JP2003145315A - 高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 - Google Patents
高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具Info
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗
性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具を提供する。 【解決手段】 ＷＣ基超硬合金または炭窒化チタン基サ
ーメット工具基体の表面に、（ａ）０．０５〜０．５μ
ｍの平均層厚を有し、（Ｔｉ1-XＡｌX）Ｎ1-YＣY（原子
比で、Ｘは０．０１〜０．１５、Ｙ：０．０１〜０．１
５）を満足し、Ｃｕ−Ｋα線を用いたＸ線回折装置測定
で、（２００）面に最高ピークが現われ、最高ピークの
半価幅が２θで０．６度以下であるＸ線回折パターンを
示すＴｉ−Ａｌ複合窒炭化物層からなる結晶配向履歴層
を介して、（ｂ）２〜１０μｍの平均層厚を有し、（Ａ
ｌ1-(A+B)ＴｉAＳｉB）Ｎ（Ａは０．３５〜０．５５、
Ｂは０．０５〜０．２０）を満足し、（２００）面に最
高ピークが現われ、最高ピークの半価幅が２θで０．６
度以下であるＸ線回折パターンを示すＡｌ−Ｔｉ−Ｓｉ
複合窒化物層からなる硬質被覆層を物理蒸着してなる。
性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具を提供する。 【解決手段】 ＷＣ基超硬合金または炭窒化チタン基サ
ーメット工具基体の表面に、（ａ）０．０５〜０．５μ
ｍの平均層厚を有し、（Ｔｉ1-XＡｌX）Ｎ1-YＣY（原子
比で、Ｘは０．０１〜０．１５、Ｙ：０．０１〜０．１
５）を満足し、Ｃｕ−Ｋα線を用いたＸ線回折装置測定
で、（２００）面に最高ピークが現われ、最高ピークの
半価幅が２θで０．６度以下であるＸ線回折パターンを
示すＴｉ−Ａｌ複合窒炭化物層からなる結晶配向履歴層
を介して、（ｂ）２〜１０μｍの平均層厚を有し、（Ａ
ｌ1-(A+B)ＴｉAＳｉB）Ｎ（Ａは０．３５〜０．５５、
Ｂは０．０５〜０．２０）を満足し、（２００）面に最
高ピークが現われ、最高ピークの半価幅が２θで０．６
度以下であるＸ線回折パターンを示すＡｌ−Ｔｉ−Ｓｉ
複合窒化物層からなる硬質被覆層を物理蒸着してなる。
Description
【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
ぐれた高温特性を有し、したがって各種の鋼や鋳鉄など
の高熱発生を伴う高速切削加工で、すぐれた耐摩耗性を
発揮する表面被覆超硬合金製切削工具（以下、被覆超硬
工具という）に関するものである。 【０００２】 【従来の技術】一般に、切削工具には、各種の鋼や鋳鉄
などの被削材の旋削加工や平削り加工にバイトの先端部
に着脱自在に取り付けて用いられるスローアウエイチッ
プ、前記被削材の穴あけ切削加工などに用いられるドリ
ルやミニチュアドリル、さらに前記被削材の面削加工や
溝加工、肩加工などに用いられるソリッドタイプのエン
ドミルなどがあり、また前記スローアウエイチップを着
脱自在に取り付けて前記ソリッドタイプのエンドミルと
同様に切削加工を行うスローアウエイエンドミル工具な
どが知られている。 【０００３】また、切削工具として、炭化タングステン
（以下、ＷＣで示す）基超硬合金または炭窒化チタン
（以下、ＴｉＣＮで示す）基サーメットからなる基体
（以下、これらを総称して超硬基体と云う）の表面に、
組成式：（Ａｌ1-(A+B)ＴｉAＳｉ B）Ｎ（ただし、原子
比で、Ａは０．３５〜０．５５、Ｂは０．０５〜０．２
０を示す）を満足するＡｌ−Ｔｉ−Ｓｉ複合窒化物［以
下、（Ａｌ，Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎで示す］層からなる硬質被
覆層を２〜１０μｍの平均層厚で物理蒸着してなる被覆
超硬工具が知られており、これが各種の鋼や鋳鉄などの
連続切削や断続切削加工に用いられることも良く知られ
るところである。 【０００４】さらに、上記の被覆超硬工具が、例えば図
３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に上記の超硬基体を装入
し、ヒータで装置内を、例えば４５０℃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Ａｌ−Ｔｉ
−Ｓｉ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：４０Ｖ、電流：１３０Ａ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
素ガスを導入して、２Ｐａの反応雰囲気とし、一方上記
超硬基体には、例えば−５０Ｖのバイアス電圧を印加し
た条件で、前記超硬基体の表面に、上記（Ａｌ，Ｔｉ，
Ｓｉ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着することにより製
造されることも知られている。 【０００５】 【発明が解決しようとする課題】近年の切削加工装置の
高性能化はめざましく、一方で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、切削加工は高速化の傾向にあるが、上記の従来
被覆超硬工具においては、これを通常の切削加工条件で
用いた場合には問題はないが、これを高い発熱を伴う高
速切削条件で用いた場合には、硬質被覆層の摩耗進行が
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。 【０００６】 【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、高速切削加工ですぐれた耐摩耗
性を発揮する被覆超硬工具を開発すべく、特に上記の従
来被覆超硬工具を構成する硬質被覆層に着目し、研究を
行った結果、 （ａ）上記の従来被覆超硬工具を構成する（Ａｌ，Ｔ
ｉ，Ｓｉ）Ｎ層からなる硬質被覆層は、Ｃｕ−Ｋα線を
用いたＸ線回折装置による測定で、、図２に例示される
通り（２００）面に最高ピークが現われ、かつ前記最高
ピークの半価幅が２θで０．９度以上であるＸ線回折パ
ターンを示すが、この硬質被覆層を超硬基体表面に物理
蒸着形成するに先だって、予め組成式：Ｔｉ1-XＡｌX）
Ｎ1-YＣYただし、原子比で、Ｘは０．０１〜０．１５、
Ｙ：０．０１〜０．１５を示す）を満足するＴｉ基複合
窒炭化物［以下、（Ｔｉ，Ａｌ）ＮＣで示す］層をきわ
めて薄い０．０５〜０．５μｍの平均層厚で蒸着形成し
ておくと、前記（Ｔｉ，Ａｌ）ＮＣ層は、（２００）面
に高配向し、前記（２００）面のピークの半価幅が２θ
で０．６度以下のＸ線回折パターンを示すので、これの
上に物理蒸着された、本来Ｘ線回折パターンの（２０
０）面におけるピークの半価幅が０．９度以上であるＸ
線回折パターンを示す前記（Ａｌ，Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層も
前記（Ｔｉ，Ａｌ）ＮＣ層による結晶配向履歴効果によ
って前記（２００）面のピークの半価幅が図１に例示さ
れる通り２θで０．６度以下の高配向Ｘ線回折パターン
を示すようになること。 【０００７】（ｂ）Ｘ線回折パターンの（２００）面に
おけるピークの半価幅が２θで０．６度以下を示す高配
向の（Ａｌ，Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層は、同ピークの半価幅が
