JP3858256B2

JP3858256B2 - Cemented carbide end mill with excellent wear resistance and chipping resistance

Info

Publication number: JP3858256B2
Application number: JP24297799A
Authority: JP
Inventors: 安彦田代; 和則佐藤
Original assignee: Mitsubishi Materials Corp
Current assignee: Mitsubishi Materials Corp
Priority date: 1999-08-30
Filing date: 1999-08-30
Publication date: 2006-12-13
Anticipated expiration: 2019-08-30
Also published as: JP2001062623A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、特に高速切削で、すぐれた耐摩耗性と耐チッピング性を発揮する超硬合金製エンドミル（以下、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】
一般に、超硬エンドミルが、例えば図１（ａ）に概略正面図で、同（ｂ）に切刃部のエンドミル中心線に対する概略横断面図で示されるように、シャンク部と外周刃が形成された切刃部からなり、前記外周刃は逃げ面とすくい面、これら両面の交わる切刃稜で構成され、これが結合相形成成分としてＣｏ：５〜１６重量％を含有する炭化タングステン基超硬合金（以下、単に超硬合金と云う）の焼結体からなることは良く知られるところである。
また、上記の超硬エンドミルが、原料粉末として、いずれも０．５〜６μｍの範囲内の所定の平均粒径を有するＷＣ粉末、（Ｔｉ，Ｗ）Ｃ粉末、（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮ粉末、（Ｔａ，Ｎｂ）Ｃ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＶＣ粉末、Ｃｒ₃Ｃ₂粉末、Ｃｏ粉末、およびＣｒ粉末などを用い、これら原料粉末を所定の配合組成に配合し、湿式混合し、乾燥した後、所定径を有する丸棒圧粉体にプレス成形し、この丸棒圧粉体を、１０^-2〜１０^-1Ｔｏｒｒの真空雰囲気中、５〜１０℃／分の昇温速度で１３７０〜１４７０℃に昇温し、この昇温温度に１〜２時間保持後、炉冷の条件で焼結して、結合相形成成分としてのＣｏを焼結性および靭性（強度）付与の目的で５〜１６重量％含有する超硬合金で構成された丸棒焼結体素材を形成し、この丸棒焼結体素材から図１に示される形状に研削加工することにより製造されることも知られている。
さらに、上記の全体が焼結体からなる超硬エンドミルをエンドミル本体とし、このエンドミル本体の少なくとも切刃部の表面に、Ｔｉの炭化物（以下、ＴｉＣで示す）層、窒化物（以下、ＴｉＮで示す）層、炭窒化物（以下、ＴｉＣＮで示す）層、炭酸化物（以下、ＴｉＣＯで示す）層、窒酸化物（以下、ＴｉＮＯで示す）層、および炭窒酸化物（以下、ＴｉＣＮＯで示す）層のうちの１種の単層または２種以上の複層からなるＴｉ化合物層と、酸化アルミニウム（以下、Ａｌ₂Ｏ₃で示す）層で構成されたセラミック硬質皮膜を１〜１０μｍの平均膜厚で化学蒸着および／または物理蒸着してなる被覆超硬エンドミルも知られている。
【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、さらに低コスト化に対する要求は強く、これに伴い、切削加工は高速切削を強いられる傾向にあるが、上記の従来超硬エンドミルおよび従来被覆超硬エンドミルにおいては、これを高速切削に用いると、前者ではエンドミル全体が靭性のすぐれた超硬合金で構成されているので、切刃にチッピング（微小欠け）の発生なく、すぐれた耐チッピング性を示すものの、硬さ不足のために摩耗進行がきわめて速く、また一般にエンドミルの場合、その切削形態から、切削速度が速くなればなるほど「ねじれ」や「たわみ」が大