合相プールの防止のために焼結体や成形体の接合面を平坦化していると考えられる。しかし、接合界面が平坦であると、超硬合金とサーメットとの熱膨張係数差などによる剥離が生じ易い。剥離すると、超硬合金及びサーメットの双方の特性を十分に活用できない。これに対し、本発明工具は、本体を構成する超硬合金を特定の組成とすることで、熱膨張係数差による剥離が生じ難く、積層部分が十分に接合されて、超硬合金とサーメットとの双方の特性を十分に活用できる。また、特許文献2,3に記載の製造方法は、焼結体を一旦製造してから表面研削を行った後加熱接合したり、別々にプレス成形体や焼結体を製造してから接合するため、工程が多い。これに対し、本発明工具は、通常の超硬合金やサーメットの製造プロセスに対して一つの金型における給粉回数を増加することで製造可能なため、通常行われている粉末冶金の一連の製法から大きく逸脱することなく、簡単に生産性よく製造できる。また、本発明工具の製造にあたり、プレス工程以外のプロセスコストの増加もほとんどなく、経済的にも好ましい。
【００１２】
プレス成形体を作製するときの加圧時の圧力は、0.5t/cm2以上2.5t/cm2以下が好ましい。0.5t/cm2以上とすると、成形体の密度を高められ、焼結時の収縮量を小さくして寸法精度を高くすることができ、2.5t/cm2以下とすることで、成形体の過剰な緻密化を抑制して亀裂を生じ難くする。特に、亀裂の発生が多く生じ易い複雑な形状の成形体とする場合、圧力を上記範囲とすることが好ましい。焼結は、一般的な条件を利用できる。具体的な焼結条件は、例えば、真空雰囲気で1300〜1500℃に0.5〜3.0時間保持することが挙げられる。
【００１３】
＜サーメットからなる表面層の厚さ＞
サーメットで構成される表面層の積層方向における厚さ、特に切刃近傍における平均厚さは、50μm以上500μm以下とすると、良好な仕上げ面光沢を維持しながら、耐熱亀裂性の向上を図ることができて好ましい。表面層の厚さが50μm以上であると、サーメット工具と同等な仕上げ面光沢が得られ易く、厚さが増すにつれて、切刃及びその近傍におけるワークとの接触箇所に占めるサーメットの割合が高くなって鋼の切削であっても、サーメット工具と同等程度の仕上げ面光沢が得られ易い。また、断続切削時の応力は刃先よりも基材内部側に集中する傾向にあるが、本発明工具の基材は、切刃よりも内部側に位置する本体が高靭性の超硬合金で構成されるため、上記応力による亀裂の発生・進展を抑制できる。特に、表面層の厚さを500μm以下とすることで、相対的に超硬合金の割合が小さくなることを抑制して、上記耐熱亀裂性の効果の低下を低減することができる。表面層のより好ましい厚さは、100μm以上300μm以下である。
【００１４】
上記表面層の厚さは、全体に亘って均一的でもよいし、部分的に異なっていてもよい。例えば、すくい面全面が表面層で構成される場合、すくい面において耐摩耗性が望まれる箇所(例えば、刃先など)では表面層を厚く、耐熱亀裂性や靭性が望まれる箇所(例えば、チップブレーカー部分など)では表面層を薄くすることができる。
【００１５】
＜本体と表面層との接合界面の形状＞
上述のように原料粉末(造粒粉末)を積層させて加圧成形した後、焼結して得られた焼結体は、超硬合金からなる本体とサーメットからなる表面層との接合界面が造粒の大きさや形状に起因すると考えられる凹凸形状を有する。また、凹凸を有するパンチを用いてプレス成形することで、接合界面が凹凸形状である焼結体が得られる。この凹凸は、本体と表面層とを係合させて、接合強度の向上に寄与すると考えられる。凹凸部分の凹状部の大きさ(落差)は、造粒径や造粒粉末の硬さ、密度、形状といった造粒粉末の性状、プレス圧力などで変化できる。造粒径は、例えば、10〜200μmが挙げられる。表面層が薄い場合、表面層の形状は、パンチの形状に倣い易い(転写され易い)ため、押圧面にチップブレーカー用突起や溝、所望の突起などの凹凸を有する凹凸付きパンチを用いて基材を製造するにあたり、上記凹凸量を調整することでも、凹状部の落差を変化できる。
【００１６】
上記凹状部は、その最大落差が50μm以上300μm以下であることが好ましい。最大落差が上記範囲を満たす基材は、本体と表面層とが互いに十分に係合しており、剥離し難い。接合界面全体に亘ってこのような凹状部が複数存在すると、接合強度がより高められる。
【００１７】
上記凹状部の最大落差が50μm以上であると、係合度合いを大きくして、焼結時に超硬合金及びサーメットのそれぞれが収縮する際に生じる横方向(主として積層方向に直交する方向であり、概ね界面と平行方向)の応力により、両者を剥離し難くすることができる。最大落差が大きいほど係合度合いが大きくなり、上記収縮時の横方向の応力に対して超硬合金とサーメットとが剥離し難くなる。一方、300μm以下とすることで、超硬合金とサーメットとの収縮率の差(プレス圧の差)から生じる変形を小さくして、所望の形状の基材を精度よく得ることができる。特に、最大落差が100μm以上300μm以下であると、基材が変形し難く、上記横方向の応力に対して強い構造にできる。凹状部の形状は、特に問わない。断面が直線的な形状でも曲線的な形状(湾曲)でもよい。また、接合界面には、上記範囲を満たさない微細な凹状部が存在していてもよい。
