JP2005324306A - 潤滑性非晶質炭素系被膜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
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Abstract
【課題】 潤滑性非晶質炭素系被膜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基超硬合金又は炭窒化チタン系サーメットからなる超硬基体の表面に、０．１〜３μｍの平均層厚を有すると共に、組成式：（Ｔｉ１−Ｘ ＡｌＸ ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．４０〜０．６０を示す）、を満足するＴｉとＡｌの複合窒化物層、からなる密着接合層を介して、炭化水素の分解ガスと窒素とＡｒの混合ガスからなる反応雰囲気で磁場中成膜され、オージェ分光分析装置で測定して、Ｗ：５〜２０原子％、Ｔｉ：２．５〜１０原子％、Ａｌ：１．６〜１５原子％、窒素：０．４〜２２．５原子％、を含有し、残りが炭素と不可避不純物からなる組成を有すると共に、炭素系非晶質体の素地に、結晶質のＴｉ−Ａｌ系複合炭窒化物の微粒が分散分布した組織を示し、かつ１〜１３μｍの平均層厚を有する潤滑性非晶質炭素系被膜を蒸着形成してなる。
【選択図】図１
【解決手段】ＷＣ基超硬合金又は炭窒化チタン系サーメットからなる超硬基体の表面に、０．１〜３μｍの平均層厚を有すると共に、組成式：（Ｔｉ１−Ｘ ＡｌＸ ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．４０〜０．６０を示す）、を満足するＴｉとＡｌの複合窒化物層、からなる密着接合層を介して、炭化水素の分解ガスと窒素とＡｒの混合ガスからなる反応雰囲気で磁場中成膜され、オージェ分光分析装置で測定して、Ｗ：５〜２０原子％、Ｔｉ：２．５〜１０原子％、Ａｌ：１．６〜１５原子％、窒素：０．４〜２２．５原子％、を含有し、残りが炭素と不可避不純物からなる組成を有すると共に、炭素系非晶質体の素地に、結晶質のＴｉ−Ａｌ系複合炭窒化物の微粒が分散分布した組織を示し、かつ１〜１３μｍの平均層厚を有する潤滑性非晶質炭素系被膜を蒸着形成してなる。
【選択図】図１
Description
この発明は、各種の鋼や鋳鉄などの鉄鋼材料、さらにＡｌ合金やＣｕ合金などの非鉄材料の切削加工を、特に高速で行なった場合にも、潤滑性非晶質炭素系被膜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（以下、被覆超硬工具という）に関するものである。
一般に、被覆超硬工具として、各種の鋼や鋳鉄などの鉄鋼材料、さらにＡｌ合金やＣｕ合金などの非鉄材料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、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。
また、上記の被覆超硬工具として、
（ａ）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）系サーメットからなる超硬基体の表面に、
（ｂ）スパッタリング装置にて、カソード電極（蒸発源）としてＴｉターゲットを用い、窒素とＡｒの混合ガスからなる反応雰囲気で形成された、窒化チタン（以下、ＴｉＮで示す）層からなり、かつ０．１〜３μｍの平均層厚を有する密着接合層を介して、
（ｃ）スパッタリング装置にて、カソード電極（蒸発源）として、ＷＣターゲットを用い、炭化水素の分解ガスとＡｒの混合ガスからなる反応雰囲気で形成され、オージェ分光分析装置で測定して、
Ｗ：５〜２０原子％、
を含有し、残りが炭素と不可避不純物からなる組成を有し、かつ１〜１３μｍの平均層厚を有する潤滑性非晶質炭素系被膜を蒸着形成してなる、被覆超硬工具が知られている。
（ａ）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）系サーメットからなる超硬基体の表面に、
（ｂ）スパッタリング装置にて、カソード電極（蒸発源）としてＴｉターゲットを用い、窒素とＡｒの混合ガスからなる反応雰囲気で形成された、窒化チタン（以下、ＴｉＮで示す）層からなり、かつ０．１〜３μｍの平均層厚を有する密着接合層を介して、
（ｃ）スパッタリング装置にて、カソード電極（蒸発源）として、ＷＣターゲットを用い、炭化水素の分解ガスとＡｒの混合ガスからなる反応雰囲気で形成され、オージェ分光分析装置で測定して、
Ｗ：５〜２０原子％、
を含有し、残りが炭素と不可避不純物からなる組成を有し、かつ１〜１３μｍの平均層厚を有する潤滑性非晶質炭素系被膜を蒸着形成してなる、被覆超硬工具が知られている。
さらに、上記の従来被覆超硬工具が、例えば図３（ａ）に概略平面図で、同（ｂ）に概略正面図で示される通り、カソード電極（蒸発源）がＴｉターゲットのスパッタリング装置と、カソード電極（蒸発源）がＷＣターゲットのスパッタリング装置を備えた蒸着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３００℃の温度に加熱した状態で、装置内に反応ガスとして窒素とＡｒを、例えば窒素流量：２００ｓｃｃｍ、Ａｒ流量：３００ｓｃｃｍの割合で導入して、例えば１Ｐａの窒素とＡｒの混合ガスからなる反応雰囲気とし、Ｔｉターゲットのカソード電極（蒸発源）には出力：１２ｋＷ（周波数：４０ｋＨｚ）のスパッタ電力を印加し、一方上記超硬基体には、例えば−１００Ｖのバイアス電圧を印加した条件でグロー放電を発生させ、前記超硬基体の表面に、所定層厚のＴｉＮ層からなる密着接合層を形成し、ついで例えば装置内の加熱温度を２００℃とした状態で、Ｃ２Ｈ２などの炭化水素とＡｒを、Ｃ２Ｈ２流量：４０〜８０ｓｃｃｍ、Ａｒ流量：２５０ｓｃｃｍの割合で導入して、前記窒素とＡｒの混合ガスからなる反応雰囲気を、例えば１Ｐａの炭化水素の分解ガスとＡｒの混合ガスからなる反応雰囲気に変え、例えば上記超硬基体に印加するバイアス電圧を−２０Ｖとし、ＷＣターゲットのカソード電極（蒸発源）には出力：４〜６ｋＷ（周波数：４０ｋＨｚ）のスパッタ電力を印加した条件で、上記密着接合層の上に、所定層厚の潤滑性非晶質炭素系被膜を蒸着形成することにより製造されることも知られている。
特開平０７−１６４２１１号公報
特表２００２−５１３０８７号公報
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も強く、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、特に切削加工を高い発熱を伴なう高速で行なった場合には、潤滑性非晶質炭素系被膜の摩耗進行が著しく速く、比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