きくなるが、後者ではセラミック硬質皮膜のエンドミル本体への密着性が十分でないために、上記のエンドミル自体に発生する大きな「ねじれ」や「たわみ」によってセラミック硬質皮膜にチッピング発生の原因となる剥離が発生し易い状態となり、この結果前者では摩耗、後者ではチッピングが原因でそれぞ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、本発明者らは、上述のような観点から、耐摩耗性および耐チッピング性のすぐれた超硬エンドミルを開発すべく研究を行った結果、通常のスパッタリング装置、例えば図２に概略説明図で示されるスパッタリング装置にて、上記の従来超硬エンドミルをエンドミル本体として基板上に装着し、ターゲットとして、結合相形成成分であるＣｏの含有量を前記エンドミル本体に比して相対的に少ない１〜４重量％とした超硬合金を用い、装置内をヒーターで３００〜６００℃に加熱した状態で、圧力：２〜５×１０^-3ＴｏｒｒのＡｒ反応雰囲気中、前記基板には例えば−１００Ｖ、前記ターゲットには例えば−８００Ｖのバイアス電圧を印加して、前記基板とターゲット間にプラズマを発生させ、もって上記エンドミル本体の少なくとも切刃部の表面に、前記ターゲットを構成する超硬合金と実質的に同じ組成を有するスパッタ蒸着皮膜を１〜１０μｍの平均膜厚で形成すると、この結果の超硬エンドミルにおいては、
（ａ）上記スパッタ蒸着皮膜がエンドミル本体と同種の超硬合金からなるので、高い密着性をもち、高速切削で発生する大きな「ねじれ」や「たわみ」によって剥離することがなく、したがって切刃部でのチッピング発生が著しく抑制されること。
（ｂ）上記スパッタ蒸着皮膜における結合相形成成分としてのＣｏの含有量が１〜４重量％と相対的に低いので、高い表面部硬さをもつようになることから、これの摩耗が抑制され、一方エンドミル本体における結合相形成成分としてのＣｏの含有量は５〜１６重量％と相対的に高いので、エンドミル自体がすぐれた靭性をもつようになること。
（ｃ）一般に超硬合金の焼結体では、原料粉末として平均粒径で１μｍ以下の微細なＷＣ粉末を用い、かつＷＣ粒成長抑制あるいはＷＣ粒微細化の目的でＣｒ₃Ｃ₂粉末やＣｒ粉末を配合しても、走査型電子顕微鏡による断面組織観察で、ＷＣ粒の平均粒径を０．５μｍ以下にすることはきわめて困難であるが、上記のスパッタ蒸着皮膜におけるＷＣ粒は平均粒径で０．０５μｍ以下のきわめて微細な粒径をもち、これによって耐摩耗性の著しい向上がもたらされること。
以上（ａ）〜（ｃ）に示される特性を具備するようになるという研究結果が得られたのである。
【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、切刃部とシャンク部からなり、かつ結合相形成成分としてＣｏ：５〜１６重量％を含有する超硬合金の焼結体で構成されたエンドミル本体の少なくとも切刃部の表面に、結合相形成成分としてＣｏ：１〜４重量％を含有する超硬合金のスパッタ蒸着皮膜を１〜１０μｍの平均膜厚で形成してなる、耐摩耗性および耐チッピング性のすぐれた超硬エンドミルに特徴を有するものである。
【０００６】
以下に、この発明の超硬エンドミルにおいて、これを構成するエンドミル本体およびスパッタ蒸着皮膜のＣｏ含有量、並びにスパッタ蒸着皮膜の平均膜厚を上記の通りに限定した理由を説明する。
（１）（）エンドミル本体のＣｏ含有量
その含有量が５重量％未満では、所望の強度と靭性を確保することができず、この結果切刃部に欠けが生じ易くなるばかりでなく、特に高速切削では折損の発生も避けられず、一方その含有量が１６重量％を越えると、特に切刃部に熱塑性変形が起り易くなり、これが偏摩耗の原因となることから、その含有量を５〜１６重量％と定めた。
【０００７】
（２）（）スパッタ蒸着皮膜のＣｏ含有量
その含有量が１重量％未満では、エンドミル本体表面への密着性が不充分となるばかりでなく、十分な皮膜強度が得られず、一方その含有量が４重量％を越えると、特に高速切削での耐摩耗性が急激に低下するようになることから、その含有量を１〜４重量％と定めた。
【０００８】
（３）（）スパッタ蒸着皮膜の平均膜厚