０．９度以上の（Ａｌ，Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層に比して高温
特性（高温耐酸化性および高温硬さ）にすぐれているの
で、前記高配向の（Ａｌ，Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層からなる硬
質被覆層を超硬基体表面に物理蒸着してなる被覆超硬工
具は、高い発熱を伴う鋼や軟鋼などの高速切削加工です
ぐれた耐摩耗性を発揮するようになること。以上（ａ）
および（ｂ）に示される研究結果を得たのである。 【０００８】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、（ａ）０．０
５〜０．５μｍの平均層厚を有し、かつ、 組成式：Ｔｉ1-XＡｌX）Ｎ1-YＣYただし、原子比で、Ｘ
は０．０１〜０．１５、Ｙ：０．０１〜０．１５を示
す）を満足し、さらに、Ｃｕ−Ｋα線を用いたＸ線回折
装置による測定で、（２００）面に最高ピークが現わ
れ、かつ前記最高ピークの半価幅が２θで０．６度以下
であるＸ線回折パターンを示す（Ｔｉ，Ａｌ）ＮＣ層か
らなる結晶配向履歴層を介して、（ｂ）２〜１０μｍの
平均層厚を有し、 組成式：（Ａｌ1-(A+B)ＴｉAＳｉB）Ｎ（ただし、原子
比で、Ａは０．３５〜０．５５、Ｂは０．０５〜０．２
０を示す）を満足し、同じくＣｕ−Ｋα線を用いたＸ線
回折装置による測定で、（２００）面に最高ピークが現
われ、かつ前記最高ピークの半価幅が２θで０．６度以
下であるＸ線回折パターンを示す（Ａｌ，Ｔｉ，Ｓｉ）
Ｎ層からなる硬質被覆層を物理蒸着してなる、高速切削
加工で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する被覆超
硬工具に特徴を有するものである。 【０００９】つぎに、この発明の被覆超硬工具におい
て、これを構成する結晶配向履歴層および硬質被覆層の
組成および平均層厚を上記の通りに限定した理由を説明
する。 （ａ）結晶配向履歴層［（Ｔｉ，Ａｌ）ＮＣ層］ （Ｔｉ，Ａｌ）ＮＣ層におけるＡｌ成分には、層の（２
００）面を切刃のすくい面および逃げ面に対して垂直方
向に配向する作用があるが、Ａｌの割合がＴｉとの合量
に占める割合（原子比）で０．０１未満では、（２０
０）面への配向効果が不十分で、（２００）面に現われ
る最高ピークの半価幅を２θで０．６度以下に高配向さ
せることができず、一方その割合が同じく０．１５を越
えても、結晶配向が乱れるようになって、（２００）面
を高配向させることが困難になることから、その割合
（Ｘ値）を０．０１〜０．１５と定めた。また、（Ｔ
ｉ，Ａｌ）ＮＣ層におけるＣ成分には、超硬基体表面お
よび硬質被覆層の両方に対する密着性を向上させる作用
があるが、Ｃ成分の割合がＴｉとの合量に占める割合
（原子比）で０．０１未満では、所望の密着性向上効果
が得られず、一方その割合が同じく０．１５を越える
と、結晶配向が乱れるようになって、（２００）面を高
配向させることが困難になることから、その割合（Ｙ
値）を０．０１〜０．１５と定めた。さらに、その平均
層厚が０．０５μｍ未満では、（Ｔｉ，Ａｌ）ＮＣ層の
本来有する（２００）面の高配向性を硬質被覆層に転化
する結晶配向履歴効果を十分に発揮させることができ
ず、一方この結晶配向履歴効果は０．５μｍまでの平均
層厚で十分であることから、その平均層厚を０．０５〜
０．５μｍと定めた。 【００１０】（ｂ）硬質被覆層［（Ａｌ，Ｔｉ，Ｓｉ）
Ｎ層］ （Ａｌ，Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層のＴｉ成分には、層の強度お
よび靭性を向上させる作用があるが、その割合がＡｌお
よびＳｉとの合量に占める割合（原子比）で０．３５未
満では前記作用に所望の向上効果が得られず、一方その
割合が同じく０．５５を越えると、層自体の耐摩耗性が
低下するようになることから、その割合を０．３５〜
０．５５と定めた。また、（Ａｌ，Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層の
Ｓｉ成分には、層の高温硬さおよび耐熱性を向上させ、
もって層の耐摩耗性向上に寄与する作用があるが、その
割合がＡｌおよびＴｉとの合量に占める割合（原子比）
で０．０５未満では前記作用に所望の向上効果が得られ
ず、一方その割合が同じく０．２０を越えると、強度お
よび靭性が低下し、切刃部に欠けやチッピング（微小欠
け）などが発生するようにななることから、その割合を
０．０５〜０．２０と定めた。さらに、その平均層厚が
２μｍ未満では、所望の耐摩耗性を確保することができ
ず、一方その平均層厚が１０μｍを越えると、切刃にチ
ッピングが発生し易くなることから、その平均層厚を２
〜１０μｍと定めた。また、Ｘ線回折パターンの（２０
０）面に現われる最高ピークの半価幅：２θで０．６度
以下は、試験結果に基づいて経験的に定めたものであ
り、したがって前記半価幅が２θで０．６度以下の場合
に、特に高速切削加工ですぐれた耐摩耗性を発揮し、前
記半価幅が同０．６度を越えて大きくなる、すなわち
（２００）面の配向性が低下するようになると、所望の
耐摩耗性を確保することができなくなる、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工具
を実施例により具体的に説明する。 （実施例１）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、Ｖ
Ｃ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ3 Ｃ2 粉末、Ｔ
ｉＮ粉末、ＴａＮ粉末、およびＣｏ粉末を用意し、これ
ら原料粉末を、表１に示される配合組成に配合し、ボー
ルミルで７２時間湿式混合し、乾燥した後、１００ＭＰ
ａ の圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を６Ｐ
ａの真空中、温度：１４００℃に１時間保持の条件で焼
結し、焼結後、切刃部分にＲ：０．０３のホーニング加
工を施してＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０４０８のチップ
形状をもったＷＣ基超硬合金製の超硬基体Ａ１〜Ａ１０
を形成した。 【００１２】また、原料粉末として、いずれも０．５〜
２μｍの平均粒径を有するＴｉＣＮ（重量比でＴｉＣ／
ＴｉＮ＝５０／５０）粉末、Ｍｏ2 Ｃ粉末、ＺｒＣ粉
末、ＮｂＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、お
よびＮｉ粉末を用意し、これら原料粉末を、表２に示さ
れる配合組成に配合し、ボールミルで２４時間湿式混合
し、乾燥した後、１００ＭＰａの圧力で圧粉体にプレス
成形し、この圧粉体を２ｋＰａの窒素雰囲気中、温度：
１５００℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、切刃
部分にＲ：０．０３のホーニング加工を施してＩＳＯ規
格・ＣＮＭＧ１２０４０８のチップ形状をもったＴｉＣ
Ｎ系サーメット製の超硬基体Ｂ１〜Ｂ６を形成した。 【００１３】ついで、これら超硬基体Ａ１〜Ａ１０およ
びＢ１〜Ｂ６を、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した
状態で、それぞれ図３に例示される通常のアークイオン