そこで、本発明者等は、上述のような観点から、特に高速切削加工で潤滑性非晶質炭素系被膜が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、研究を行った結果、
（ａ）図２（ａ）および（ｂ）にそれぞれ概略平面図および概略正面図で示される蒸着装置、すなわち上記の図３に示される従来潤滑性非晶質炭素系被膜形成用蒸着装置におけるスパッタリング装置のそれぞれに、電磁コイルを設けてマグネトロンスパッタリング装置とすると共に、一方のカソード電極（蒸発源）であるＴｉターゲットを所定の組成をもったＴｉ−Ａｌ合金ターゲットとした蒸着装置を用い、前記電磁コイルにより磁場を形成して、超硬基体の装着部における磁束密度を１００〜３００Ｇ（ガウス）とし、前記装置内の加熱温度を３００〜５００℃とした状態で、装置内に反応ガスとして窒素とＡｒを、例えば窒素流量：２００ｓｃｃｍ、Ａｒ流量：３００ｓｃｃｍの割合で導入して、例えば１Ｐａの窒素とＡｒの混合ガスからなる反応雰囲気とし、前記Ｔｉ−Ａｌ合金ターゲットのカソード電極（蒸発源）には、例えば出力：１２ｋＷ（周波数：４０ｋＨｚ）のスパッタ電力を印加し、一方上記超硬基体には、例えば−１００Ｖのバイアス電圧を印加した条件でグロー放電を発生させることにより、前記超硬基体の表面に、
組成式：（Ｔｉ１−Ｘ ＡｌＸ ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．４０〜０．６０を示す）、
を満足するＴｉとＡｌの複合窒化物［以下、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎで示す］層、
を形成すると、この結果の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層は、超硬基体表面に対して強固に密着接合し、さらに前記超硬基体に対する密着接合性は磁場中成膜によって一層向上したものになるばかりでなく、Ａｌの含有によって高温硬さおよび耐熱性が向上し、Ｔｉによる高温強度向上効果と相俟って、高熱発生を伴なう高速切削加工でも、チッピングの発生なく、すぐれた耐摩耗性を発揮するようになること。
（ａ）図２（ａ）および（ｂ）にそれぞれ概略平面図および概略正面図で示される蒸着装置、すなわち上記の図３に示される従来潤滑性非晶質炭素系被膜形成用蒸着装置におけるスパッタリング装置のそれぞれに、電磁コイルを設けてマグネトロンスパッタリング装置とすると共に、一方のカソード電極（蒸発源）であるＴｉターゲットを所定の組成をもったＴｉ−Ａｌ合金ターゲットとした蒸着装置を用い、前記電磁コイルにより磁場を形成して、超硬基体の装着部における磁束密度を１００〜３００Ｇ（ガウス）とし、前記装置内の加熱温度を３００〜５００℃とした状態で、装置内に反応ガスとして窒素とＡｒを、例えば窒素流量：２００ｓｃｃｍ、Ａｒ流量：３００ｓｃｃｍの割合で導入して、例えば１Ｐａの窒素とＡｒの混合ガスからなる反応雰囲気とし、前記Ｔｉ−Ａｌ合金ターゲットのカソード電極（蒸発源）には、例えば出力：１２ｋＷ（周波数：４０ｋＨｚ）のスパッタ電力を印加し、一方上記超硬基体には、例えば−１００Ｖのバイアス電圧を印加した条件でグロー放電を発生させることにより、前記超硬基体の表面に、
組成式：（Ｔｉ１−Ｘ ＡｌＸ ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．４０〜０．６０を示す）、
を満足するＴｉとＡｌの複合窒化物［以下、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎで示す］層、
を形成すると、この結果の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層は、超硬基体表面に対して強固に密着接合し、さらに前記超硬基体に対する密着接合性は磁場中成膜によって一層向上したものになるばかりでなく、Ａｌの含有によって高温硬さおよび耐熱性が向上し、Ｔｉによる高温強度向上効果と相俟って、高熱発生を伴なう高速切削加工でも、チッピングの発生なく、すぐれた耐摩耗性を発揮するようになること。
（ｂ）ついで、装置内に反応ガスとして、例えばＣ２Ｈ２などの炭化水素と窒素とＡｒを、望ましくはＣ２Ｈ２流量：２５〜１００ｓｃｃｍ、窒素流量：２００〜３００ｓｃｃｍ、Ａｒ流量：２００ｓｃｃｍの割合で導入して、反応雰囲気を、例えば１ＰａのＣ２Ｈ２の分解ガスと窒素とＡｒの混合ガスとすると共に、前記両マグネトロンスパッタリング装置のうちのＷＣターゲットのカソード電極（蒸発源）には、例えば出力：１〜３ｋＷ（周波数：４０ｋＨｚ）のスパッタ電力、前記Ｔｉ−Ａｌ合金ターゲットには、例えば出力：３〜８ｋＷ（周波数：４０ｋＨｚ）のスパッタ電力を同時に印加した条件で潤滑性非晶質炭素系被膜の形成を行うと、この結果形成された潤滑性非晶質炭素系被膜は、上記の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層に対して強固に密着接合すると共に、これの透過型電子顕微鏡による組織観察結果が図１に模式図で示される通り炭素系非晶質体の素地に、高温硬さおよび耐熱性のすぐれた結晶質Ｔｉ−Ａｌ系複合炭窒化物微粒［以下、「結晶質Ｔｉ−Ａｌ系（Ｃ，Ｎ）微粒」で示す］が分散分布した組織をもつようになること。
（ｃ）上記（ｂ）の潤滑性非晶質炭素系被膜を形成するに際して、蒸着装置内に導入される反応ガスとしての炭化水素と窒素とＡｒのそれぞれの流量と、マグネトロンスパッタリング装置のＷＣターゲットとＴｉ−Ａｌ合金ターゲットに印加されるスパッタ電力、さらに前記Ｔｉ−Ａｌ合金ターゲットの組成を調整して、前記潤滑性非晶質炭素系被膜が、オージェ分光分析装置で測定して、
Ｗ：５〜２０原子％、
Ｔｉ：２．５〜１０原子％、
Ａｌ：１．６〜１５原子％、
窒素：０．４〜２２．５原子％、
を含有し、残りが炭素と不可避不純物からなる組成を有するようにすると、この結果形成された潤滑性非晶質炭素系被膜は、結晶質Ｔｉ−Ａｌ系（Ｃ，Ｎ）微粒の分散分布効果、および前記電磁コイルによる磁場成膜に際しての細粒化効果で、硬さが著しく向上するようになり、したがって、この潤滑性非晶質炭素系被膜を形成してなる被覆超硬工具は、Ｗ成分による強度向上効果と相俟って、高速切削加工でも切刃部にチッピング（微少欠け）の発生なく、一段とすぐれた耐摩耗性を長期に亘って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得たのである。
Ｗ：５〜２０原子％、
Ｔｉ：２．５〜１０原子％、
Ａｌ：１．６〜１５原子％、
窒素：０．４〜２２．５原子％、