その平均膜厚が１μｍ未満では、所望の耐摩耗性を確保することができず、一方その平均膜厚が１０μｍを越えると、切刃部にチッピングが発生し易くなることから、その平均膜厚を１〜１０μｍと定めた。
【０００９】
【発明の実施の態様】
つぎに、この発明の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ＶＣ粉末、同１．０μｍの（Ｔｉ，Ｗ）Ｃ粉末、同１．８μｍのＣｏ粉末、および同１．２μｍの炭素（Ｃ）粉末を用意し、これら原料粉末をそれぞれ表１、２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、１ｔｏｎ／ｃｍ²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、０．０５Ｔｏｒｒ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種のエンドミル本体形成用丸棒焼結体、並びにいずれも直径：１００ｍｍ×厚さ：１６ｍｍの寸法をもったスパッタ蒸着皮膜形成用ターゲットａ〜ｈをそれぞれ形成し、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、切刃部の直径×長さがそれぞれ６ｍｍ×１３ｍｍ、１０ｍｍ×２２ｍｍ、および２０ｍｍ×４５ｍｍの寸法をもち、かついずれも図１に示される形状をもったエンドミル本体Ａ〜Ｈを製造した。
【００１０】
ついで、この結果得られたエンドミル本体Ａ〜Ｈおよびターゲットａ〜ｈを、それぞれ表３に示される組合せで、図２に示される構造のスパッタリング装置に装着し（この場合前記エンドミル本体は装置内の基板に装着される）、まず、装置内を排気して１×１０−５Ｔｏｒｒの真空に保持しながら、ヒーターで装置内を４５０℃に加熱した後、Ａｒガス、（Ａｒ＋５容量％Ｘｅ）ガス、および（Ａｒ＋１容量％ＣＨ₄）ガスのうちのいずれかを装置内に導入して圧力：１×１０^-3Ｔｏｒｒの雰囲気とし、この状態で前記基板（エンドミル本体）に−１０００Ｖのバイアス電圧を印加して、前記エンドミル本体の表面をボンバード洗浄し、引き続いて装置内を圧力：３×１０^-3ＴｏｒｒのＡｒ雰囲気とすると共に、前記基板（エンドミル本体）には−１００Ｖ、前記ターゲットには−８００Ｖのバイアス電圧を印加して、前記ターゲットａ〜ｈを構成する超硬合金のスパッタ蒸着皮膜を、同じく表３に示される目標膜厚で前記エンドミル本体Ａ〜Ｈの表面全体に形成することにより本発明超硬エンドミル１〜８をそれぞれ製造した。
【００１１】
また、比較の目的で、表４に示される通り、上記のエンドミル本体Ａ〜Ｈをそれぞれ従来超硬エンドミル１〜８とした。
さらに、比較の目的で、上記のエンドミル本体Ａ〜Ｈの表面全体に、通常の化学蒸着装置を用い、表５に示される条件（表中、ｌ−ＴｉＣＮは、例えば特開平６−８０１０号公報に記載される縦長成長結晶組織をもったＴｉＣＮ層に相当するものであり、これ以外の条件で形成された層はいずれも粒状結晶組織をもつものである。また、α−Ａｌ₂Ｏ₃層はα型結晶構造をもつもの、β−Ａｌ₂Ｏ₃層はβ型結晶構造をもつものを示す）にて、表６に示される組成および目標層厚のセラミック硬質皮膜を形成することにより従来被覆超硬エンドミル１〜８をそれぞれ製造した。
なお、上記の本発明超硬エンドミル１〜８を構成するエンドミル本体およびスパッタ蒸着皮膜のＣｏ含有量およびＷＣ粒の平均粒径、さらにスパッタ蒸着皮膜のＣ含有量をオージェ分析装置および走査型電子顕微鏡を用いての断面組織観察により測定したところ、表３に示される結果を示し、また従来超硬エンドミル１〜８については、表４に示される通り、前記本発明超硬エンドミル１〜８のエンドミル本体と実質的に同じＣｏ含有量およびＷＣ粒平均粒径を示し、さらに本発明超硬エンドミル１〜８のスパッタ蒸着皮膜および従来被覆超硬エンドミル１〜８のセラミック硬質皮膜の膜厚を測定したところ、それぞれ表３おとび表６に示される目標層厚と実質的に同じ平均層厚を示した。
【００１２】
この結果得られた各種の超硬エンドミルについて、表７に示される切削条件にて切削試験を行い、先端面切刃部の直径が使用寿命の目安とされる０．２ｍｍ減少するまでの切削長を測定した。これらの測定結果を表３、表４、および表６にそれぞれ示した。
【００１３】
【表１】