【００１８】
＜表面層の厚さ及び凹状部の落差の測定＞
表面層の厚さ、接合界面の凹状部の落差の測定は、例えば、切削工具の断面の顕微鏡観察像を用いて行う。図2は、基材の表面層の厚さ、及び凹状部の落差の測定方法を説明する断面説明図であり、(I)は、二層構造の基材、(II)は三層構造の基材を示す。図2は、多角柱状の切削工具(チップ)であって、(I)では上面、(II)では上下面がすくい面に相当し、突起及び凹みはチップブレーカーである。以下、図面において、表面層、界面の凹凸、チップブレーカーを強調して示す。
【００１９】
図2(I)に示すように本体101と表面層102との積層方向(図2の黒矢印参照)が基準面Sに直交するように切削工具(基材)100を配置し、この状態で接合界面103が存在する全域に亘って、基準面Sから工具100の表面101fまでの長さlfを測定し、長さlfを工具100の積層方向における厚さTとする。図2(I)に示すように切削工具100の一面全面が基準面Sに接している場合、長さlfは、表面101fをハイトゲージといった測定機器で測定して求めてもよい。図2(II)に示すように工具100が基準面Sに接触していない箇所がある場合、接触していない箇所は、基準面Sから、工具100の外表面のうち基準面Sに対向する面までの長さlfuを測定し、同位置における長さlfとlfuとの差:lf-lfuを厚さTとする。また、上記配置状態で接合界面103の全域に亘って、基準面Sから界面103までの長さl、及び同位置における長さlfを測定し、その差:lf-lを表面層102の積層方向における厚さtとし、この厚さtをその位置における表面層の厚さとする。これらの厚さを用いることで、表面層の平均厚さが求められる。更に、上記配置状態で接合界面103の全域に亘って、基準面Sから界面103までの長さlを測定し、この長さlのうち、最小長さ:lminと最大長さ:lmaxとの差:lmax-lminを最大落差Dmaxとする。
【００２０】
＜基材の組成＞
〔本体:超硬合金〕
本体は、WCを主たる硬質相とし、Coといった鉄族金属を主たる結合相とするWC基超硬合金から構成される。
【００２１】
《硬質相》
この超硬合金は、硬質相にWCを最も多く含むと共に、表面層を構成するサーメットよりもWCを多く含む。具体的には、基材中にW及びWCを合計で40質量％超、特に50質量％以上、更に60質量％以上含有することが好ましい。超硬合金中のWC粒子は、その平均粒径が2.0μm以上6.0μm以下であると、靭性及び耐熱亀裂性に優れて好ましい。一方、2.0μm以下であると、耐塑性変形性に優れる上に、超硬合金とサーメットとの収縮率差が小さくなり易く、焼結時の変形を抑え易い。WCの平均粒径が小さいほど基材の耐塑性変形性が高くなり易いため、特に下限は設けない。所望の特性に応じてWC粒子の大きさを選択することができる。超硬合金中のWC粒子の大きさは、概ね原料粉末に依存するため、原料粉末の大きさにより調整するとよい。後述するサーメット中の硬質相粒子の大きさも同様に原料粉末の大きさにより調整できる。
【００２２】
本発明工具は、超硬合金中に、TiC,TiN,及びTiCNから選択される1種以上のTi化合物及びTiを特定量含有することが特徴の一つである。具体的には、超硬合金中に上記Ti化合物とTiとを合計で5質量％以上40質量％以下含有する。5質量％以上含有することで、超硬合金とサーメットとの熱膨張係数差が小さくなり表面層(サーメット)が剥離し難く、Ti化合物及びTiの合計含有量が増加するにつれて熱膨張係数差がより小さくなり、両者の接合強度が向上する。また、40質量％以下含有することで、超硬合金中のWCの割合が相対的に小さくなることを抑制し、耐熱亀裂性の向上効果が十分に得られる。Ti化合物及びTiの合計含有量のより好ましい範囲は、15質量％以上35質量％以下である。本発明工具は、基材の材質を調整すると共に、上述のように接合界面の形状を工夫することで、超硬合金とサーメットとを剥離し難くすることができる。
【００２３】
《結合相》
結合相は、主として鉄族金属からなり(80質量％以上が鉄族金属)、鉄族金属の他に原料粉末に起因すると考えられる元素が含有(固溶)されることを許容する。鉄族金属は、Coの他、FeやNiを含有していてもよいが、Coのみが好ましい。超硬合金中の結合相の含有量は、3質量％以上20質量％以下が好ましい。3質量％以上含有することで、靭性が高められ、20質量％以下含有することで、強度や耐摩耗性の低下が抑制できる。特に、5質量％以上15質量％以下が好ましい。
【００２４】
《その他の含有物》