を含有し、残りが炭素と不可避不純物からなる組成を有するようにすると、この結果形成された潤滑性非晶質炭素系被膜は、結晶質Ｔｉ−Ａｌ系（Ｃ，Ｎ）微粒の分散分布効果、および前記電磁コイルによる磁場成膜に際しての細粒化効果で、硬さが著しく向上するようになり、したがって、この潤滑性非晶質炭素系被膜を形成してなる被覆超硬工具は、Ｗ成分による強度向上効果と相俟って、高速切削加工でも切刃部にチッピング（微少欠け）の発生なく、一段とすぐれた耐摩耗性を長期に亘って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得たのである。
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、
（ａ）ＷＣ基超硬合金またはＴｉＣＮ系サーメットからなる超硬基体の表面に、
（ｂ）マグネトロンスパッタリング装置にて、カソード電極（蒸発源）としてＴｉターゲットを用い、窒素とＡｒの混合ガスからなる反応雰囲気で磁場中成膜され、０．１〜３μｍの平均層厚を有すると共に、
組成式：（Ｔｉ１−Ｘ ＡｌＸ ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．４０〜０．６０を示す）、
を満足する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層からなる密着接合層を介して、
（ｃ）同じくマグネトロンスパッタリング装置にて、カソード電極（蒸発源）として、ＷＣターゲットとＴｉ−Ａｌ合金ターゲットを用い、炭化水素の分解ガスと窒素とＡｒの混合ガスからなる反応雰囲気で磁場中成膜され、オージェ分光分析装置で測定して、
Ｗ：５〜２０原子％、
Ｔｉ：２．５〜１０原子％、
Ａｌ：１．６〜１５原子％、
窒素：０．４〜２２．５原子％、
を含有し、残りが炭素と不可避不純物からなる組成を有すると共に、透過型電子顕微鏡による観察で、炭素系非晶質体の素地に、結晶質Ｔｉ−Ａｌ系（Ｃ，Ｎ）微粒が分散分布した組織を示し、かつ１〜１３μｍの平均層厚を有する潤滑性非晶質炭素系被膜を蒸着形成してなる、特に高速切削加工で潤滑性非晶質炭素系被膜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。
（ａ）ＷＣ基超硬合金またはＴｉＣＮ系サーメットからなる超硬基体の表面に、
（ｂ）マグネトロンスパッタリング装置にて、カソード電極（蒸発源）としてＴｉターゲットを用い、窒素とＡｒの混合ガスからなる反応雰囲気で磁場中成膜され、０．１〜３μｍの平均層厚を有すると共に、
組成式：（Ｔｉ１−Ｘ ＡｌＸ ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．４０〜０．６０を示す）、
を満足する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層からなる密着接合層を介して、
（ｃ）同じくマグネトロンスパッタリング装置にて、カソード電極（蒸発源）として、ＷＣターゲットとＴｉ−Ａｌ合金ターゲットを用い、炭化水素の分解ガスと窒素とＡｒの混合ガスからなる反応雰囲気で磁場中成膜され、オージェ分光分析装置で測定して、
Ｗ：５〜２０原子％、
Ｔｉ：２．５〜１０原子％、
Ａｌ：１．６〜１５原子％、
窒素：０．４〜２２．５原子％、
を含有し、残りが炭素と不可避不純物からなる組成を有すると共に、透過型電子顕微鏡による観察で、炭素系非晶質体の素地に、結晶質Ｔｉ−Ａｌ系（Ｃ，Ｎ）微粒が分散分布した組織を示し、かつ１〜１３μｍの平均層厚を有する潤滑性非晶質炭素系被膜を蒸着形成してなる、特に高速切削加工で潤滑性非晶質炭素系被膜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。
つぎに、この発明の被覆超硬工具において、これを構成する密着接合層および潤滑性非晶質炭素系被膜を上記の通りに限定した理由を説明する。
（ａ）密着接合層の組成および平均層厚
（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層からなる密着接合層は、上記の通り構成成分であるＴｉによってすぐれた高温強度、同Ａｌ成分によってすぐれた高温硬さおよび耐熱性を具備するようになるが、Ａｌの含有割合を示すＸ値がＴｉとの合量に占める割合（原子比）で０．４０未満では、高い発熱を伴なう高速切削での耐摩耗性向上効果は得られず、一方前記Ｘ値が０．６０を越えると、高温強度が急激に低下し、チッピング発生の原因となることから、Ｘ値を０．４０〜０．６０と定めた。
また、上記の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層は、超硬基体および潤滑性非晶質炭素系被膜の両者と強固に密着接合し、前記超硬基体に対する密着接合性は磁場中成膜によって一層向上したものになるが、その平均層厚が０．１μｍ未満では、所望のすぐれた密着接合性を確保することができず、一方その平均層厚が３μｍを越えると、特に高速切削でチッピング発生の原因となることから、その平均層厚が０．１〜３μｍと定めた。
（ａ）密着接合層の組成および平均層厚
（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層からなる密着接合層は、上記の通り構成成分であるＴｉによってすぐれた高温強度、同Ａｌ成分によってすぐれた高温硬さおよび耐熱性を具備するようになるが、Ａｌの含有割合を示すＸ値がＴｉとの合量に占める割合（原子比）で０．４０未満では、高い発熱を伴なう高速切削での耐摩耗性向上効果は得られず、一方前記Ｘ値が０．６０を越えると、高温強度が急激に低下し、チッピング発生の原因となることから、Ｘ値を０．４０〜０．６０と定めた。
また、上記の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層は、超硬基体および潤滑性非晶質炭素系被膜の両者と強固に密着接合し、前記超硬基体に対する密着接合性は磁場中成膜によって一層向上したものになるが、その平均層厚が０．１μｍ未満では、所望のすぐれた密着接合性を確保することができず、一方その平均層厚が３μｍを越えると、特に高速切削でチッピング発生の原因となることから、その平均層厚が０．１〜３μｍと定めた。
（ｂ）潤滑性非晶質炭素系被膜のＷ含有量
Ｗ成分は、上記の潤滑性非晶質炭素系被膜の素地を形成して、被膜の強度を向上させる作用があるが、その含有量が５原子％未満では所望の高強度を確保することができず、一方その含有量が２０原子％を越えると潤滑性が急激に低下するようになることから、その含有量を５〜２０原子％と定めた。
Ｗ成分は、上記の潤滑性非晶質炭素系被膜の素地を形成して、被膜の強度を向上させる作用があるが、その含有量が５原子％未満では所望の高強度を確保することができず、一方その含有量が２０原子％を越えると潤滑性が急激に低下するようになることから、その含有量を５〜２０原子％と定めた。