【００１４】
【表２】

【００１５】
【表３】

【００１６】
【表４】

【００１７】
【表５】

【００１８】
【表６】

【００１９】
【表７】

【００２０】
【発明の効果】
表３〜６に示される結果から、本発明超硬エンドミル１〜８は、いずれもエンドミル本体へのすぐれた密着性が超硬合金の１〜４重量％含有のＣｏ含有量によって確保され、かつこの低いＣｏ含有量と平均粒径で０．０５μｍ以下の超微粒ＷＣ粒で相対的に高い硬さ（強度）を具備するようになるスパッタ蒸着皮膜によって、高速切削にもかかわらず、切刃部にチッピングの発生なく、すぐれた耐摩耗性（長い超切削長）を発揮するのに対して、従来超硬エンドミル１〜８は速い摩耗進行、従来被覆超硬エンドミル１〜８はセラミック硬質皮膜の剥離によるチッピング発生がそれぞれ原因で相対的に短い切削長しか示さないことが明らかである。
上述のように、この発明の超硬エンドミルは、自体の「たわみ」や「ねじれ」が大きくなる高速切削ですぐれた耐摩耗性と耐チッピング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することができるものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】（ａ）は超硬エンドミルを例示する概略正面図、（ｂ）は同切刃部の概略横断面図である。
【図２】スパッタリング装置を例示する概略説明図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a cemented carbide end mill (hereinafter referred to as a cemented carbide end mill) that exhibits excellent wear resistance and chipping resistance, particularly in high-speed cutting.
[0002]
[Prior art]
In general, a carbide end mill is formed with a shank portion and an outer peripheral blade as shown in, for example, a schematic front view in FIG. 1A and a schematic cross-sectional view with respect to the end mill center line of the cutting edge portion in FIG. The outer peripheral blade is composed of a flank face and a rake face, and a cutting edge ridge where these both surfaces intersect, and this tungsten carbide base cemented carbide containing Co: 5 to 16% by weight as a binder phase forming component It is well known that it is made of a sintered body (hereinafter simply referred to as a cemented carbide).
In addition, the above carbide end mill is a WC powder having a predetermined average particle size in the range of 0.5 to 6 μm, (Ti, W) C powder, (Ti, W) CN powder, (Ta, Nb) C powder, TaC powder, NbC powder, ZrC powder, VC powder, Cr ₃ C ₂ powder, Co powder, Cr powder, etc., these raw material powders are blended into a predetermined blending composition and wet mixed And dried, and then press-molded into a round bar green compact having a predetermined diameter, and the round bar green compact was heated to 5-10 ° C./min in a vacuum atmosphere of 10 ⁻² to 10 ⁻¹ Torr. The temperature is raised to 1370 to 1470 ° C. at a rate, and held at this elevated temperature for 1 to 2 hours, followed by sintering under furnace cooling conditions to impart Co as a binder phase forming component to sinterability and toughness (strength) For the purpose of forming a round bar sintered body material composed of cemented carbide containing 5-16% by weight And it is also known to be produced by grinding from the round rod sintered body material into a shape shown in FIG.
Further, a carbide end mill composed entirely of a sintered body is used as an end mill body, and a Ti carbide (hereinafter referred to as TiC) layer and nitride (hereinafter referred to as TiN) are formed on at least the surface of the cutting edge of the end mill body. Layer, carbonitride (hereinafter referred to as TiCN) layer, carbonate (hereinafter referred to as TiCO) layer, nitride oxide (hereinafter referred to as TiNO) layer, and carbonitride oxide (hereinafter referred to as TiCNO) 1) An average of 1 to 10 μm of a ceramic hard film composed of one single layer or two or more layers of a Ti compound layer and an aluminum oxide (hereinafter referred to as Al ₂ O ₃ ) layer. Also known are coated carbide end mills made by chemical vapor deposition and / or physical vapor deposition with a film thickness.
[0003]
[Problems to be solved by the invention]
On the other hand, in recent years, there is a strong demand for labor saving, energy saving, and cost reduction of cutting, and along with this, cutting tends to be forced to perform high-speed cutting. In an end mill, when this is used for high-speed cutting, the former is composed of a cemented carbide with excellent toughness in the former, so there is no chipping (microchips) on the cutting edge and excellent chipping resistance is exhibited. However, due to the lack of hardness, the wear progresses very quickly.In general, in the case of an end mill, the higher the cutting speed, the greater the “twist” and “deflection”. Since the adhesion to the end mill body is not sufficient, the ceramic is caused by the large “twist” and “deflection” generated in the end mill itself. Click the hard film becomes a cause of chipping occurred peeling becomes likely state occurs, in this result former wear, the latter at present, leading to respectively a relatively short time using life chipping caused.
[0004]
[Means for Solving the Problems]