超硬合金は、WC,W,Ti化合物,Tiや鉄族金属の他に、周期律表IVa,Va,VIa族の金属元素群から選択される1種以上の元素(W,Tiを除く)や、同金属元素群から選択される1種以上の元素と、炭素(C)、窒素(N)、酸素(O)及び硼素(B)からなる群から選択される1種以上の元素とからなる化合物(WC,TiC,TiN,TiCNを除く)や固溶体を含有していてもよい。具体的な元素は、Cr,Ta,Nb,Zr,V、化合物は、(Ta,Nb)C,VC,Cr2C3,NbCなどが挙げられる。これらの元素や化合物は、結合相に含有(固溶)されて存在したり、粒子で存在して硬質相として機能したりする。また、これらの元素や化合物は、焼結中においてWC粒子の粒成長の抑制剤(例えば、Crやその化合物)や結合相の液相移動の抑制剤(例えば、Crやその化合物)として機能させることができる。超硬合金がこれらの元素や化合物を含有する場合、その含有量は、40質量％以下(但し0質量％を含む)が好ましい。その他、不純物の含有を許容する。
【００２５】
〔表面層:サーメット〕
表面層は、Ti化合物を主たる硬質相とし、Co,Niといった鉄族金属を主たる結合相とする硬質材料から構成される。
【００２６】
《硬質相》
このサーメットは、硬質相にTi化合物を最も多く含むと共に、超硬合金よりもTi化合物を多く含む。サーメット中のTi化合物は、Tiを含む炭化物、Tiを含む窒化物、及びTiを含む炭窒化物からなる群から選択される少なくとも1種であり、Tiを含む炭化物として、代表的にはTiC、Tiを含む窒化物として、代表的にはTiN、Tiを含む炭窒化物として、代表的にはTiCNが挙げられる。その他、サーメット中のTi化合物は、Tiと、周期律表IVa,Va,VIa族の1種以上の金属元素(Tiを除く)とを含むTi複合炭化物、Ti複合窒化物及びTi複合炭窒化物の1種以上の複合化合物が挙げられる。上記TiCNなどと、上記複合化合物との双方を含有していてもよい。上記複合化合物の具体的な組成は、(Ti,W,Mo,Ta,Nb)(C,N)、(Ti,W,Mo,Ta,Nb,Zr)(C,N)、(Ti,W,Nb)(C,N)、(Ti,W,Mo,Ta)(C,N)、(Ti,W,Mo,Zr)(C,N)などが挙げられる。また、Ti化合物は、TiC,TiN,TiCNのそれぞれが、或いは上記複合化合物のそれぞれが単一の相として存在していてもよいし(単相構造)、芯部とこの芯部の周囲を覆う周辺部とを具え、芯部と周辺部とでTi濃度が異なる有芯構造であってもよい。代表的には、芯部は、TiC,TiN,TiCNのいずれかからなり、周辺部は、上記複合化合物からなるものが挙げられる。TiCNなどの単相構造の粒子は、硬度が高く、被削材に汎用される鋼との反応性が低い。有芯構造の粒子は、結合相との濡れ性を向上させて、サーメット中に巣が生じることを低減できる。サーメット中のこれらTi化合物粒子は、その平均粒径が0.5〜5.0μm、特に1.0〜3.0μmが好ましい。Ti化合物粒子が有芯構造である場合、粒径は、周辺部を含めた値とする。また、サーメットは、少なくともWを含有すると、超硬合金との熱膨張係数差が小さくなり、基材の変形や表面層の剥離を抑制し易い。サーメット中にWを存在させるには、原料にWCを用いることが挙げられる。原料のWCは、焼結後、Wとなって結合相などに含有(固溶)されて存在し、原料の添加量の増加に伴ってWCが析出する傾向にある。析出されたWCは硬質相として機能する。サーメットを100質量％とするとき、WC及びWを合計5質量％以上、好ましくは合計10質量％以上含有していれば、変形や剥離の抑制効果を期待できる。W及びWCの合計含有量の増加に伴い、熱膨張係数差を小さくし易いが、多過ぎると、良好な仕上げ面光沢が得られ難くなることから、合計含有量は30質量％以下が好ましい。より好ましいWC及びWの合計含有量は、5質量％以上20質量％以下である。サーメット中のWC及びWの含有量は、原料粉末のWC添加量に概ね依存するため、原料のWC添加量を調整することで、上記所定の範囲とすることができる。
【００２７】
《結合相》
サーメット中の結合相の含有量は、5質量％以上20質量％以下が好ましい。5質量％以上含有することで、焼結性、靭性が高められ、20質量％以下含有することで、強度や耐摩耗性の低下を抑制する。この結合相は、主として鉄族金属からなり(80質量％以上が鉄族金属)、鉄族金属の他に原料粉末に起因すると考えられる元素が含有(固溶)されることを許容する。鉄族金属は、Coの他、Niを含有していてもよいが、Niを多く含有すると、焼結中などでNiが超硬合金に移動する液相移動が生じ易い。液相移動量が多いと、特に超硬合金の組成が変化して硬度の低下といった性能低下や基材の変形などを生じる恐れがある。従って、サーメットの結合相は、Coが多い方が好ましく、サーメットの結合相中の鉄族金属を100質量％とするとき、80質量％以上、特に90質量％以上がCoであることが好ましく、Coのみとすることが最適である。このように結合相中にCoを多く含有することで、基材の変形の抑制、性能低下の抑制といった効果を奏する。
【００２８】