（ｃ）潤滑性非晶質炭素系被膜のＴｉ、Ａｌ、および窒素含有量
ＴｉおよびＡｌ成分と窒素（Ｎ）成分、さらに炭素（Ｃ）成分は磁場成膜下で結合して、被膜中に結晶質Ｔｉ−Ａｌ系（Ｃ，Ｎ）微粒として存在し、前記結晶質Ｔｉ−Ａｌ系（Ｃ，Ｎ）微粒は、構成成分であるＴｉおよびＮ成分によってすぐれた高温強度、さらにＡｌおよびＣ成分によってすぐれた高温硬さと耐熱性を具備するようになるので、これが素地に分散分布した被膜は耐摩耗性が著しく向上したものになるが、その含有量がＴｉ成分については２．５原子％未満、Ａｌ成分については１．６原子％未満、Ｎ成分については０．４原子％未満になると、被膜中にＴｉ−Ａｌ系（Ｃ，Ｎ）微粒として存在する割合が少なくなり過ぎて、所望の耐摩耗性を確保することができず、一方その含有量がＴｉ成分については１０原子％、Ａｌ成分については１５原子％、Ｎ成分については２２．５原子％を越えると高温強度が低下したり、あるいは高温硬さや耐熱性がが急激に低下するようになることから、その含有量をそれぞれＴｉ：２．５〜１０原子％、Ａｌ：１．６〜１５原子％、窒素：０．４〜２２．５原子％と定めた。
ＴｉおよびＡｌ成分と窒素（Ｎ）成分、さらに炭素（Ｃ）成分は磁場成膜下で結合して、被膜中に結晶質Ｔｉ−Ａｌ系（Ｃ，Ｎ）微粒として存在し、前記結晶質Ｔｉ−Ａｌ系（Ｃ，Ｎ）微粒は、構成成分であるＴｉおよびＮ成分によってすぐれた高温強度、さらにＡｌおよびＣ成分によってすぐれた高温硬さと耐熱性を具備するようになるので、これが素地に分散分布した被膜は耐摩耗性が著しく向上したものになるが、その含有量がＴｉ成分については２．５原子％未満、Ａｌ成分については１．６原子％未満、Ｎ成分については０．４原子％未満になると、被膜中にＴｉ−Ａｌ系（Ｃ，Ｎ）微粒として存在する割合が少なくなり過ぎて、所望の耐摩耗性を確保することができず、一方その含有量がＴｉ成分については１０原子％、Ａｌ成分については１５原子％、Ｎ成分については２２．５原子％を越えると高温強度が低下したり、あるいは高温硬さや耐熱性がが急激に低下するようになることから、その含有量をそれぞれＴｉ：２．５〜１０原子％、Ａｌ：１．６〜１５原子％、窒素：０．４〜２２．５原子％と定めた。
（ｄ）潤滑性非晶質炭素系被膜の平均層厚
その平均層厚が１μｍ未満では、所望の潤滑性および耐摩耗性効果を確保することができず、一方その平均層厚が１３μｍ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、その平均層厚を１〜１３μｍと定めた。
その平均層厚が１μｍ未満では、所望の潤滑性および耐摩耗性効果を確保することができず、一方その平均層厚が１３μｍ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、その平均層厚を１〜１３μｍと定めた。
この発明の被覆超硬工具は、これを構成する潤滑性非晶質炭素系被膜の耐摩耗性が、これの炭素系非晶質体の素地に、磁場成膜により超微細となった状態で分散分布する結晶質Ｔｉ−Ａｌ系（Ｃ，Ｎ）微粒によって著しく向上したものになり、前記炭素系非晶質体の素地がＷ成分の作用で高強度を具備するようになることと相俟って、各種の鋼や鋳鉄などの鉄鋼材料、さらにＡｌ合金やＣｕ合金などの高速切削で、チッピングの発生なく、すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮するものである。
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。
原料粉末として、いずれも０．７〜３μｍの平均粒径を有するＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＶＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ3 Ｃ2 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８０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６Ｐａの真空中、温度：１４００℃に１時間保持の条件で焼結して、いずれもＷＣ基超硬合金からなる炭素鋼切削用超硬基体素材とＡｌ合金およびＣｕ合金切削用超硬基体素材を製造し、前記炭素鋼切削用超硬基体素材には切刃部分にＲ：０．０３のホーニング加工を施してＩＳＯ規格・ＴＮＭＧ１６０４０８のチップ形状をもった超硬基体Ａ−１〜Ａ−１０とし、また前記Ａｌ合金およびＣｕ合金切削用超硬基体素材には研磨加工を施してＩＳＯ規格・ＴＥＧＸ１６０３０４Ｒのチップ形状をもった超硬基体Ａ−１′〜Ａ−１０′とした。
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（質量比で、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８０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：１５１０℃に１時間保持の条件で焼結して、いずれもＴｉＣＮ系サーメットからなる炭素鋼切削用超硬基体素材とＡｌ合金およびＣｕ合金切削用超硬基体素材を製造し、前記炭素鋼切削用超硬基体素材には切刃部分にＲ：０．０３のホーニング加工を施してＩＳＯ規格・ＴＮＭＧ１６０４０８のチップ形状をもった超硬基体Ｂ−１〜Ｂ−６とし、また前記Ａｌ合金およびＣｕ合金切削用超硬基体素材には研磨加工を施してＩＳＯ規格・ＴＥＧＸ１６０３０４Ｒのチップ形状をもった超硬基体Ｂ−１′〜Ｂ−６′とした。
ついで、上記の超硬基体Ａ−１，１′〜Ａ−１０，１０′およびＢ−１，１′〜Ｂ−６，６′のそれぞれを、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、図２に示される蒸着装置内の回転テーブル上に、これの中心軸から半径方向に所定距離離れた位置に複数の超硬基体をリング状に装着し、一方側のマグネトロンスパッタリング装置のカソード電極（蒸発源）として、所定の組成をもったＴｉ−Ａｌ合金ターゲット、他方側のマグネトロンスパッタリング装置のカソード電極（蒸発源）として、純度：９９．６質量％のＷＣターゲットを前記回転テーブルを挟んで対向配置し、
（ａ）まず、装置内を真空排気して０．０１Ｐａの真空に保持しながら、ヒーターで装置内を２００℃に加熱した後、Ａｒガスを装置内に導入して０．５Ｐａの圧力のＡｒ雰囲気とし、この状態で前記回転テーブル上で自転しながら回転する前記超硬基体に−８１０Ｖのバイアス電圧を印加して前記超硬基体表面を２０分間Ａｒガスボンバード洗浄し、