In view of the above, the present inventors have studied to develop a cemented carbide end mill with excellent wear resistance and chipping resistance. As a result, a general sputtering apparatus such as FIG. The conventional carbide end mill is mounted on a substrate as an end mill main body, and the content of Co, which is a binder phase forming component, is relatively smaller than that of the end mill main body. The substrate is heated to 300 to 600 ° C. with a heater using a cemented carbide having a weight of ˜4 wt%, and the substrate is, for example, −100 V in an Ar reaction atmosphere at a pressure of 2 to 5 × 10 ⁻³ Torr. A bias voltage of −800 V, for example, is applied to the target to generate plasma between the substrate and the target, so that at least the end mill body On the surface of the blade portion, to form a hard metal and substantially sputter deposition film having the same composition constituting the target with an average thickness of 1 to 10 [mu] m, in end mills of this result,
(A) Since the sputter vapor-deposited film is made of the same kind of cemented carbide as the end mill main body, it has high adhesion and does not peel off due to large “twist” or “deflection” that occurs during high-speed cutting. The occurrence of chipping is greatly suppressed.
(B) Since the content of Co as a binder phase forming component in the sputter vapor-deposited film is relatively low at 1 to 4% by weight, it has a high surface hardness, so that wear is suppressed. On the other hand, since the content of Co as a binder phase forming component in the end mill body is relatively high at 5 to 16% by weight, the end mill itself has excellent toughness.
(C) In general, a cemented carbide sintered body uses a fine WC powder having an average particle diameter of 1 μm or less as a raw material powder, and Cr ₃ C ₂ powder or Cr for the purpose of suppressing WC grain growth or WC grain refinement Even if the powder is blended, it is extremely difficult to make the average particle size of the WC particles 0.5 μm or less by observing the cross-sectional structure with a scanning electron microscope. With a very fine particle size of 0.05 μm or less, which leads to a significant improvement in wear resistance.
The research result that the characteristics shown in (a) to (c) are achieved has been obtained.
[0005]
The present invention has been made based on the above research results, and comprises a cemented carbide sintered body comprising a cutting edge portion and a shank portion and containing Co: 5 to 16% by weight as a binder phase forming component. On the surface of at least the cutting edge portion of the end mill body constituted by the above, a sputter deposition film of cemented carbide containing Co: 1 to 4 wt% as a binder phase forming component is formed with an average film thickness of 1 to 10 μm. It is characterized by a carbide end mill with excellent wear resistance and chipping resistance.
[0006]
Hereinafter, in the cemented carbide end mill of the present invention, the reason why the Co content of the end mill body and the sputter deposited film constituting the end mill and the average film thickness of the sputter deposited film are limited as described above will be described.
(1) () Co content of the end mill body If the content is less than 5% by weight, the desired strength and toughness cannot be ensured. In high-speed cutting, breakage is unavoidable. On the other hand, if its content exceeds 16% by weight, thermoplastic cutting tends to occur particularly at the cutting edge, which causes uneven wear. It was defined as ˜16% by weight.
[0007]
(2) () Co content of sputter-deposited film If its content is less than 1% by weight, not only the adhesion to the surface of the end mill body is insufficient, but sufficient film strength cannot be obtained, while its content When the amount exceeds 4% by weight, the wear resistance particularly at high-speed cutting is rapidly reduced, so the content was determined to be 1 to 4% by weight.
[0008]
(3) () Average film thickness of sputter-deposited film If the average film thickness is less than 1 μm, the desired wear resistance cannot be ensured. On the other hand, if the average film thickness exceeds 10 μm, the cutting edge is chipped. Therefore, the average film thickness was determined to be 1 to 10 μm.
[0009]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
Next, the carbide end mill of the present invention will be described in detail by way of examples.