超硬合金とサーメットとの積層体を焼結する場合、組成などの違いから焼結時に液相移動が起こり易く、上述のように液相移動による性能の低下や変形が生じる恐れがある。しかし、サーメットの結合相量と超硬合金の結合相量との差が小さい、即ち、両者の結合相量が近い値であると、焼結時の液相移動量を低減でき、液相移動に伴う特性の劣化などを低減できる。具体的には、超硬合金の結合相の含有量をx1(体積％)、サーメットの結合相の含有量をx2(体積％)とするとき、x1/x2が0.8以上1.2以下を満たすことが好ましい。0.8未満及び1.2超では、結合相量が多い方から少ない方に液相移動が生じ易い。結合相量は、原料粉末の添加量により調整することができる。
【００２９】
《その他の含有物》
サーメットも超硬合金と同様に、Cr,Ta,Nb,Zr,V,Moといった元素や(Ta,Nb)C,VC,Cr2C3,NbCといった化合物を更に含有していてもよく、その含有量は、合計で5〜50質量％が好ましい。なお、サーメットは、これらの元素や化合物、WC及びW、結合相及び不純物を除く残部がTi及びTi化合物で構成される。
【００３０】
＜基材の刃先処理＞
基材の切刃部分には、ホーニングといった刃先処理を適宜行ってもよい。ホーニングを行うことで、耐欠損性を高められる。切刃部分にホーニングといった刃先処理を行っている場合、図3に示すように、切刃は、刃先処理が施された範囲(逃げ面201とすくい面202とを結ぶ稜線200において、逃げ面201から、稜線200とすくい面202との交点203までの範囲(刃先処理幅w))を含む。
【００３１】
＜本発明工具の他の形態＞
本発明工具の形態は、基材自体の他、基材表面に被覆膜を具えた被覆切削工具が挙げられる。被覆膜は、少なくとも切刃及びその近傍に具えることが好ましい。また、被覆膜は、例えば、周期律表IVa,Va,VIa族元素,及びSi,Alから選ばれる少なくとも1種の元素と、C,N,O,及びBから選ばれる少なくとも1種の元素とからなる化合物(炭化物、窒化物、酸化物、硼化物)及びこれらの固溶体、ダイヤモンド、ダイヤモンドライクカーボン(DLC)、及び立方晶窒化硼素(cBN)から選択される少なくとも1種からなるものが挙げられる。具体的な化合物は、例えば、TiCN,Al2O3,TiAlN,TiN,AlCrN,TiSiNが挙げられる。このような被覆膜を1層以上具える被覆切削工具は、被覆膜が無い場合と比較して、耐摩耗性に優れる。被覆膜は、単層でも複数層でもよく、合計膜厚は、1〜20μmが好ましい。PVD法による被覆膜の合計膜厚は、1〜10μmがより好ましい。膜厚は、成膜時間を調整することで変化できる。
【００３２】
被覆膜の形成は、PVD法,CVD法のいずれも利用することができる。例えば、PVD法としてアークイオンプレーティング法を利用する場合、成膜条件は、基材温度:400〜600℃、雰囲気の圧力:0.5〜5Pa、バイアス電圧:-50〜-150Vが挙げられる。例えば、CVD法として熱CVD法を利用する場合、成膜条件は、基材温度:800〜1000℃、ガス圧:5〜10MPa、反応ガス:CH4,H2,N2,CO2,AlCl3,TiCl4などが挙げられる。成膜条件は、公知の条件を利用することができる。
【００３３】
CVD法により例えばTi化合物膜を形成する場合、サーメット中にNiを多く含有すると、Niが膜の性能に悪影響を及ぼす可能性があるため、サーメットの結合相中のCo量を高めることが好ましいと考えられる。一方、PVD法により成膜する場合、通常、CVD法よりもPVD法による膜の方が薄膜であることから、シャープな刃先が得られ易く、耐摩耗性を向上できると共に、加工面粗さが小さく、加工精度に優れる。
【００３４】
＜用途＞
本発明工具は、超硬合金とサーメットとの双方の特性を兼ね備え、耐熱亀裂性や靭性に優れ、良好な仕上げ面が得られることから、特に、鋼などの仕上げ加工に好適に利用することができる。また、上記特性を有する本発明工具は、超硬合金工具やサーメット工具の代替としたり、これらの工具では適用が困難であった分野にも利用できると期待される。更に、被覆膜を具える場合、耐摩耗性に優れることから、耐摩耗性が望まれる分野にも利用できると期待される。本発明工具の代表的な形態としては、フライス加工用刃先交換型チップ、旋削用刃先交換型チップが挙げられる。その他、ドリル、エンドミル、メタルソー、歯切工具、リーマ、タップなどの利用が期待できる。
【発明の効果】
【００３５】
本発明切削工具は、超硬合金とサーメットとの双方の特性を兼ね備え、耐熱亀裂性に優れると共に良好な仕上げ面光沢が得られる。
【図面の簡単な説明】
【００３６】
【図１】図1は、本発明切削工具の一例を示す模式断面図である。
【図２】図2は、サーメットから構成される表面層の厚さ、及び表面層と超硬合金からなる本体との接合界面の凹状部の落差の測定方法を説明するための基材の断面説明図であり、図2(I)は、二層構造の基材、図2(II)は三層構造の基材を示す。
【図３】図3は、刃先処理部分を説明するための基材の断面説明図であり、基材の切刃近傍を拡大して示す。
【図４】図4は、塑性変形量の測定方法を説明するための説明図であり、基材の切刃近傍を拡大して示す。