（ｂ）ついで、前記蒸着装置の対向配置の両マグネトロンスパッタリング装置の電磁コイルに、いずれも電圧：５０Ｖ、電流：１０Ａの条件で印加して、前記超硬基体の装着部における磁束密度を１４０Ｇ（ガウス）とした磁場を形成すると共に、前記蒸着装置内の加熱温度を４００℃とした状態で、反応ガスとして窒素とＡｒを、窒素流量：３００ｓｃｃｍ、Ａｒ流量：２００ｓｃｃｍの割合で導入して、１Ｐａの窒素とＡｒの混合ガスからなる反応雰囲気とし、Ｔｉ−Ａｌ合金ターゲットのカソード電極（蒸発源）には出力：１２ｋＷ（周波数：４０ｋＨｚ）のスパッタ電力を印加し、一方上記超硬基体には、−７０Ｖのバイアス電圧を印加した条件でグロー放電を発生させることにより、前記超硬基体の表面に表３，４に示される目標組成および目標層厚の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層からなる密着接合層を形成し、
（ｃ）さらに、前記電磁コイルに印加する条件を、電圧：５０〜１００Ｖ、電流：１０〜２０Ａの範囲内の所定の値として、上記超硬基体の装着部における磁束密度を１００〜３００Ｇ（ガウス）の範囲内の所定の値とし、前記蒸着装置内の加熱温度は４００℃、上記超硬基体のバイアス電圧は−７０Ｖとしたままで、前記蒸着装置内に反応ガスとして、Ｃ２Ｈ２（炭化水素）と窒素とＡｒを、Ｃ２Ｈ２流量：２５〜１００ｓｃｃｍ、窒素流量：２００〜３００ｓｃｃｍ、Ａｒ流量：１５０〜２５０ｓｃｃｍの範囲内の所定の流量で導入して、反応雰囲気を、１ＰａのＣ２Ｈ２の分解ガスと窒素とＡｒの混合ガスとすると共に、前記両マグネトロンスパッタリング装置のＷＣターゲットのカソード電極（蒸発源）には、例えば出力：１〜３ｋＷ（周波数：４０ｋＨｚ）の範囲内の所定のスパッタ電力、同Ｔｉ−Ａｌ合金ターゲットには、出力：３〜８ｋＷ（周波数：４０ｋＨｚ）の範囲内の所定のスパッタ電力を同時に印加した条件で、同じく表３，４に示される目標組成および目標層厚の潤滑性非晶質炭素系被膜を蒸着形成することにより、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）１，１′〜１６，１６′をそれぞれ製造した。
（ａ）まず、装置内を真空排気して０．０１Ｐａの真空に保持しながら、ヒーターで装置内を２００℃に加熱した後、Ａｒガスを装置内に導入して０．５Ｐａの圧力のＡｒ雰囲気とし、この状態で前記回転テーブル上で自転しながら回転する前記超硬基体に−８１０Ｖのバイアス電圧を印加して前記超硬基体表面を２０分間Ａｒガスボンバード洗浄し、
（ｂ）ついで、前記蒸着装置の対向配置の両マグネトロンスパッタリング装置の電磁コイルに、いずれも電圧：５０Ｖ、電流：１０Ａの条件で印加して、前記超硬基体の装着部における磁束密度を１４０Ｇ（ガウス）とした磁場を形成すると共に、前記蒸着装置内の加熱温度を４００℃とした状態で、反応ガスとして窒素とＡｒを、窒素流量：３００ｓｃｃｍ、Ａｒ流量：２００ｓｃｃｍの割合で導入して、１Ｐａの窒素とＡｒの混合ガスからなる反応雰囲気とし、Ｔｉ−Ａｌ合金ターゲットのカソード電極（蒸発源）には出力：１２ｋＷ（周波数：４０ｋＨｚ）のスパッタ電力を印加し、一方上記超硬基体には、−７０Ｖのバイアス電圧を印加した条件でグロー放電を発生させることにより、前記超硬基体の表面に表３，４に示される目標組成および目標層厚の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層からなる密着接合層を形成し、
（ｃ）さらに、前記電磁コイルに印加する条件を、電圧：５０〜１００Ｖ、電流：１０〜２０Ａの範囲内の所定の値として、上記超硬基体の装着部における磁束密度を１００〜３００Ｇ（ガウス）の範囲内の所定の値とし、前記蒸着装置内の加熱温度は４００℃、上記超硬基体のバイアス電圧は−７０Ｖとしたままで、前記蒸着装置内に反応ガスとして、Ｃ２Ｈ２（炭化水素）と窒素とＡｒを、Ｃ２Ｈ２流量：２５〜１００ｓｃｃｍ、窒素流量：２００〜３００ｓｃｃｍ、Ａｒ流量：１５０〜２５０ｓｃｃｍの範囲内の所定の流量で導入して、反応雰囲気を、１ＰａのＣ２Ｈ２の分解ガスと窒素とＡｒの混合ガスとすると共に、前記両マグネトロンスパッタリング装置のＷＣターゲットのカソード電極（蒸発源）には、例えば出力：１〜３ｋＷ（周波数：４０ｋＨｚ）の範囲内の所定のスパッタ電力、同Ｔｉ−Ａｌ合金ターゲットには、出力：３〜８ｋＷ（周波数：４０ｋＨｚ）の範囲内の所定のスパッタ電力を同時に印加した条件で、同じく表３，４に示される目標組成および目標層厚の潤滑性非晶質炭素系被膜を蒸着形成することにより、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）１，１′〜１６，１６′をそれぞれ製造した。
また、比較の目的で、上記超硬基体Ａ−１，１′〜Ａ−１０，１０′およびＢ−１，１′〜Ｂ−６，６′のそれぞれの表面を、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、図３に示されるカソード電極（蒸発源）がＴｉターゲットのスパッタリング装置と、カソード電極（蒸発源）がＷＣターゲットのスパッタリング装置を対向配置した蒸着装置の回転テーブル上に、これの中心軸から半径方向に所定距離離れた位置に複数の超硬基体をリング状に装着し、
（ａ）まず、装置内を真空排気して０．０１Ｐａの真空に保持しながら、ヒーターで装置内を２００℃に加熱した後、Ａｒガスを装置内に導入して０．５Ｐａの圧力のＡｒ雰囲気とし、この状態で前記回転テーブル上で自転しながら回転する前記超硬基体に−８００Ｖのバイアス電圧を印加して前記超硬基体表面を２０分間Ａｒガスボンバード洗浄し、
（ｂ）ついで、前記蒸着装置内の加熱温度を３００℃とした状態で、装置内に反応ガスとして窒素とＡｒを、窒素流量：２００ｓｃｃｍ、Ａｒ流量：３００ｓｃｃｍの割合で導入して、１Ｐａの窒素とＡｒの混合ガスからなる反応雰囲気とし、Ｔｉターゲットのカソード電極（蒸発源）には出力：１２ｋＷ（周波数：４０ｋＨｚ）のスパッタ電力を印加し、一方上記超硬基体には、−１００Ｖのバイアス電圧を印加した条件でグロー放電を発生させることにより、前記超硬基体の表面に表５，６に示される目標層厚のＴｉＮ層からなる密着接合層を形成し、
（ｃ）ついで、上記蒸着装置内の加熱温度を２００℃とした状態で、Ｃ２Ｈ２とＡｒを、Ｃ２Ｈ２流量：４０〜８０ｓｃｃｍ、Ａｒ流量：２５０ｓｃｃｍの範囲内の所定の流量で導入して、１ＰａのＣ２Ｈ２の分解ガスとＡｒの混合ガスからなる反応雰囲気とすると共に、上記超硬基体に印加するバイアス電圧を−２０Ｖとし、ＷＣターゲットのカソード電極（蒸発源）には出力：４〜６ｋＷ（周波数：４０ｋＨｚ）の範囲内の所定のスパッタ電力を印加した条件で、上記密着接合層の上に、同じく表５に示される目標組成および目標層厚の潤滑性非晶質炭素系被膜を蒸着形成することにより、従来被覆超硬工具に相当する比較表面被覆超硬合金製スローアウエイチップ（以下、比較被覆超硬チップと云う）１，１′〜１６，１６′をそれぞれ製造した。