プレーティング装置に装入し、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結晶配向履歴層形成
用Ｔｉ−Ａｌ合金および硬質被覆層形成用Ａｌ−Ｔｉ−
Ｓｉ合金を装着し、装置内を排気しながら、ヒーターで
装置内を５００℃に加熱した後、Ａｒガスを装置内に導
入して１．３ＰａのＡｒ雰囲気とし、この状態で超硬基
体に−８００Ｖのバイアス電圧を印加して超硬基体表面
をＡｒガスボンバート洗浄し、ついで装置内に反応ガス
として所定割合に配合した窒素ガスとメタンガスの混合
ガスを導入して３．５Ｐａの反応雰囲気とすると共に、
前記超硬基体に印加するバイアス電圧を−７０Ｖに下げ
て、前記カソード電極（結晶配向履歴層形成用Ｔｉ−Ａ
ｌ合金）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Ａ１〜Ａ１０およびＢ１〜Ｂ６
のそれぞれの表面に、表３，４に示される目標組成およ
び目標層厚の結晶配向履歴層［（Ｔｉ，Ａｌ）ＮＣ層］
を形成し、引き続いて装置内に反応ガスとして窒素ガス
を導入して２．７Ｐａの反応雰囲気とすると共に、前記
超硬基体に印加するバイアス電圧を−５０Ｖに下げて、
前記カソード電極（硬質被覆層形成用Ａｌ−Ｔｉ−Ｓｉ
合金）とアノード電極との間にアーク放電を発生させ、
もって同じく表３，４に示される目標組成および目標層
厚の硬質被覆層［（Ａｌ，Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層］を蒸着す
ることにより、図４（ａ）に概略斜視図で、同（ｂ）に
概略縦断面図で示される形状を有する本発明被覆超硬工
具としての本発明表面被覆超硬合金製スローアウエイチ
ップ（以下、本発明被覆超硬チップと云う）１〜２０を
それぞれ製造した。また、比較の目的で、表５，６に示
される通り上記結晶配向履歴層［（Ｔｉ，Ａｌ）ＮＣ
層］の形成を行なわない以外は同一の条件で従来被覆超
硬工具としての従来表面被覆超硬合金製スローアウエイ
チップ（以下、従来被覆超硬チップと云う）１〜２０を
それぞれ製造した。 【００１４】つぎに、上記本発明被覆超硬チップ１〜２
０および従来被覆超硬チップ１〜２０について、これを
工具鋼製バイトの先端部に固定治具にてネジ止めした状
態で、 被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０の丸棒、 切削速度：３３０ｍ／ｍｉｎ．、 切り込み：１．３ｍｍ、 送り：０．５ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：１５分、 の条件での合金鋼の乾式高速連続旋削加工試験、 被削材：ＪＩＳ・Ｓ４５Ｃの長さ方向等間隔４本縦溝入
り丸棒、 切削速度：３００ｍ／ｍｉｎ．、 切り込み：１．８ｍｍ、 送り：０．５ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：１８分、 の条件での炭素鋼の乾式高速断続旋削加工試験、さら
に、 被削材：ＪＩＳ・ＦＣ３００の長さ方向等間隔４本縦溝
入り丸棒、 切削速度：３８０ｍ／ｍｉｎ．、 切り込み：１．３ｍｍ、 送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：３０分、 の条件での鋳鉄の乾式高速断続旋削加工試験を行い、い
ずれの旋削加工試験でも切刃の逃げ面摩耗幅を測定し
た。この測定結果を表７に示した。 【００１５】 【表１】【００１６】 【表２】 【００１７】 【表３】 【００１８】 【表４】【００１９】 【表５】 【００２０】 【表６】 【００２１】 【表７】 【００２２】（実施例２）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２．３μ
ｍのＣｒ3Ｃ2粉末、同１．５μｍのＶＣ粉末、同１．０
μｍ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８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、１０
０ＭＰａ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８に示され
る組合せで、切刃部の直径×長さがそれぞれ６ｍｍ×１
３ｍｍ、１０ｍｍ×２２ｍｍ、および２０ｍｍ×４５ｍ
ｍの寸法をもった超硬基体（エンドミル）ａ〜ｈをそれ
ぞれ製造した。 【００２３】ついで、これらの超硬基体（エンドミル）
ａ〜ｈの表面に、ホーニングを施し、アセトン中で超音
波洗浄し、乾燥した状態で、同じく図３に例示される通
常のアークイオンプレーティング装置に装入し、上記実
施例１と同一の条件で、表９に示される目標組成および
目標層厚をもった結晶配向履歴層［（Ｔｉ，Ａｌ）ＮＣ
層］および硬質被覆層［（Ａｌ，Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層］を
蒸着することにより、図５（ａ）に概略正面図で、同
（ｂ）に切刃部の概略横断面図で示される形状を有する
本発明被覆超硬工具としての本発明表面被覆超硬合金製
エンドミル（以下、本発明被覆超硬エンドミルと云う）
１〜８をそれぞれ製造した。また、比較の目的で、表１
０に示される通り上記結晶配向履歴層［（Ｔｉ，Ａｌ）
ＮＣ層］の形成を行なわない以外は同一の条件で従来被
覆超硬工具としての従来表面被覆超硬合金製エンドミル
（以下、従来被覆超硬エンドミルと云う）１〜８をそれ
ぞれ製造した。 【００２４】つぎに、上記本発明被覆超硬エンドミル１
〜８および従来被覆超硬エンドミル１〜８のうち、本発
明被覆超硬エンドミル１〜３および従来被覆超硬エンド
ミル１〜３については、 被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５
０ｍｍのＪＩＳ・ＳＫＤ６１（硬さ：ＨＲＣ４０）の板
材、 切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ．、 溝深さ（切り込み）：１．３ｍｍ、 テーブル送り：０．２ｍｍ／刃、 の条件での工具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４〜６および従
来被覆超硬エンドミル４〜６については、 被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５
０ｍｍのＪＩＳ・ＳＵＳ３０４の板材、 切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ．、 溝深さ（切り込み）：１０ｍｍ、 テーブル送り：５００ｍｍ／分、 の条件でのステンレス鋼の湿式高速溝切削加工試験、本
発明被覆超硬エンドミル７，８および従来被覆超硬エン
ドミル７，８については、 被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５
０ｍｍのＪＩＳ・Ｓ４５Ｃの板材、 切削速度：１２５ｍ／ｍｉｎ．、 溝深さ（切り込み）：１２ｍｍ、 テーブル送り：３００ｍｍ／分、 の条件での炭素鋼の湿式高速溝切削加工試験（いずれの
試験も水溶性切削油使用）、をそれぞれ行い、いずれの
溝切削加工試験でも切刃部先端面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溝長を測定し
た。この測定結果を表９、１０にそれぞれ示した。 【００２５】 【表８】 【００２６】 【表９】【００２７】 【表１０】 【００２８】（実施例３）上記の実施例２で製造した直
径が８ｍｍ（超硬基体ａ〜ｃ形成用）、１３ｍｍ（超硬
