JP2006001004A - 高硬度鋼の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

Abstract

【課題】 高硬度鋼の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】 表面被覆超硬合金製切削工具が、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、（ａ）０．８〜５μｍの平均層厚を有し、かつ、組成式：（Ａｌ_１−Ｘ Ｔｉ_X ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．２５〜０．６０を示す）を満足する（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる下部層、（ｂ）０．１〜０．５μｍの平均層厚を有するＺｒＢＮ（硼窒化ジルコニウム）層からなる密着接合層、（ｃ）０．８〜５μｍの平均層厚を有するＺｒＢ_２（硼化ジルコニウム）層からなる上部層、以上（ａ）〜（ｃ）で構成された硬質被覆層を形成してなる。
【選択図】 なし

Description

この発明は、硬質被覆層がすぐれた放熱性を示し、特に合金工具鋼や軸受鋼の焼入れ材などの高硬度鋼などの切削加工を、高い発熱を伴なう高速切削条件で行った場合にも、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。

また、被覆超硬工具として、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）基サーメットで構成された超硬基体の表面に、
組成式：（Ａｌ_1-X Ｔｉ_X ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．２５〜０．６０を示す）、
を満足するＡｌとＴｉの複合窒化物［以下、（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎで示す］層からなる硬質被覆層を１〜１５μｍ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、前記（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層が、構成成分であるＡｌによって高温硬さと耐熱性、同Ｔｉによって高温強度を具備することから、前記被覆超硬工具を各種の鋼や鋳鉄などの連続切削や断続切削加工に用いた場合にすぐれた切削性能を発揮することも知られている。

さらに、上記の被覆超硬工具が、例えば図２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５００℃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、例えば電流：９０Ａ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、例えば２Ｐａの反応雰囲気とし、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、前記超硬基体の表面に、上記（Ａｌ，Ｔｉ）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。
特許第２６４４７１０号明細書

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、これを鋼や鋳鉄などの切削を通常の切削加工条件で行うのに用いた場合には問題はないが、特に合金工具鋼や軸受鋼の焼入れ材などのビッカース硬さ（Ｃスケール）で５０以上の高い硬さを有する高硬度鋼などの切削加工を、高速切削条件で行なった場合には、高い発熱によって硬質被覆層に偏摩耗の原因となる熱塑性変形が発生し易く、これが原因で摩耗進行が著しく進行するようになることから、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、特に高硬度鋼などの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を開発すべく、上記の従来被覆超硬工具に着目し、研究を行った結果、
（ａ）上記従来被覆超硬工具の硬質被覆層である（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層を０．８〜５μｍの平均層厚で下部層として形成し、これの上に上部層として硼化ジルコニウム（以下、ＺｒＢ_２で示す）層を同じく０．８〜５μｍの平均層厚で形成すると、前記ＺｒＢ_２層はすぐれた熱伝導性を有し、高速切削時に発生する高熱を速やかに放熱することから、硬質被覆層が過熱されるのが著しく抑制され、前記下部層である（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層は高熱発生環境下で十分に保護されるようになり、この結果（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層はすぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮されるようになること。

（ｂ）しかし、上記上部層であるＺｒＢ_２層と下部層である（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層との密着性は十分でなく、特に断続切削を高速で行った場合に剥離現象が発生し易いが、前記ＺｒＢ_２層と（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層との間に硼窒化ジルコニウム（以下、ＺｒＢＮで示す）層を、特に望ましくは前記（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層側に向ってＮ成分の含有割合を高く、Ｂ成分の含有割合を低くし、一方前記ＺｒＢ_２層側に向っては逆にＢ成分の含有割合を高く、Ｎ成分の含有割合を低くした状態で介在させると、前記ＺｒＢＮ層は前記ＺｒＢ_２層および（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層のいずれとも強固に密着することから、前記（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層が超硬基体表面に対してすぐれた密着性を有することと相俟って、前記ＺｒＢ_２層と（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層との間にＺｒＢＮ層を介在させてなる硬質被覆層は、高硬度鋼の高熱発生を伴なう高速切削加工でも、層間剥離の発生なく、すぐれた耐摩耗性を発揮するようになること。