（ａ）まず、装置内を真空排気して０．０１Ｐａの真空に保持しながら、ヒーターで装置内を２００℃に加熱した後、Ａｒガスを装置内に導入して０．５Ｐａの圧力のＡｒ雰囲気とし、この状態で前記回転テーブル上で自転しながら回転する前記超硬基体に−８００Ｖのバイアス電圧を印加して前記超硬基体表面を２０分間Ａｒガスボンバード洗浄し、
（ｂ）ついで、前記蒸着装置内の加熱温度を３００℃とした状態で、装置内に反応ガスとして窒素とＡｒを、窒素流量：２００ｓｃｃｍ、Ａｒ流量：３００ｓｃｃｍの割合で導入して、１Ｐａの窒素とＡｒの混合ガスからなる反応雰囲気とし、Ｔｉターゲットのカソード電極（蒸発源）には出力：１２ｋＷ（周波数：４０ｋＨｚ）のスパッタ電力を印加し、一方上記超硬基体には、−１００Ｖのバイアス電圧を印加した条件でグロー放電を発生させることにより、前記超硬基体の表面に表５，６に示される目標層厚のＴｉＮ層からなる密着接合層を形成し、
（ｃ）ついで、上記蒸着装置内の加熱温度を２００℃とした状態で、Ｃ２Ｈ２とＡｒを、Ｃ２Ｈ２流量：４０〜８０ｓｃｃｍ、Ａｒ流量：２５０ｓｃｃｍの範囲内の所定の流量で導入して、１ＰａのＣ２Ｈ２の分解ガスとＡｒの混合ガスからなる反応雰囲気とすると共に、上記超硬基体に印加するバイアス電圧を−２０Ｖとし、ＷＣターゲットのカソード電極（蒸発源）には出力：４〜６ｋＷ（周波数：４０ｋＨｚ）の範囲内の所定のスパッタ電力を印加した条件で、上記密着接合層の上に、同じく表５に示される目標組成および目標層厚の潤滑性非晶質炭素系被膜を蒸着形成することにより、従来被覆超硬工具に相当する比較表面被覆超硬合金製スローアウエイチップ（以下、比較被覆超硬チップと云う）１，１′〜１６，１６′をそれぞれ製造した。
つぎに、上記本発明被覆超硬チップ１，１′〜１６，１６′および比較被覆超硬チップ１，１′〜１６，１６′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・Ｓ１０Ｃの丸棒、
切削速度：３６０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１．２ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：５分、
の条件（切削条件Ａという）での炭素鋼の乾式高速切削加工試験（通常の切削速度は１２０ｍ／ｍｉｎ．）、
被削材：ＪＩＳ・Ａ５０５２の丸棒、
切削速度：１０５０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１．２ｍｍ、
送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：２０分、
の条件（切削条件Ｂという）でのＡｌ合金の乾式高速切削加工試験（通常の切削速度は４００ｍ／ｍｉｎ．）、さらに、
被削材：ＪＩＳ・Ｃ３７１０の丸棒、
切削速度：４５０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１．４ｍｍ、
送り：０．２７ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：２０分、
の条件（切削条件Ｃという）でのＣｕ合金の乾式高速切削加工試験（通常の切削速度は２００ｍ／ｍｉｎ．）を行なった。いずれの切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６に示した。
被削材：ＪＩＳ・Ｓ１０Ｃの丸棒、
切削速度：３６０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１．２ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：５分、
の条件（切削条件Ａという）での炭素鋼の乾式高速切削加工試験（通常の切削速度は１２０ｍ／ｍｉｎ．）、
被削材：ＪＩＳ・Ａ５０５２の丸棒、
切削速度：１０５０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１．２ｍｍ、
送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：２０分、
の条件（切削条件Ｂという）でのＡｌ合金の乾式高速切削加工試験（通常の切削速度は４００ｍ／ｍｉｎ．）、さらに、
被削材：ＪＩＳ・Ｃ３７１０の丸棒、
切削速度：４５０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１．４ｍｍ、
送り：０．２７ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：２０分、
の条件（切削条件Ｃという）でのＣｕ合金の乾式高速切削加工試験（通常の切削速度は２００ｍ／ｍｉｎ．）を行なった。いずれの切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６に示した。
原料粉末として、平均粒径：４．２μｍを有する中粗粒ＷＣ粉末、同０．７μｍの微粒ＷＣ粉末、同１．２μｍのＴａＣ粉末、同１．１μｍのＮｂＣ粉末、同１．１μｍのＺｒＣ粉末、同１．６μｍのＣｒ3Ｃ2粉末、同１．４μｍのＶＣ粉末、同１．１μｍの（Ｔｉ，Ｗ）Ｃ（質量比で、ＴｉＣ／ＷＣ＝５０／５０）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７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７０時間ボールミル混合し、減圧乾燥した後、１００ＭＰａ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１３７５〜１４７５℃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７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、並びにいずれもねじれ角３０度の４枚刃スクエアの形状をもった超硬基体（エンドミル）Ｃ−１〜Ｃ−８をそれぞれ製造した。
ついで、これらの超硬基体（エンドミル）Ｃ−１〜Ｃ−８を、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、同じく図２に示される蒸着装置に装入し、上記実施例１と同一の条件で、表８に示される目標組成および目標層厚の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層、並びに同じく表８に示される目標組成および目標層厚の潤滑性非晶質炭素系被膜を蒸着形成することにより、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、上記の超硬基体（エンドミル）Ｃ−１〜Ｃ−８を、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、同じく図３に示される蒸着装置に装入し、上記実施例１と同一の条件で、表９に示される目標層厚のＴｉＮ層、並びに同じく表９に示される目標組成および目標層厚の潤滑性非晶質炭素系被膜を蒸着形成することにより、従来被覆超硬工具に相当する比較表面被覆超硬合金製エンドミル（以下、比較被覆超硬エンドミルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。