基体ｄ〜ｆ形成用）、および２６ｍｍ（超硬基体ｇ、ｈ
形成用）の３種の丸棒焼結体を用い、この３種の丸棒焼
結体から、研削加工にて、溝形成部の直径×長さがそれ
ぞれ４ｍｍ×１３ｍｍ（超硬基体ａ´〜ｃ´）、８ｍｍ
×２２ｍｍ（超硬基体ｄ´〜ｆ´）、および１６ｍｍ×
４５ｍｍ（超硬基体ｇ´、ｈ´）の寸法をもった超硬基
体（ドリル）ａ´〜ｈ´をそれぞれ製造した。 【００２９】ついで、これらの超硬基体（ドリル）ａ´
〜ｈ´の表面に、ホーニングを施し、アセトン中で超音
波洗浄し、乾燥した状態で、同じく図３に例示される通
常のアークイオンプレーティング装置に装入し、上記実
施例１と同一の条件で、表１１に示される目標組成およ
び目標層厚をもった結晶配向履歴層［（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ
Ｃ層］および硬質被覆層［（Ａｌ，Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層］
を蒸着することにより、図６（ａ）に概略正面図で、同
（ｂ）に溝形成部の概略横断面図で示される形状を有す
る本発明被覆超硬工具としての本発明表面被覆超硬合金
製ドリル（以下、従来被覆超硬ドリルと云う）１〜８を
それぞれ製造した。また、比較の目的で、表１２に示さ
れる通り上記結晶配向履歴層［（Ｔｉ，Ａｌ）ＮＣ層］
の形成を行なわない以外は同一の条件で従来被覆超硬工
具としての従来表面被覆超硬合金製ドリル（以下、従来
被覆超硬ドリルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。 【００３０】つぎに、上記本発明被覆超硬ドリル１〜８
および従来被覆超硬ドリル１〜８のうち、本発明被覆超
硬ドリル１〜３および従来被覆超硬ドリル１〜３につい
ては、 被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０、厚さ：５０ｍ
ｍのＪＩＳ・ＳＣＭ４４０の板材、 切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ．、 送り：０．１３ｍｍ／ｒｅｖ、 の条件での合金鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験、本発
明被覆超硬ドリル４〜６および従来被覆超硬ドリル４〜
６については、 被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５
０ｍｍのＪＩＳ・Ｓ５０Ｃの板材、 切削速度：１２０ｍ／ｍｉｎ．、 送り：０．１６ｍｍ／ｒｅｖ、 の条件での炭素鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験、本発
明被覆超硬ドリル７，８および従来被覆超硬ドリル７，
８については、 被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５
０ｍｍのＪＩＳ・ＳＵＳ３１６の板材、 切削速度：８０ｍ／ｍｉｎ．、 送り：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ、 の条件でのステンレス鋼の湿式高速穴あけ切削加工試
験、をそれぞれ行い、いずれの湿式高速穴あけ切削加工
試験（水溶性切削油使用）でも先端切刃面の逃げ面摩耗
幅が０．３ｍｍに至るまでの穴あけ加工数を測定した。
この測定結果を表１１、１２にそれぞれ示した。 【００３１】 【表１１】 【００３２】 【表１２】【００３３】なお、この結果得られた本発明被覆超硬工
具としての本発明被覆超硬チップ１〜２０、本発明被覆
超硬エンドミル１〜８、および本発明被覆超硬ドリル１
〜８の結晶配向履歴層［（Ｔｉ，Ａｌ）ＮＣ層］および
硬質被覆層［（Ａｌ，Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層］、並びに従来
被覆超硬工具としての従来被覆超硬チップ１〜２０、従
来被覆超硬エンドミル１〜８、および従来被覆超硬ドリ
ル１〜８の硬質被覆層［（Ａｌ，Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層］の
組成について、その厚さ方向中央部をオージェ分光分析
装置を用いて測定したところ、それぞれ目標組成と実質
的に同じ組成を示した。また、これらの本発明被覆超硬
工具、並びに従来被覆超硬工具の上記構成層の厚さを、
走査型電子顕微鏡を用いて断面測定したところ、いずれ
も目標層厚と実質的に同じ平均層厚（５点測定の平均
値）を示した。さらに、これらの本発明被覆超硬工具、
並びに従来被覆超硬工具の上記構成層をＣｕ−Ｋα線を
用いたＸ線回折装置にて切刃のすくい面および／または
逃げ面を観察し、この結果得られたＸ線回折パターンか
ら（２００）面に現われたピークの半価幅を測定し（こ
の場合正確な測定が困難な場合には、上記の実施例時に
アークイオンプレーティング装置に同時に装入した測定
ピースのＸ線回折パターンを用いて測定した）、この測
定結果を表３〜６および表９〜１２にそれぞれ示した。 【００３４】 【発明の効果】表３〜１２に示される結果から、結晶配
向履歴層の介在によって硬質被覆層の（２００）面が高
配向し、これによってすぐれた高温特性（高温耐酸化性
および高温硬さ）を具備すようになる本発明被覆超硬工
具は、いずれも鋼や鋳鉄の切削加工を高い発熱を伴う高
速で行っても、すぐれた耐摩耗性を発揮するのに対し
て、硬質被覆層の（２００）面の配向性の低い従来被覆
超硬工具においては、高温を伴う高速切削加工では切刃
の摩耗進行が速く、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工
具は、特に各種の鋼や鋳鉄などの高速切削加工でもすぐ
れた耐摩耗性を発揮し、長期に亘ってすぐれた切削性能
を示すものであるから、切削加工装置の高性能化、並び
に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。
ぐれた高温特性を有し、したがって各種の鋼や鋳鉄など
の高熱発生を伴う高速切削加工で、すぐれた耐摩耗性を
発揮する表面被覆超硬合金製切削工具（以下、被覆超硬
工具という）に関するものである。 【０００２】 【従来の技術】一般に、切削工具には、各種の鋼や鋳鉄
などの被削材の旋削加工や平削り加工にバイトの先端部
に着脱自在に取り付けて用いられるスローアウエイチッ
プ、前記被削材の穴あけ切削加工などに用いられるドリ
ルやミニチュアドリル、さらに前記被削材の面削加工や
溝加工、肩加工などに用いられるソリッドタイプのエン
ドミルなどがあり、また前記スローアウエイチップを着
脱自在に取り付けて前記ソリッドタイプのエンドミルと
同様に切削加工を行うスローアウエイエンドミル工具な
どが知られている。 【０００３】また、切削工具として、炭化タングステン
（以下、ＷＣで示す）基超硬合金または炭窒化チタン
（以下、ＴｉＣＮで示す）基サーメットからなる基体
（以下、これらを総称して超硬基体と云う）の表面に、
組成式：（Ａｌ1-(A+B)ＴｉAＳｉ B）Ｎ（ただし、原子
比で、Ａは０．３５〜０．５５、Ｂは０．０５〜０．２
０を示す）を満足するＡｌ−Ｔｉ−Ｓｉ複合窒化物［以
下、（Ａｌ，Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎで示す］層からなる硬質被
覆層を２〜１０μｍの平均層厚で物理蒸着してなる被覆
超硬工具が知られており、これが各種の鋼や鋳鉄などの
連続切削や断続切削加工に用いられることも良く知られ