（ｃ）上記（ｂ）の硬質被覆層は、例えば図１（ａ）に概略平面図で、同（ｂ）に概略正面図で示される構造のアークイオンプレーティング装置（以下、ＡＩＰ装置と略記する）とスパッタリング装置（以下、ＳＰ装置と略記する）が共存の蒸着装置、すなわち装置中央部に超硬基体装着用回転テーブルを設け、前記回転テーブルを挟んで、一方側に前記ＡＩＰ装置のカソード電極（蒸発源）としてＡｌ−Ｔｉ合金、他方側に前記ＳＰ装置のカソード電極（蒸発源）としてＺｒＢ_２焼結体（例えば原料粉末としてＺｒＢ_２粉末を用いて、ホットプレスにより成形された焼結体）を対向配置した蒸着装置を用い、この装置の前記回転テーブル上の中心軸から半径方向に所定距離離れた位置に外周部に沿って複数の超硬基体をリング状に装着し、この状態で装置内雰囲気を窒素雰囲気として前記回転テーブルを回転させると共に、蒸着形成される硬質被覆層の層厚均一化を図る目的で超硬基体自体も自転させながら、基本的に、まず前記Ａｌ−Ｔｉ合金のカソード電極（蒸発源）とアノード電極との間にアーク放電を発生させて、前記超硬基体の表面に下部層として（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層を０．８〜５μｍの平均層厚で蒸着し、ついで、前記Ａｌ−Ｔｉ合金のカソード電極（蒸発源）とアノード電極との間のアーク放電を停止し、前記ＳＰ装置のカソード電極（蒸発源）として配置したＺｒＢ_２焼結体のスパッタリングを開始し、前記蒸着装置内の雰囲気を、窒素雰囲気に代って、Ａｒと窒素の混合ガス雰囲気とするが、経時的にＡｒの導入割合を漸次増加させ、一方窒素の導入割合は漸次減少させた雰囲気とする条件で、密着接合層としてＺｒＢＮ層を０．１〜０．５μｍの平均層厚で蒸着し、引続いて前記蒸着装置内の雰囲気を最終的にＡｒ雰囲気として、前記ＳＰ装置のカソード電極（蒸発源）として配置したＺｒＢ_２焼結体のスパッタリングを続行し、もって前記ＺｒＢＮ層に重ねて上部層として０．８〜５μｍの平均層厚でＺｒＢ_２層を蒸着することにより形成することができること。

（ｄ）上記の下部層、密着接合層、および上部層で構成された硬質被覆層を蒸着形成してなる被覆超硬工具は、下部層である（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層がすぐれた高温硬さと耐熱性、さらにすぐれた高温強度を有し、かつ密着接合層としてのＺｒＢＮ層によって強固に密着したＺｒＢ_２層がすぐれた熱伝導性を有し、特に著しい高熱発生を伴なう高硬度鋼の高速切削加工でも、前記ＺｒＢ_２層が硬質被覆層の放熱を著しく促進することから、硬質被覆層は正常摩耗形態をとるようになり、この結果硬質被覆層に層間剥離の発生なく、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）〜（ｄ）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、超硬基体の表面に、
（ａ）０．８〜５μｍの平均層厚を有し、かつ、組成式：（Ａｌ_1-X Ｔｉ_X ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．２５〜０．６０を示す）を満足する（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる下部層、
（ｂ）０．１〜０．５μｍの平均層厚を有するＺｒＢＮ層からなる密着接合層、
（ｃ）０．８〜５μｍの平均層厚を有するＺｒＢ_２層からなる上部層、
以上（ａ）〜（ｃ）で構成された硬質被覆層を形成してなる、特に高硬度鋼の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。

つぎに、この発明の被覆超硬工具の硬質被覆層の構成層に関し、上記の通りに数値限定した理由を説明する。
（ａ）下部層の組成式のＸ値および平均層厚
硬質被覆層の下部層を構成する（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層におけるＡｌ成分には高温硬さと耐熱性を向上させ、一方同Ｔｉ成分には、高温強度を向上させる作用があるが、Ｔｉの割合を示すＸ値がＡｌとの合量に占める割合（原子比、以下同じ）で０．２５未満になると、相対的にＡｌの割合が多くなり過ぎて、高温強度が急激に低下し、この結果切刃部にチッピング（微少欠け）などが発生し易くなり、一方Ｔｉの割合を示すＸ値が同０．６０を越えると、相対的にＡｌの割合が少なくなり過ぎて、高速切削に要求されるすぐれた高温硬さと耐熱性を確保することができなくなり、摩耗進行が急激に促進するようになることから、Ｘ値を０．２５〜０．６０と定めた。
また、その平均層厚が０．８μｍ未満では、自身のもつすぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮するには不十分であり、一方その平均層厚が５μｍを越えると、上部層であるＺｒＢ_２層との平均層厚が合量で１０μｍを越える場合が生じ、この場合は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０．８〜５μｍと定めた。