As raw material powders, medium coarse WC powder having an average particle diameter of 5.5 μm, fine WC powder of 0.8 μm, TaC powder of 1.3 μm, NbC powder of 1.2 μm, ZrC of 1.2 μm Powder, 2.3 μm Cr ₃ C ₂ powder, 1.5 μm VC powder, 1.0 μm (Ti, W) C powder, 1.8 μm Co powder, and 1.2 μm carbon ( C) Prepare powders, mix these raw material powders with the composition shown in Tables 1 and 2, add wax, ball mill in acetone for 24 hours, dry under reduced pressure, and then pressure of 1 ton / cm ² Were pressed into various green compacts of a predetermined shape, and these green compacts were heated to a predetermined temperature in the range of 1370 to 1470 ° C. at a heating rate of 7 ° C./min in a vacuum atmosphere of 0.05 Torr. Temperature rise, hold at this temperature for 1 hour, then furnace cooling conditions Three types of end mill body-forming round bar sintered bodies having a diameter of 8 mm, 13 mm, and 26 mm, and a sputter-deposited film-forming target a having a diameter of 100 mm × thickness: 16 mm -H are formed, and further, the diameter x length of the cutting edge portion is 6 mm x 13 mm, 10 mm x 22 mm, respectively, in the combination shown in Table 1 by grinding from the above three kinds of round bar sintered bodies End mill main bodies A to H having dimensions of 20 mm × 45 mm and having the shapes shown in FIG. 1 were manufactured.
[0010]
Next, the end mill bodies A to H and the targets a to h obtained as a result are mounted on the sputtering apparatus having the structure shown in FIG. 2 in the combinations shown in Table 3 (in this case, the end mill body is in the apparatus). First, after the inside of the apparatus is evacuated and kept at a vacuum of 1 × 10 −5 Torr while the inside of the apparatus is heated to 450 ° C. with a heater, Ar gas, (Ar + 5 vol% Xe) gas, And (Ar + 1 volume% CH ₄ ) gas is introduced into the apparatus to create an atmosphere of pressure: 1 × 10 ⁻³ Torr, and a bias voltage of −1000 V is applied to the substrate (end mill body) in this state. to the end mill the surface of the body was washed bombardment, followed by pressure in the apparatus: with the Ar atmosphere at 3 × 10 ^-3 Torr, the substrate (mill body A bias voltage of −100 V is applied to the target and −800 V is applied to the target, and the sputter vapor-deposited film of the cemented carbide constituting the targets a to h is applied to the end mill body A with the target film thickness shown in Table 3 as well. The carbide end mills 1 to 8 of the present invention were produced by forming the entire surface of ~ H.
[0011]
For comparison purposes, as shown in Table 4, the above-described end mill bodies A to H are conventional carbide end mills 1 to 8, respectively.
Furthermore, for the purpose of comparison, an ordinary chemical vapor deposition apparatus was used on the entire surface of the end mill main bodies A to H, and the conditions shown in Table 5 (in the table, l-TiCN is, for example, JP-A-6-8010). The layer formed under the conditions other than this has a granular crystal structure, and corresponds to the TiCN layer having the vertically grown crystal structure described in 1. In addition, the α-Al ₂ O ₃ layer Is the one having an α-type crystal structure, and the β-Al ₂ O ₃ layer is one having a β-type crystal structure), and a conventional ceramic hard film having the composition and target layer thickness shown in Table 6 is formed. Coated carbide end mills 1 to 8 were produced, respectively.
Note that the Co content and average particle size of the WC grains of the end mill main body and the sputter deposited film constituting the above-described carbide end mills 1 to 8 of the present invention, and the C content of the sputter deposited film were further determined by an Auger analyzer and a scanning electron microscope. As shown in Table 4, the results of the conventional carbide end mills 1-8 are shown in Table 4, and the end mills of the present invention carbide end mills 1-8 are shown in Table 4. The Co content and WC grain average particle diameter were substantially the same as the main body, and the film thicknesses of the sputter vapor-deposited film of the present carbide end mills 1 to 8 and the ceramic hard film of the conventional coated carbide end mills 1 to 8 were measured. However, the average layer thicknesses substantially the same as the target layer thicknesses shown in Table 3 and Table 6 were shown.
[0012]
With respect to the various carbide end mills obtained as a result, a cutting test was performed under the cutting conditions shown in Table 7, and the cutting length until the diameter of the cutting edge on the tip surface decreased by 0.2 mm, which is a guide for the service life. Was measured. The measurement results are shown in Table 3, Table 4, and Table 6, respectively.
[0013]
[Table 1]