【発明を実施するための形態】
【００３７】
(試験例1)
超硬合金からなる本体とサーメットからなる表面層とが積層された切削工具を作製して、切削性能を調べた。この試験では、本体を構成する超硬合金の組成が異なる複数の切削工具を作製して、これらの工具について切削性能を調べた。
【００３８】
切削工具(ここでは、基材自体)は、以下のように作製する。表1,3に示す組成となるように原料粉末を秤量する。超硬合金の原料粉末は、Coの含有量(体積％)が概ね等しくなるように調整した複数の組成を用意する。これら原料粉末をエタノール中で11時間、アトライター(ATR)により混合した後、造粒を行い、平均粒径100μmの超硬合金用粉末(造粒粉末)、及びサーメット用粉末(造粒粉末)を得る。造粒粉末の平均粒径の測定は、粉末のSEM(走査電子顕微鏡)写真を画像解析して行ったが、粒度測定器などを用いて行うこともできる。超硬合金からなる本体及びサーメットからなる表面層が所望の厚さとなるように、得られた超硬合金用粉末、及びサーメット粉末を量り取る。
【００３９】
【表１】
2009220267.tif 000003
【００４０】
得られた超硬合金用粉末、及びサーメット用粉末を用いて積層プレス成形体を作製する。この試験では、四角柱状のブレーカー付き切削チップ(住友電気工業株式会社型番:CNMG432-UX)を作製する。具体的には、所定形状の金型に、サーメット用粉末、超硬合金用粉末、サーメット用粉末を順に給粉した後、1.0t/cm2で押圧して積層プレス成形体を作製する。得られた成形体を真空雰囲気にて1430℃×60minの条件で焼結して、図1に示すように、超硬合金からなる本体11を挟むように、サーメットからなる一対の表面層12を配置した三層構造の焼結体を得る。この焼結体は、上下面の全面が実質的にサーメットで形成され、側面がサーメットと超硬合金との積層面で形成される。得られた焼結体の角部において、上下面と側面との交線の一部に刃先処理(刃先処理幅w(図3参照):0.04mm)を施して切削工具(基材)10が得られる。なお、切削工具10の上下面がすくい面、側面が逃げ面であり、すくい面と逃げ面との交線が切刃、すくい面に具える凹み部分及び突出部分がチップブレーカーであり、工具中央に本体装置(図示せず)に取り付けるための取付穴14を具える。
【００４１】
得られた切削工具について、工具の断面を顕微鏡観察し(500倍)、この観察像を用いて、本体を構成する超硬合金中のTiCN及びTiの合計含有量を測定したところ、いずれの試料も、原料に用いたTiCN粉末の添加量と概ね等しくなっている。TiCNの測定は、接合界面から本体側に向かって100μmの地点についてXRDで化合物を同定し、EPMAで分析することで行い、Tiの測定は、上記地点についてEPMAで分析することで行った。EPMAの他、EDX,蛍光X線,IPC-AESなどを利用してもよい。
【００４２】
得られた切削工具の積層方向における最大厚さは4.76mmであり、切刃近傍(ここでは、逃げ面からすくい面方向に1000μmまでの領域)における表面層の平均厚さは200μmである。切削工具の最大厚さの測定は、ハイトゲージを用いて行い、表面層の平均厚さは、上記観察像を用いて各地点の厚さを測定し、これらを平均することで求める。なお、上記切刃近傍の表面層の厚さは、概ね均一的である。
【００４３】
得られた切削工具の接合界面13の形状を上記観察像により調べたところ、概ね外形(押圧パンチ)に沿った凹凸形状であり、部分的にパンチの形状に沿わない微細な凹凸が見られる。また、この観察像を用いて接合界面の凹状部の最大落差を調べたところ、150μmである。
【００４４】
得られた各切削工具の本体を構成する超硬合金の結合相量及び表面層を構成する超硬合金の結合相量をそれぞれ測定したところ、いずれの工具も、超硬合金の結合相量x1は10〜11体積％、サーメットの結合相量x2は10.6体積％であり、x1/x2＝1.0である。超硬合金の結合相量は、接合界面から本体側に100μmの地点、サーメットの結合相量は、接合界面から切刃近傍における表面層の平均厚さの1/2の地点(ここでは、100μm)をそれぞれEPMAにてライン分析して測定した平均値である。
【００４５】
得られた切削工具の本体を構成する超硬合金中のWCの平均粒径を測定したところ、4μmであり、表面層を構成するサーメット中のTi化合物の平均粒径を測定したところ、2μmである。平均粒径は、以下のように求めた。工具の切断面をラッピングしてEBSD(Electron  Back-Scatter  Diffraction  Patterns(後方散乱電子線回折))法による結晶解析を行い(倍率:1000倍)、解析画像を画像解析装置に取り込んで解析して、切断面における各WC粒子の結晶粒の粒径(μm)を測定し、これらの平均値をWCの平均粒径とし、切断面における各Ti化合物の結晶粒の粒径(μm)を測定し、これらの平均値をTi化合物の平均粒径とした。なお、超硬合金に用いたWC粉末の平均粒径は3μm、サーメットに用いたTiCN粉末の平均粒径は1μmである。また、得られた切削工具の表面層を構成するサーメット部分をSEMにより観察したところ(2000倍)、黒いコントラストで見える部分(芯部)の周囲が灰色のコントラストで見える部分(周辺部)に覆われた有芯構造の粒子が観察された。この有芯構造の粒子のEDX分析を行ったところ、中心の芯部(黒いコントラスト部分)は主にTiCNからなり、周辺部(灰色のコントラスト部分)は、Tiの複合炭窒化物、具体的には(Ti,W,Mo,Ta)(C,N)からなる。