つぎに、上記本発明被覆超硬エンドミル１〜８および比較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および比較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：５０ｍｍのＪＩＳ・Ａ５０５２の板材、
切削速度：３２０ｍ／ｍｉｎ．、
軸方向切り込み：４．５ｍｍ、
径方向切り込み：０．７ｍｍ、
テーブル送り：２３５０ｍｍ／分、
の条件でのＡｌ合金の乾式高速側面切削加工試験（通常の切削速度は１８０ｍ／ｍｉｎ．）、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：５０ｍｍのＪＩＳ・Ｃ３７１０の板材、
切削速度：３２０ｍ／ｍｉｎ．、
軸方向切り込み：６．５ｍｍ、
径方向切り込み：１．２ｍｍ、
テーブル送り：２１８５ｍｍ／分、
の条件でのＣｕ合金の乾式高速側面切削加工試験（通常の切削速度は１８０ｍ／ｍｉｎ．）、本発明被覆超硬エンドミル７，８および比較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：５０ｍｍのＪＩＳ・Ｓ１０Ｃの板材、
切削速度：３６５ｍ／ｍｉｎ．、
軸方向切り込み：８．０ｍｍ、
径方向切り込み：２．０ｍｍ、
テーブル送り：２１４０ｍｍ／分、
の条件での炭素鋼の湿式高速側面切削加工試験（通常の切削速度は２００ｍ／ｍｉｎ．）をそれぞれ行い、いずれの側面切削加工試験でも切刃部の外周刃の逃げ面摩耗幅が使用寿命の目安とされる０．１ｍｍに至るまでの切削長を測定した。この測定結果を表８，９にそれぞれ示した。
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・Ａ５０５２の板材、
切削速度：３２０ｍ／ｍｉｎ．、
軸方向切り込み：４．５ｍｍ、
径方向切り込み：０．７ｍｍ、
テーブル送り：２３５０ｍｍ／分、
の条件でのＡｌ合金の乾式高速側面切削加工試験（通常の切削速度は１８０ｍ／ｍｉｎ．）、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：５０ｍｍのＪＩＳ・Ｃ３７１０の板材、
切削速度：３２０ｍ／ｍｉｎ．、
軸方向切り込み：６．５ｍｍ、
径方向切り込み：１．２ｍｍ、
テーブル送り：２１８５ｍｍ／分、
の条件でのＣｕ合金の乾式高速側面切削加工試験（通常の切削速度は１８０ｍ／ｍｉｎ．）、本発明被覆超硬エンドミル７，８および比較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：５０ｍｍのＪＩＳ・Ｓ１０Ｃの板材、
切削速度：３６５ｍ／ｍｉｎ．、
軸方向切り込み：８．０ｍｍ、
径方向切り込み：２．０ｍｍ、
テーブル送り：２１４０ｍｍ／分、
の条件での炭素鋼の湿式高速側面切削加工試験（通常の切削速度は２００ｍ／ｍｉｎ．）をそれぞれ行い、いずれの側面切削加工試験でも切刃部の外周刃の逃げ面摩耗幅が使用寿命の目安とされる０．１ｍｍに至るまでの切削長を測定した。この測定結果を表８，９にそれぞれ示した。
上記の実施例２で製造した直径が８ｍｍ（超硬基体Ｃ−１〜Ｃ−３形成用）、１３ｍｍ（超硬基体Ｃ−４〜Ｃ−６形成用）、および２６ｍｍ（超硬基体Ｃ−７、Ｃ−８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Ｄ−１〜Ｄ−３）、８ｍｍ×２２ｍｍ（超硬基体Ｄ−４〜Ｄ−６）、および１６ｍｍ×４５ｍｍ（超硬基体Ｄ−７、Ｄ−８）の寸法、並びにいずれもねじれ角３０度の２枚刃形状をもった超硬基体（ドリル）Ｄ−１〜Ｄ−８をそれぞれ製造した。
ついで、これらの超硬基体（ドリル）Ｄ−１〜Ｄ−８の切刃に、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２に示される蒸着装置に装入し、上記実施例１と同一の条件で、表１０に示される目標組成および目標層厚の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層、並びに同じく表１０に示される目標組成および目標層厚の潤滑性炭素系非晶質体の被膜を蒸着形成することにより、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、本発明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、上記の超硬基体（ドリル）Ｄ−１〜Ｄ−８の切刃に、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に示される蒸着装置に装入し、上記実施例１と同一の条件で、表１１に示される目標層厚のＴｉＮ層、並びに同じく表１１に示される目標組成および目標層厚の潤滑性非晶質炭素系被膜を蒸着形成することにより、従来被覆超硬工具に相当する比較表面被覆超硬合金製ドリル（以下、比較被覆超硬ドリルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。
つぎに、上記本発明被覆超硬ドリル１〜８および比較被覆超硬ドリル１〜８のうち、本発明被覆超硬ドリル１〜３および比較被覆超硬ドリル１〜３については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・Ａ５０５２の板材、
切削速度：２９０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．４ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：６ｍｍ、
の条件でのＡｌ合金の湿式高速穴あけ切削加工試験（通常の切削速度は１２０ｍ／ｍｉｎ．）、本発明被覆超硬ドリル４〜６および比較被覆超硬ドリル４〜６については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・Ｓ１０Ｃの板材、
切削速度：２６５ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．５ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：１２ｍｍ、