[0014]
[Table 2]

[0015]
[Table 3]

[0016]
[Table 4]

[0017]
[Table 5]

[0018]
[Table 6]

[0019]
[Table 7]

[0020]
【The invention's effect】
From the results shown in Tables 3 to 6, the cemented carbide end mills 1 to 8 of the present invention all have excellent adhesion to the end mill body, and are ensured by the Co content of 1 to 4% by weight of the cemented carbide, and The sputter-deposited film that has a relatively high hardness (strength) with ultra-fine WC grains having a low Co content and an average grain diameter of 0.05 μm or less, the cutting edge portion despite high-speed cutting. In contrast, the conventional carbide end mills 1 to 8 exhibit rapid wear progress and the conventional coated carbide end mills 1 to 8 are ceramic hard coatings, while exhibiting excellent wear resistance (long super cutting length) without occurrence of chipping. It is clear that only relatively short cutting lengths are shown due to the occurrence of chipping due to peeling.
As described above, the cemented carbide end mill of the present invention exhibits excellent wear resistance and chipping resistance in high-speed cutting in which its own “deflection” and “twist” become large. It can cope with energy saving and cost reduction sufficiently satisfactorily.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1A is a schematic front view illustrating a carbide end mill, and FIG. 1B is a schematic cross-sectional view of the cutting edge portion.
FIG. 2 is a schematic explanatory view illustrating a sputtering apparatus.

Claims

On the surface of at least the cutting edge portion of the end mill body composed of a sintered body of a tungsten carbide-based cemented carbide comprising a cutting edge portion and a shank portion and containing Co: 5 to 16% by weight as a binder phase forming component, Ultra-high wear resistance and chipping resistance formed by forming a sputter-deposited film of tungsten carbide-based cemented carbide containing Co: 1 to 4 wt% as a binder phase forming component with an average film thickness of 1 to 10 μm Hard alloy end mill.