【００４６】
得られた切削工具について、表面層の剥離状態を調べた。その結果を表3に示す。また、得られた切削工具を用いて、表2に示す切削条件で靭性試験及び仕上げ加工試験(いずれも旋削加工)を行った。その結果を表3に示す。剥離状態は顕微鏡又は目視で観察し、本体と表面層との接合界面において、表面層の少なくとも一部が本体と接合せず、浮き上がっていたり、表面層の一部が脱落しているものを×、脱落や浮きが無いものの微小なヒビを有するものを△、上記浮き、脱落、ヒビの無いものを○と評価する。靭性(耐欠損性)は、工具が破損するまでの衝撃回数を評価する。仕上げ加工は、仕上げ面光沢を評価する。仕上げ面光沢は、加工後のワークを目視により確認し、黒光りの金属光沢を有する場合を○、白光りの金属光沢を有する場合を△、白濁した状態である場合を×とする。なお、仕上げ面が綺麗であれば、金属光沢が黒っぽく見え、通常の金属光沢は、白っぽく見え、仕上げ面が粗いと白濁して見える。
【００４７】
【表２】
2009220267.tif 000004
【００４８】
【表３】
2009220267.tif 000005
【００４９】
表3に示すように、本体を構成する超硬合金がTiCNを含有することで、表面層が剥離し難いことが分かる。この理由の一つとして、本体を構成する超硬合金と表面層を構成するサーメットとの熱膨張係数の差が小さくなったことが考えられる。しかし、超硬合金中のWC量が少なくなると、靭性が低下する傾向にある。従って、超硬合金とサーメットとの接合性及び靭性を考慮すると、超硬合金中のTiCN及びTiの合計含有量は、5〜40質量％が好ましいと考えられる。また、サーメットからなる表面層が存在する試料は、良好な仕上げ面光沢が得られることが分かる。
【００５０】
(試験例2)
表面層の厚さが異なる複数の切削工具を作製して、これらの工具について切削性能を調べた。
【００５１】
この試験では、表4に示す組成の原料粉末を用いて、試験例1と同様にして同じ形状の切削工具(CNMG432-UX)を作製する。この切削工具は、表面層の厚さを変えた点以外の点は、試験例1と概ね同様である(本体を構成する超硬合金中のTiCN及びTiの合計含有量:30質量％、凹状部の最大落差:150μm、超硬合金とサーメットとの結合相量比:x1/x2＝1.0、本体を構成する超硬合金中のWCの平均粒径:4μm(原料のWC粉末の平均粒径:3μm)、表面層を構成するサーメット中のTi化合物の平均粒径:2μm(原料のTiCN粉末の平均粒径:1μm)、測定方法は試験例1と同様)。
【００５２】
【表４】
2009220267.tif 000006
【００５３】
得られた切削工具(ここでは基材自体)を用いて、表5に示す切削条件で靭性試験、仕上げ加工試験、及び耐摩耗性試験(いずれも旋削加工)を行った。その結果を表6に示す。靭性の評価及び仕上げ加工の評価は、試験例1と同様である。耐摩耗性は、30分後の逃げ面摩耗量(mm)を評価する。
【００５４】
また、この試験では、得られた基材にPVD法(ここでは、アークイオンプレーティング法)、CVD法(ここでは熱CVD法)により、それぞれ公知の条件で表6に示す組成の被覆膜(PVD法:二層、CVD法:三層)を形成して被覆切削工具を作製し、これらの工具を用いて、表5に示す条件で同様に切削試験を行った。その結果を表6に示す。
【００５５】
【表５】
2009220267.tif 000007
【００５６】
【表６】
2009220267.tif 000008
【００５７】
表6に示すように、サーメットからなる表面層が薄いほど靭性に優れ、靭性及び仕上げ面光沢を考慮すると、表面層の厚さは、50〜500μmが好ましく、特に100〜300μmが好ましいと考えられる。また、高硬度なサーメットからなる表面層を有していない試料No.2-1と比較して、同表面層を有する試料は、耐摩耗性にも優れることが分かる。
【００５８】
更に、表6に示すように被覆膜を形成すると、被覆膜が無い場合と比較して、耐摩耗性を向上できることが分かる。特に、PVD法による被覆膜を具えると、CVD法による被覆膜を具える場合と比較して、靭性に優れることが分かる。PVD法による被覆膜は、膜中に圧縮応力が付与されるため、亀裂が発生、進展し難く、耐摩耗性だけでなく、靭性も向上することができる。
【００５９】
(試験例3)
超硬合金からなる本体とサーメットからなる表面層とが積層された切削工具であって、本体と表面層との接合界面に存在する凹状部の最大落差が異なる複数の切削工具を作製して、表面層の剥離状態、切削工具の変形の有無を調べた。