るところである。 【０００４】さらに、上記の被覆超硬工具が、例えば図
３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に上記の超硬基体を装入
し、ヒータで装置内を、例えば４５０℃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Ａｌ−Ｔｉ
−Ｓｉ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：４０Ｖ、電流：１３０Ａ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
素ガスを導入して、２Ｐａの反応雰囲気とし、一方上記
超硬基体には、例えば−５０Ｖのバイアス電圧を印加し
た条件で、前記超硬基体の表面に、上記（Ａｌ，Ｔｉ，
Ｓｉ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着することにより製
造されることも知られている。 【０００５】 【発明が解決しようとする課題】近年の切削加工装置の
高性能化はめざましく、一方で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、切削加工は高速化の傾向にあるが、上記の従来
被覆超硬工具においては、これを通常の切削加工条件で
用いた場合には問題はないが、これを高い発熱を伴う高
速切削条件で用いた場合には、硬質被覆層の摩耗進行が
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。 【０００６】 【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、高速切削加工ですぐれた耐摩耗
性を発揮する被覆超硬工具を開発すべく、特に上記の従
来被覆超硬工具を構成する硬質被覆層に着目し、研究を
行った結果、 （ａ）上記の従来被覆超硬工具を構成する（Ａｌ，Ｔ
ｉ，Ｓｉ）Ｎ層からなる硬質被覆層は、Ｃｕ−Ｋα線を
用いたＸ線回折装置による測定で、、図２に例示される
通り（２００）面に最高ピークが現われ、かつ前記最高
ピークの半価幅が２θで０．９度以上であるＸ線回折パ
ターンを示すが、この硬質被覆層を超硬基体表面に物理
蒸着形成するに先だって、予め組成式：Ｔｉ1-XＡｌX）
Ｎ1-YＣYただし、原子比で、Ｘは０．０１〜０．１５、
Ｙ：０．０１〜０．１５を示す）を満足するＴｉ基複合
窒炭化物［以下、（Ｔｉ，Ａｌ）ＮＣで示す］層をきわ
めて薄い０．０５〜０．５μｍの平均層厚で蒸着形成し
ておくと、前記（Ｔｉ，Ａｌ）ＮＣ層は、（２００）面
に高配向し、前記（２００）面のピークの半価幅が２θ
で０．６度以下のＸ線回折パターンを示すので、これの
上に物理蒸着された、本来Ｘ線回折パターンの（２０
０）面におけるピークの半価幅が０．９度以上であるＸ
線回折パターンを示す前記（Ａｌ，Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層も
前記（Ｔｉ，Ａｌ）ＮＣ層による結晶配向履歴効果によ
って前記（２００）面のピークの半価幅が図１に例示さ
れる通り２θで０．６度以下の高配向Ｘ線回折パターン
を示すようになること。 【０００７】（ｂ）Ｘ線回折パターンの（２００）面に
おけるピークの半価幅が２θで０．６度以下を示す高配
向の（Ａｌ，Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層は、同ピークの半価幅が
０．９度以上の（Ａｌ，Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層に比して高温
特性（高温耐酸化性および高温硬さ）にすぐれているの
で、前記高配向の（Ａｌ，Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層からなる硬
質被覆層を超硬基体表面に物理蒸着してなる被覆超硬工
具は、高い発熱を伴う鋼や軟鋼などの高速切削加工です
ぐれた耐摩耗性を発揮するようになること。以上（ａ）
および（ｂ）に示される研究結果を得たのである。 【０００８】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、（ａ）０．０
５〜０．５μｍの平均層厚を有し、かつ、 組成式：Ｔｉ1-XＡｌX）Ｎ1-YＣYただし、原子比で、Ｘ
は０．０１〜０．１５、Ｙ：０．０１〜０．１５を示
す）を満足し、さらに、Ｃｕ−Ｋα線を用いたＸ線回折
装置による測定で、（２００）面に最高ピークが現わ
れ、かつ前記最高ピークの半価幅が２θで０．６度以下
であるＸ線回折パターンを示す（Ｔｉ，Ａｌ）ＮＣ層か
らなる結晶配向履歴層を介して、（ｂ）２〜１０μｍの
平均層厚を有し、 組成式：（Ａｌ1-(A+B)ＴｉAＳｉB）Ｎ（ただし、原子
比で、Ａは０．３５〜０．５５、Ｂは０．０５〜０．２
０を示す）を満足し、同じくＣｕ−Ｋα線を用いたＸ線
回折装置による測定で、（２００）面に最高ピークが現
われ、かつ前記最高ピークの半価幅が２θで０．６度以
下であるＸ線回折パターンを示す（Ａｌ，Ｔｉ，Ｓｉ）
Ｎ層からなる硬質被覆層を物理蒸着してなる、高速切削
加工で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する被覆超
硬工具に特徴を有するものである。 【０００９】つぎに、この発明の被覆超硬工具におい
て、これを構成する結晶配向履歴層および硬質被覆層の
組成および平均層厚を上記の通りに限定した理由を説明
する。 （ａ）結晶配向履歴層［（Ｔｉ，Ａｌ）ＮＣ層］ （Ｔｉ，Ａｌ）ＮＣ層におけるＡｌ成分には、層の（２
００）面を切刃のすくい面および逃げ面に対して垂直方
向に配向する作用があるが、Ａｌの割合がＴｉとの合量
に占める割合（原子比）で０．０１未満では、（２０
０）面への配向効果が不十分で、（２００）面に現われ
る最高ピークの半価幅を２θで０．６度以下に高配向さ
せることができず、一方その割合が同じく０．１５を越
えても、結晶配向が乱れるようになって、（２００）面
を高配向させることが困難になることから、その割合
（Ｘ値）を０．０１〜０．１５と定めた。また、（Ｔ
ｉ，Ａｌ）ＮＣ層におけるＣ成分には、超硬基体表面お
よび硬質被覆層の両方に対する密着性を向上させる作用
があるが、Ｃ成分の割合がＴｉとの合量に占める割合
（原子比）で０．０１未満では、所望の密着性向上効果
が得られず、一方その割合が同じく０．１５を越える
と、結晶配向が乱れるようになって、（２００）面を高
配向させることが困難になることから、その割合（Ｙ
値）を０．０１〜０．１５と定めた。さらに、その平均
層厚が０．０５μｍ未満では、（Ｔｉ，Ａｌ）ＮＣ層の
本来有する（２００）面の高配向性を硬質被覆層に転化
する結晶配向履歴効果を十分に発揮させることができ
ず、一方この結晶配向履歴効果は０．５μｍまでの平均
層厚で十分であることから、その平均層厚を０．０５〜
０．５μｍと定めた。 【００１０】（ｂ）硬質被覆層［（Ａｌ，Ｔｉ，Ｓｉ）
Ｎ層］ （Ａｌ，Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層のＴｉ成分には、層の強度お
よび靭性を向上させる作用があるが、その割合がＡｌお
よびＳｉとの合量に占める割合（原子比）で０．３５未
満では前記作用に所望の向上効果が得られず、一方その
割合が同じく０．５５を越えると、層自体の耐摩耗性が
低下するようになることから、その割合を０．３５〜