の条件での炭素鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験（通常の切削速度は１１０ｍ／ｍｉｎ．）、本発明被覆超硬ドリル７，８および比較被覆超硬ドリル７，８については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・Ｃ３７１０の板材、
切削速度：２６５ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．６ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：２０ｍｍ、
の条件でのＣｕ合金の湿式高速穴あけ切削加工試験（通常の切削速度は１１０ｍ／ｍｉｎ．）、をそれぞれ行い、いずれの湿式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１０，１１にそれぞれ示した。
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・Ａ５０５２の板材、
切削速度：２９０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．４ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：６ｍｍ、
の条件でのＡｌ合金の湿式高速穴あけ切削加工試験（通常の切削速度は１２０ｍ／ｍｉｎ．）、本発明被覆超硬ドリル４〜６および比較被覆超硬ドリル４〜６については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・Ｓ１０Ｃの板材、
切削速度：２６５ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．５ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：１２ｍｍ、
の条件での炭素鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験（通常の切削速度は１１０ｍ／ｍｉｎ．）、本発明被覆超硬ドリル７，８および比較被覆超硬ドリル７，８については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・Ｃ３７１０の板材、
切削速度：２６５ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．６ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：２０ｍｍ、
の条件でのＣｕ合金の湿式高速穴あけ切削加工試験（通常の切削速度は１１０ｍ／ｍｉｎ．）、をそれぞれ行い、いずれの湿式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１０，１１にそれぞれ示した。
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１，１′〜１６，１６′、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、並びに従来被覆超硬工具に相当する比較被覆超硬チップ１，１′〜１６，１６′、比較被覆超硬エンドミル１〜８、および比較被覆超硬ドリル１〜８を構成する密着接合層および潤滑性非晶質炭素系被膜について、その組成をオージェ分光分析装置、その層厚を走査型電子顕微鏡を用いて測定したところ、いずれも目標組成および目標層厚と実質的に同じ組成および平均層厚（断面５箇所の平均値）を示し、また、その組織を透過型電子顕微鏡を用いて観察したところ、前記本発明被覆超硬工具は、炭素系非晶質体の素地に、結晶質のＴｉ−Ａｌ系（Ｃ，Ｎ）微粒が分散分布した組織を示し、一方前記従来被覆超硬工具は、炭素系非晶質体の単一相からなる組織を示した。
表３〜１１に示される結果から、潤滑性非晶質炭素系被膜が、炭素系非晶質体の素地に、結晶質のＴｉ−Ａｌ系（Ｃ，Ｎ）微粒が分散分布した組織を有する本発明被覆超硬工具は、いずれもＡｌ合金やＣｕ合金、さらに鋼の切削加工を、高速条件で行なった場合にも、すぐれた耐摩耗性を発揮するのに対して、潤滑性非晶質炭素系被膜が、炭素系非晶質体の単一相からなる組織を有する従来被覆超硬工具（比較被覆超硬工具）においては、高速切削条件では、前記潤滑性非晶質炭素系被膜の摩耗進行がきわめて速く、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、通常の条件での切削加工は勿論のこと、特に各種の被削材の切削加工を、高速切削条件で行なった場合にも、すぐれた耐摩耗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できるものである。
上述のように、この発明の被覆超硬工具は、通常の条件での切削加工は勿論のこと、特に各種の被削材の切削加工を、高速切削条件で行なった場合にも、すぐれた耐摩耗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できるものである。
Claims (1)
- （ａ）炭化タングステン基超硬合金または炭窒化チタン系サーメットからなる超硬基体の表面に、
（ｂ）マグネトロンスパッタリング装置にて、カソード電極（蒸発源）としてＴｉ−Ａｌ合金ターゲットを用い、窒素とＡｒの混合ガスからなる反応雰囲気で磁場中成膜され、０．１〜３μｍの平均層厚を有すると共に、
組成式：（Ｔｉ１−Ｘ ＡｌＸ ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．４０〜０．６０を示す）、
を満足するＴｉとＡｌの複合窒化物層、からなる密着接合層を介して、
（ｃ）マグネトロンスパッタリング装置にて、カソード電極（蒸発源）として、炭化タングステンターゲットとＴｉ−Ａｌ合金ターゲットを用い、炭化水素の分解ガスと窒素とＡｒの混合ガスからなる反応雰囲気で磁場中成膜され、オージェ分光分析装置で測定して、
Ｗ：５〜２０原子％、
Ｔｉ：２．５〜１０原子％、
Ａｌ：１．６〜１５原子％、
窒素：０．４〜２２．５原子％、
を含有し、残りが炭素と不可避不純物からなる組成を有すると共に、透過型電子顕微鏡による観察で、炭素系非晶質体の素地に、結晶質のＴｉ−Ａｌ系複合炭窒化物の微粒が分散分布した組織を示し、かつ１〜１３μｍの平均層厚を有する潤滑性非晶質炭素系被膜を蒸着形成してなる、潤滑性非晶質炭素系被膜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。
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