【００６０】
この試験では、表4に示す組成の原料粉末を用いて、試験例1と同様にして造粒粉末を作製し、これらの粉末により四角柱状のブレーカー無し切削チップ(住友電気工業株式会社型番:SNGN120408)を作製する。より具体的には、所定形状の金型に超硬合金用粉末を給粉し、凹凸付きパンチにより、0.5t/cm2の圧力で押圧して仮プレスを行った後、サーメット用粉末を給粉する。そして、凹凸が無いフラットパンチを用い、1.0t/cm2の圧力で本プレスを行い、二層構造の積層プレス成形体を作製する。この試験では、凹凸の大きさが異なる複数の凹凸付きパンチを使用して、凹状部の最大落差を異ならせる。得られた成形体を試験例1と同様の条件で焼結して、二層構造の切削工具を得る。
【００６１】
なお、凹凸量が小さいもの(ここでは50μm未満)は、フラットパンチによる均しのための仮プレスを行ってから、凹凸付きパンチにより再度仮プレスを行ったが、凹凸量が大きい場合、均しを行わなくてもよい。
【００６２】
得られた切削工具は、本体を構成する超硬合金中のTiCN及びTiの合計含有量:30質量％、表面層の平均厚さ:200μm、超硬合金とサーメットとの結合相量比:x1/x2＝1.0、本体を構成する超硬合金中のWCの平均粒径:4μm(原料のWC粉末の平均粒径:3μm)、表面層を構成するサーメット中のTi化合物の平均粒径:2μm(原料のTiCN粉末の平均粒径:1μm)である。上記測定は、試験例1と同様に行っている。
【００６３】
得られた切削工具の剥離状態の評価は、試験例1と同様である。変形状態は、各試料を表面層が上方を向くように水平な台上に配置し、ハイトゲージで表面全体を測定し、この表面のうち、最も高い位置と最も低い位置の差(反りの度合い)を算出し、その差が0.1mm超を×、0.1mm以下を○と評価する。結果を表7に示す。
【００６４】
【表７】
2009220267.tif 000009
【００６５】
表7に示すように、凹状部の最大落差(凹凸量)が大きいと、サーメットからなる表面層が剥離し難いことが分かる。しかし、落差が大き過ぎると基材が変形することが分かる。従って、耐剥離性及び耐変形性を考慮すると、凹状部の最大落差は、50〜300μmが好ましいと考えられる。
【００６６】
(試験例4)
超硬合金からなる本体とサーメットからなる表面層とが積層された切削工具であって、サーメットにおける結合相量(体積％)を一定とし、超硬合金における結合相量(体積％)が異なる複数の切削工具を作製して、焼結後における変形状態を調べた。
【００６７】
この試験では、表4に示す組成の原料粉末を用いて、試験例1と同様にして試験例3と同じ形状の切削工具(SNGN120408)を作製する。より具体的には、所定形状の金型に、超硬合金用粉末、サーメット用粉末を順に給粉した後、1.0t/cm2で押圧して作製した積層プレス成形体を試験例1と同様の条件で焼結して切削工具を得る。なお、粉末の給粉順序は上記と逆でもよい。また、表4に示す組成に対して、超硬合金の結合相を増減した分は、WCを増減させ、サーメットは、Coの体積割合が表8に示す量になるように調整し、増減分はTiCNを増減させる。
【００６８】
この切削工具は、本体を構成する超硬合金中のTiCN及びTiの合計含有量:30質量％、表面層の平均厚さ:200μm、凹状部の最大落差:150μm、本体を構成する超硬合金中のWCの平均粒径:4μm(原料のWC粉末の平均粒径:3μm)、表面層を構成するサーメット中のTi化合物の平均粒径:2μm(原料のTiCN粉末の平均粒径:1μm)である。上記測定は、試験例1と同様に行っている。
【００６９】
得られた切削工具について、超硬合金の結合相量:x1、サーメットの結合相量:x2(いずれも体積％)を試験例1と同様にして測定する。切削工具の変形状態の評価は、試験例3と同様である。結果を表8に示す。
【００７０】
【表８】
2009220267.tif 000010
【００７１】
表8に示すように、超硬合金とサーメットとの結合相量の差が小さいほど、焼結後の変形が小さいことが分かる。この理由は、結合相量の差が小さいことで、焼結時に結合相の移動が少なくなったためと考えられる。
【００７２】
(試験例5)
本体を構成する超硬合金中のWCの平均粒径が異なる複数の切削工具を作製して、これらの工具について切削性能を調べた。
【００７３】
この試験では、表4に示す組成の原料粉末を用いて、試験例1と同様にして同じ形状の切削工具(CNMG432-UX)を作製する。この切削工具は、超硬合金に用いたWC粉末の大きさを変えた点以外の点は、試験例1と概ね同様である(本体を構成する超硬合金中のTiCN及びTiの合計含有量:30質量％、表面層の平均厚さ:200μm、凹状部の最大落差:150μm、超硬合金とサーメットとの結合相量比:x1/x2＝1.0、表面層を構成するサーメット中のTi化合物の平均粒径:2μm(原料のTiCN粉末の平均粒径:1μm)、測定方法は試験例1と同様)。