０．５５と定めた。また、（Ａｌ，Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層の
Ｓｉ成分には、層の高温硬さおよび耐熱性を向上させ、
もって層の耐摩耗性向上に寄与する作用があるが、その
割合がＡｌおよびＴｉとの合量に占める割合（原子比）
で０．０５未満では前記作用に所望の向上効果が得られ
ず、一方その割合が同じく０．２０を越えると、強度お
よび靭性が低下し、切刃部に欠けやチッピング（微小欠
け）などが発生するようにななることから、その割合を
０．０５〜０．２０と定めた。さらに、その平均層厚が
２μｍ未満では、所望の耐摩耗性を確保することができ
ず、一方その平均層厚が１０μｍを越えると、切刃にチ
ッピングが発生し易くなることから、その平均層厚を２
〜１０μｍと定めた。また、Ｘ線回折パターンの（２０
０）面に現われる最高ピークの半価幅：２θで０．６度
以下は、試験結果に基づいて経験的に定めたものであ
り、したがって前記半価幅が２θで０．６度以下の場合
に、特に高速切削加工ですぐれた耐摩耗性を発揮し、前
記半価幅が同０．６度を越えて大きくなる、すなわち
（２００）面の配向性が低下するようになると、所望の
耐摩耗性を確保することができなくなる、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工具
を実施例により具体的に説明する。 （実施例１）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、Ｖ
Ｃ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ3 Ｃ2 粉末、Ｔ
ｉＮ粉末、ＴａＮ粉末、およびＣｏ粉末を用意し、これ
ら原料粉末を、表１に示される配合組成に配合し、ボー
ルミルで７２時間湿式混合し、乾燥した後、１００ＭＰ
ａ の圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を６Ｐ
ａの真空中、温度：１４００℃に１時間保持の条件で焼
結し、焼結後、切刃部分にＲ：０．０３のホーニング加
工を施してＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０４０８のチップ
形状をもったＷＣ基超硬合金製の超硬基体Ａ１〜Ａ１０
を形成した。 【００１２】また、原料粉末として、いずれも０．５〜
２μｍの平均粒径を有するＴｉＣＮ（重量比でＴｉＣ／
ＴｉＮ＝５０／５０）粉末、Ｍｏ2 Ｃ粉末、ＺｒＣ粉
末、ＮｂＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、お
よびＮｉ粉末を用意し、これら原料粉末を、表２に示さ
れる配合組成に配合し、ボールミルで２４時間湿式混合
し、乾燥した後、１００ＭＰａの圧力で圧粉体にプレス
成形し、この圧粉体を２ｋＰａの窒素雰囲気中、温度：
１５００℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、切刃
部分にＲ：０．０３のホーニング加工を施してＩＳＯ規
格・ＣＮＭＧ１２０４０８のチップ形状をもったＴｉＣ
Ｎ系サーメット製の超硬基体Ｂ１〜Ｂ６を形成した。 【００１３】ついで、これら超硬基体Ａ１〜Ａ１０およ
びＢ１〜Ｂ６を、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した
状態で、それぞれ図３に例示される通常のアークイオン
プレーティング装置に装入し、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結晶配向履歴層形成
用Ｔｉ−Ａｌ合金および硬質被覆層形成用Ａｌ−Ｔｉ−
Ｓｉ合金を装着し、装置内を排気しながら、ヒーターで
装置内を５００℃に加熱した後、Ａｒガスを装置内に導
入して１．３ＰａのＡｒ雰囲気とし、この状態で超硬基
体に−８００Ｖのバイアス電圧を印加して超硬基体表面
をＡｒガスボンバート洗浄し、ついで装置内に反応ガス
として所定割合に配合した窒素ガスとメタンガスの混合
ガスを導入して３．５Ｐａの反応雰囲気とすると共に、
前記超硬基体に印加するバイアス電圧を−７０Ｖに下げ
て、前記カソード電極（結晶配向履歴層形成用Ｔｉ−Ａ
ｌ合金）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Ａ１〜Ａ１０およびＢ１〜Ｂ６
のそれぞれの表面に、表３，４に示される目標組成およ
び目標層厚の結晶配向履歴層［（Ｔｉ，Ａｌ）ＮＣ層］
を形成し、引き続いて装置内に反応ガスとして窒素ガス
を導入して２．７Ｐａの反応雰囲気とすると共に、前記
超硬基体に印加するバイアス電圧を−５０Ｖに下げて、
前記カソード電極（硬質被覆層形成用Ａｌ−Ｔｉ−Ｓｉ
合金）とアノード電極との間にアーク放電を発生させ、
もって同じく表３，４に示される目標組成および目標層
厚の硬質被覆層［（Ａｌ，Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層］を蒸着す
ることにより、図４（ａ）に概略斜視図で、同（ｂ）に
概略縦断面図で示される形状を有する本発明被覆超硬工
具としての本発明表面被覆超硬合金製スローアウエイチ
ップ（以下、本発明被覆超硬チップと云う）１〜２０を
それぞれ製造した。また、比較の目的で、表５，６に示
される通り上記結晶配向履歴層［（Ｔｉ，Ａｌ）ＮＣ
層］の形成を行なわない以外は同一の条件で従来被覆超
硬工具としての従来表面被覆超硬合金製スローアウエイ
チップ（以下、従来被覆超硬チップと云う）１〜２０を
それぞれ製造した。 【００１４】つぎに、上記本発明被覆超硬チップ１〜２
０および従来被覆超硬チップ１〜２０について、これを
工具鋼製バイトの先端部に固定治具にてネジ止めした状
態で、 被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０の丸棒、 切削速度：３３０ｍ／ｍｉｎ．、 切り込み：１．３ｍｍ、 送り：０．５ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：１５分、 の条件での合金鋼の乾式高速連続旋削加工試験、 被削材：ＪＩＳ・Ｓ４５Ｃの長さ方向等間隔４本縦溝入
り丸棒、 切削速度：３００ｍ／ｍｉｎ．、 切り込み：１．８ｍｍ、 送り：０．５ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：１８分、 の条件での炭素鋼の乾式高速断続旋削加工試験、さら
に、 被削材：ＪＩＳ・ＦＣ３００の長さ方向等間隔４本縦溝
入り丸棒、 切削速度：３８０ｍ／ｍｉｎ．、 切り込み：１．３ｍｍ、 送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．、 切削時間：３０分、 の条件での鋳鉄の乾式高速断続旋削加工試験を行い、い
ずれの旋削加工試験でも切刃の逃げ面摩耗幅を測定し
た。この測定結果を表７に示した。 【００１５】 【表１】【００１６】 【表２】 【００１７】 【表３】 【００１８】 【表４】【００１９】 【表５】 【００２０】 【表６】 【００２１】 【表７】 【００２２】（実施例２）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２．３μ
ｍのＣｒ3Ｃ2粉末、同１．５μｍのＶＣ粉末、同１．０
μｍ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８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、１０