【００７４】
得られた切削工具について、本体を構成する超硬合金中のWCの平均粒径を試験例1と同様にして測定し、その結果を表10に示す。また、得られた切削工具を用いて、表9に示す切削条件で靭性試験、及び耐塑性変形性試験(いずれも旋削加工)を行った。その結果を表10に示す。靭性の評価は、試験例1と同様であり、耐塑性変形性の評価は、塑性変形量Vsを測定して行う。塑性変形量Vsは、図4に示すように切削工具10のすくい面202と逃げ面201とがつくる切刃稜線200において塑性変形している箇所(図4において曲線で示す箇所)に対し、すくい面202に平行な直線Lを引き、すくい面202と直線Lとの間の距離とする。図4において細い破線は、塑性変形前の状態を示す。
【００７５】
【表９】
2009220267.tif 000011
【００７６】
【表１０】
2009220267.tif 000012
【００７７】
表10に示すように、本体を構成する超硬合金中のWCの平均粒径が大きくなるほど靭性に優れ、小さくなるほど塑性変形に優れることが分かる。従って、用途に応じて超硬合金のWCの大きさを調整することで、所望の効果が得られる。また、超硬合金中のWCの平均粒径が大きくなるほど、焼結時の収縮率が小さくなる傾向があるため、WCが大き過ぎると表面層を構成するサーメットとの収縮率差による変形が大きくなり易い。従って、靭性が求められる用途ではWCの平均粒径は、2μm以上6μm以下、耐塑性変形性が求められる用途ではWCの平均粒径は2μm未満が好ましいと考えられる。
【００７８】
(試験例6)
表面層の厚さが異なる複数の切削工具を作製して、これらの工具について切削性能を調べた。
【００７９】
この試験は、切削工具(基材)の組成以外は試験例2と概ね同様にしている。具体的には、表11に示す組成の原料粉末を用いて、試験例1,2と同様にして同じ形状の切削工具(CNMG432-UX)を作製する。サーメットに用いた原料の「(75Ti,15W,10Nb)C」において、Ti,W,Nbの前の数字は、質量割合を示す。得られた切削工具について試験例1と同様にして調べたところ、本体を構成する超硬合金中のTiCN及びTiの合計含有量:30質量％、凹状部の最大落差:150μm、超硬合金とサーメットとの結合相量比:x1/x2＝1.0、本体を構成する超硬合金中のWCの平均粒径:4μm(原料のWC粉末の平均粒径:3μm)、表面層を構成するサーメット中のTi化合物の平均粒径:2μm(原料のTiCN粉末の平均粒径:1μm)である。また、試験例1と同様にして、得られた切削工具の表面層を構成するサーメット部分をSEMにより観察したところ(2000倍)、有芯構造の粒子が観察された。この有芯構造の粒子のEDX分析を行ったところ、中心の黒いコントラスト部分の芯部は主にTiCNからなり、灰色のコントラスト部分の周辺部は、Tiの複合炭窒化物、具体的には(Ti,W,Mo,Ta,Nb,Zr)(C,N)からなる。
【００８０】
【表１１】
2009220267.tif 000013
【００８１】
得られた切削工具(ここでは基材自体であって、被覆膜を有していないもの)を用いて、試験例2と同様に表5に示す切削条件で靭性試験、仕上げ加工試験、及び耐摩耗性試験(いずれも旋削加工)を行った。その結果を表12に示す。各試験の評価は、試験例2と同様である。
【００８２】
【表１２】
2009220267.tif 000014
【００８３】
表12に示すように、サーメットからなる表面層が薄いほど靭性に優れるものの、良好な仕上げ面光沢が得られ難いことが分かる。従って、靭性及び仕上げ面光沢を考慮すると、表面層の厚さは、50〜500μmが好ましく、特に100〜300μmが好ましいと考えられる。また、高硬度なサーメットからなる表面層を有していない試料No.6-1と比較して、同表面層を有する試料は、耐摩耗性にも優れることが分かる。
【００８４】
なお、上述した実施の形態は、本発明の要旨を逸脱することなく、適宜変更することが可能であり、上述した構成に限定されるものではない。例えば、超硬合金及びサーメットの組成や表面層の厚さ、基材の形状などを変更することができる。
【産業上の利用可能性】
【００８５】
本発明切削工具は、耐熱亀裂性及び仕上げ面光沢に優れることが望まれる切削加工に好適に利用することができる。例えば、仕上げ加工に好適に使用することができる。
【符号の説明】
【００８６】
10  切削工具(基材)  11  本体  12  表面層  13  接合界面  14  取付穴
100  切削工具(基材)  101  本体  101f  表面  102  表面層  103  接合界面
200  稜線  201  逃げ面  202  すくい面  203  交点  S  基準面
【図１】
2009220267.tif 000015
【図２】
2009220267.tif 000016
【図３】
2009220267.tif 000017
【図４】
2009220267.tif 000018