０ＭＰａ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８に示され
る組合せで、切刃部の直径×長さがそれぞれ６ｍｍ×１
３ｍｍ、１０ｍｍ×２２ｍｍ、および２０ｍｍ×４５ｍ
ｍの寸法をもった超硬基体（エンドミル）ａ〜ｈをそれ
ぞれ製造した。 【００２３】ついで、これらの超硬基体（エンドミル）
ａ〜ｈの表面に、ホーニングを施し、アセトン中で超音
波洗浄し、乾燥した状態で、同じく図３に例示される通
常のアークイオンプレーティング装置に装入し、上記実
施例１と同一の条件で、表９に示される目標組成および
目標層厚をもった結晶配向履歴層［（Ｔｉ，Ａｌ）ＮＣ
層］および硬質被覆層［（Ａｌ，Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層］を
蒸着することにより、図５（ａ）に概略正面図で、同
（ｂ）に切刃部の概略横断面図で示される形状を有する
本発明被覆超硬工具としての本発明表面被覆超硬合金製
エンドミル（以下、本発明被覆超硬エンドミルと云う）
１〜８をそれぞれ製造した。また、比較の目的で、表１
０に示される通り上記結晶配向履歴層［（Ｔｉ，Ａｌ）
ＮＣ層］の形成を行なわない以外は同一の条件で従来被
覆超硬工具としての従来表面被覆超硬合金製エンドミル
（以下、従来被覆超硬エンドミルと云う）１〜８をそれ
ぞれ製造した。 【００２４】つぎに、上記本発明被覆超硬エンドミル１
〜８および従来被覆超硬エンドミル１〜８のうち、本発
明被覆超硬エンドミル１〜３および従来被覆超硬エンド
ミル１〜３については、 被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５
０ｍｍのＪＩＳ・ＳＫＤ６１（硬さ：ＨＲＣ４０）の板
材、 切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ．、 溝深さ（切り込み）：１．３ｍｍ、 テーブル送り：０．２ｍｍ／刃、 の条件での工具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４〜６および従
来被覆超硬エンドミル４〜６については、 被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５
０ｍｍのＪＩＳ・ＳＵＳ３０４の板材、 切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ．、 溝深さ（切り込み）：１０ｍｍ、 テーブル送り：５００ｍｍ／分、 の条件でのステンレス鋼の湿式高速溝切削加工試験、本
発明被覆超硬エンドミル７，８および従来被覆超硬エン
ドミル７，８については、 被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５
０ｍｍのＪＩＳ・Ｓ４５Ｃの板材、 切削速度：１２５ｍ／ｍｉｎ．、 溝深さ（切り込み）：１２ｍｍ、 テーブル送り：３００ｍｍ／分、 の条件での炭素鋼の湿式高速溝切削加工試験（いずれの
試験も水溶性切削油使用）、をそれぞれ行い、いずれの
溝切削加工試験でも切刃部先端面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溝長を測定し
た。この測定結果を表９、１０にそれぞれ示した。 【００２５】 【表８】 【００２６】 【表９】【００２７】 【表１０】 【００２８】（実施例３）上記の実施例２で製造した直
径が８ｍｍ（超硬基体ａ〜ｃ形成用）、１３ｍｍ（超硬
基体ｄ〜ｆ形成用）、および２６ｍｍ（超硬基体ｇ、ｈ
形成用）の３種の丸棒焼結体を用い、この３種の丸棒焼
結体から、研削加工にて、溝形成部の直径×長さがそれ
ぞれ４ｍｍ×１３ｍｍ（超硬基体ａ´〜ｃ´）、８ｍｍ
×２２ｍｍ（超硬基体ｄ´〜ｆ´）、および１６ｍｍ×
４５ｍｍ（超硬基体ｇ´、ｈ´）の寸法をもった超硬基
体（ドリル）ａ´〜ｈ´をそれぞれ製造した。 【００２９】ついで、これらの超硬基体（ドリル）ａ´
〜ｈ´の表面に、ホーニングを施し、アセトン中で超音
波洗浄し、乾燥した状態で、同じく図３に例示される通
常のアークイオンプレーティング装置に装入し、上記実
施例１と同一の条件で、表１１に示される目標組成およ
び目標層厚をもった結晶配向履歴層［（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ
Ｃ層］および硬質被覆層［（Ａｌ，Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層］
を蒸着することにより、図６（ａ）に概略正面図で、同
（ｂ）に溝形成部の概略横断面図で示される形状を有す
る本発明被覆超硬工具としての本発明表面被覆超硬合金
製ドリル（以下、従来被覆超硬ドリルと云う）１〜８を
それぞれ製造した。また、比較の目的で、表１２に示さ
れる通り上記結晶配向履歴層［（Ｔｉ，Ａｌ）ＮＣ層］
の形成を行なわない以外は同一の条件で従来被覆超硬工
具としての従来表面被覆超硬合金製ドリル（以下、従来
被覆超硬ドリルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。 【００３０】つぎに、上記本発明被覆超硬ドリル１〜８
および従来被覆超硬ドリル１〜８のうち、本発明被覆超
硬ドリル１〜３および従来被覆超硬ドリル１〜３につい
ては、 被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０、厚さ：５０ｍ
ｍのＪＩＳ・ＳＣＭ４４０の板材、 切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ．、 送り：０．１３ｍｍ／ｒｅｖ、 の条件での合金鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験、本発
明被覆超硬ドリル４〜６および従来被覆超硬ドリル４〜
６については、 被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５
０ｍｍのＪＩＳ・Ｓ５０Ｃの板材、 切削速度：１２０ｍ／ｍｉｎ．、 送り：０．１６ｍｍ／ｒｅｖ、 の条件での炭素鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験、本発
明被覆超硬ドリル７，８および従来被覆超硬ドリル７，
８については、 被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５
０ｍｍのＪＩＳ・ＳＵＳ３１６の板材、 切削速度：８０ｍ／ｍｉｎ．、 送り：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ、 の条件でのステンレス鋼の湿式高速穴あけ切削加工試
験、をそれぞれ行い、いずれの湿式高速穴あけ切削加工
試験（水溶性切削油使用）でも先端切刃面の逃げ面摩耗
幅が０．３ｍｍに至るまでの穴あけ加工数を測定した。
この測定結果を表１１、１２にそれぞれ示した。 【００３１】 【表１１】 【００３２】 【表１２】【００３３】なお、この結果得られた本発明被覆超硬工
具としての本発明被覆超硬チップ１〜２０、本発明被覆
超硬エンドミル１〜８、および本発明被覆超硬ドリル１
〜８の結晶配向履歴層［（Ｔｉ，Ａｌ）ＮＣ層］および
硬質被覆層［（Ａｌ，Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層］、並びに従来
被覆超硬工具としての従来被覆超硬チップ１〜２０、従
来被覆超硬エンドミル１〜８、および従来被覆超硬ドリ
ル１〜８の硬質被覆層［（Ａｌ，Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層］の
組成について、その厚さ方向中央部をオージェ分光分析
装置を用いて測定したところ、それぞれ目標組成と実質
的に同じ組成を示した。また、これらの本発明被覆超硬
工具、並びに従来被覆超硬工具の上記構成層の厚さを、
走査型電子顕微鏡を用いて断面測定したところ、いずれ
も目標層厚と実質的に同じ平均層厚（５点測定の平均
値）を示した。さらに、これらの本発明被覆超硬工具、
並びに従来被覆超硬工具の上記構成層をＣｕ−Ｋα線を
用いたＸ線回折装置にて切刃のすくい面および／または
逃げ面を観察し、この結果得られたＸ線回折パターンか
ら（２００）面に現われたピークの半価幅を測定し（こ
の場合正確な測定が困難な場合には、上記の実施例時に
アークイオンプレーティング装置に同時に装入した測定
ピースのＸ線回折パターンを用いて測定した）、この測
定結果を表３〜６および表９〜１２にそれぞれ示した。 【００３４】 【発明の効果】表３〜１２に示される結果から、結晶配
向履歴層の介在によって硬質被覆層の（２００）面が高
配向し、これによってすぐれた高温特性（高温耐酸化性
および高温硬さ）を具備すようになる本発明被覆超硬工
具は、いずれも鋼や鋳鉄の切削加工を高い発熱を伴う高
速で行っても、すぐれた耐摩耗性を発揮するのに対し
て、硬質被覆層の（２００）面の配向性の低い従来被覆
超硬工具においては、高温を伴う高速切削加工では切刃
の摩耗進行が速く、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工
具は、特に各種の鋼や鋳鉄などの高速切削加工でもすぐ
れた耐摩耗性を発揮し、長期に亘ってすぐれた切削性能
を示すものであるから、切削加工装置の高性能化、並び
に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。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明被覆超硬チップ８の硬質被覆層が示すＸ
線回折パターンである。 【図２】従来被覆超硬チップ８の硬質被覆層が示すＸ線
回折パターンである。 【図３】アークイオンプレーティング装置の概略説明図
である。 【図４】（ａ）は被覆超硬チップの概略斜視図、（ｂ）
は被覆超硬チップの概略縦断面図である。 【図５】（ａ）は被覆超硬エンドミル概略正面図、
（ｂ）は同切刃部の概略横断面図である。 【図６】（ａ）は被覆超硬ドリルの概略正面図、（ｂ）
は同溝形成部の概略横断面図である。
線回折パターンである。 【図２】従来被覆超硬チップ８の硬質被覆層が示すＸ線
回折パターンである。 【図３】アークイオンプレーティング装置の概略説明図
である。 【図４】（ａ）は被覆超硬チップの概略斜視図、（ｂ）
は被覆超硬チップの概略縦断面図である。 【図５】（ａ）は被覆超硬エンドミル概略正面図、
（ｂ）は同切刃部の概略横断面図である。 【図６】（ａ）は被覆超硬ドリルの概略正面図、（ｂ）
は同溝形成部の概略横断面図である。
フロントページの続き
(72)発明者 中村 惠滋
茨城県那珂郡那珂町向山1002−14 三菱マ
テリアル株式会社総合研究所那珂研究セン
ター内
(72)発明者 高岡 秀充
茨城県那珂郡那珂町向山1002−14 三菱マ
テリアル株式会社総合研究所那珂研究セン
ター内
Ｆターム(参考） 3C037 CC02 CC04 CC09 CC11
3C046 FF03 FF05 FF10 FF13 FF16
FF19 FF25
4K029 AA02 AA04 BA54 BA58 BB07
BC02 BD05 CA03 DD06 EA01
FA04
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 【請求項１】 炭化タングステン基超硬合金基体または
炭窒化チタン系サーメット基体の表面に、 （ａ）０．０５〜０．５μｍの平均層厚を有し、 組成式：（Ｔｉ1-XＡｌX）Ｎ1-YＣYただし、原子比で、
Ｘは０．０１〜０．１５、Ｙ：０．０１〜０．１５を示
す）を満足し、 さらに、Ｃｕ−Ｋα線を用いたＸ線回折装置による測定
で、（２００）面に最高ピークが現われ、かつ前記最高
ピークの半価幅が２θで０．６度以下であるＸ線回折パ
ターンを示すＴｉ−Ａｌ複合窒炭化物層からなる結晶配
向履歴層を介して、 （ｂ）２〜１０μｍの平均層厚を有し、 組成式：（Ａｌ1-(A+B)ＴｉAＳｉB）Ｎ（ただし、原子
比で、Ａは０．３５〜０．５５、Ｂは０．０５〜０．２
０を示す）を満足し、 同じくＣｕ−Ｋα線を用いたＸ線回折装置による測定
で、（２００）面に最高ピークが現われ、かつ前記最高
ピークの半価幅が２θで０．６度以下であるＸ線回折パ
ターンを示すＡｌ−Ｔｉ−Ｓｉ複合窒化物層からなる硬
質被覆層を物理蒸着してなる、高速切削加工で硬質被覆
層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切
削工具。
Priority Applications (6)
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|---|---|---|---|
| JP2001349878A JP3931328B2 (ja) | 2001-11-15 | 2001-11-15 | 高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 |
| US10/493,052 US7150925B2 (en) | 2001-10-30 | 2002-10-28 | Surface coated cemented carbide cutting tool having hard coating layer exhibiting excellent wear resistance in high speed machining |
| CNB028215583A CN1280047C (zh) | 2001-10-30 | 2002-10-28 | 表面被覆超硬合金制的切削工具 |
| KR1020047006310A KR100681741B1 (ko) | 2001-10-30 | 2002-10-28 | 고속절삭가공에서 경질피복층이 우수한 내마모성을발휘하는 표면피복 초경합금제 절삭공구 |
| EP02777977A EP1440754A4 (en) | 2001-10-30 | 2002-10-28 | COATED CEMENTITIOUS CARBIDE CUTTING TOOL COMPRISING A HARD COATING LAYER HAVING EXCELLENT WEAR RESISTANCE PROPERTIES IN HIGH SPEED MACHINING |
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Cited By (4)
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| JP2019051581A (ja) * | 2017-09-19 | 2019-04-04 | 株式会社タンガロイ | 被覆ドリル |
-
2001
- 2001-11-15 JP JP2001349878A patent/JP3931328B2/ja not_active Expired - Fee Related
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