（ｂ）密着接合層の平均層厚
その平均層厚が０．１μｍ未満では、上部層と下部層の間に強固な接合強度を確保することができず、一方その平均層厚が０．５μｍを越えると、硬質被覆層の強度が密着接合層部分で急激に低下するようになり、これがチッピング発生の原因となることから、その平均層厚を０．１〜０．５μｍと定めた。

（ｃ）上部層の平均層厚
上部層を構成するＺｒＢ_２層は、上記の通り高い熱伝導性を有し、したがって特に熱発生が著しい高硬度鋼の高速切削加工で、硬質被覆層の放熱を促進して、硬質被覆層の下部層である（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層の過熱を著しく抑制し、もって前記（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層が熱塑性変形するのを防止して、正常摩耗形態をとるようにする作用を発揮するが、その平均層厚が０．８μｍ未満では、前記作用に所望の効果が得られず、一方その平均層厚が５μｍを越えると、前記下部層との平均層厚が合量で１０μｍを越える場合が生じ、この場合はチッピングが発生し易くなることから、その平均層厚を０．８〜５μｍと定めた。

この発明の被覆超硬工具は、硬質被覆層を構成する下部層の（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層がすぐれた高温硬さと耐熱性、さらにすぐれた高温強度を有し、かつ同密着接合層としてのＺｒＢＮ層によって強固に密着接合した上部層としてのＺｒＢ_２層が、すぐれた放熱性を発揮し、前記（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層の過熱を防止することから、特に高熱発生を伴なう高硬度鋼の高速切削でも、前記硬質被覆層が偏摩耗の原因となる熱塑性変形することがなくなり、かつ層間剥離の発生もないことと相俟って、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１〜３μｍの平均粒径を有するＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＶＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃr₃ Ｃ₂ 粉末、ＴｉＮ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、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、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Ａ−１〜Ａ−１０を形成した。

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（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ＴｉＣＮ系超硬製の超硬基体Ｂ−１〜Ｂ−６を形成した。
さらに、硬質被覆層の上部層形成用カソード電極（蒸発源）として、０．８μｍの平均粒径を有するＺｒＢ_２粉末を温度：１５００℃、圧力：２０ＭＰａ、保持時間：３時間の条件でホットプレスして成形したＺｒＢ_２焼結体を用意した。

（ａ）ついで、上記の超硬基体Ａ−１〜Ａ−１０およびＢ−１〜Ｂ−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１に示される蒸着装置内の回転テーブル上の中心軸から半径方向に所定距離離れた位置に外周部にそって装着し、一方側のＡＩＰ装置のカソード電極（蒸発源）として所定の組成を有する下部層形成用Ａｌ−Ｔｉ合金を配置し、他方側のＳＰ装置のカソード電極（蒸発源）として上部層および密着接合層形成用ＺｒＢ_２焼結体を対向配置し、
（ｂ）まず、装置内を排気して０．１Ｐａ以下の真空に保持しながら、ヒーターで装置内を５００℃に加熱した後、前記回転テーブル上で自転しながら回転する超硬基体に−１０００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつカソード電極の前記Ａｌ−Ｔｉ合金とアノード電極との間に１００Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、もって超硬基体表面を前記Ａｌ−Ｔｉ合金によってボンバード洗浄し、
（ｃ）装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して３Ｐａの反応雰囲気とすると共に、前記回転テーブル上で自転しながら回転する超硬基体に−１００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつカソード電極の前記Ａｌ−Ｔｉ合金とアノード電極との間に１００Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、もって前記超硬基体の表面に、表３に示される目標組成および目標層厚の（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層を硬質被覆層の下部層として蒸着形成し、
（ｄ）上記の下部層形成用Ａｌ−Ｔｉ合金のカソード電極とアノード電極との間のアーク放電を停止し、超硬基体への直流バイアス電圧（−１００Ｖ）は同じくしたままで、前記ＳＰ装置のカソード電極（蒸発源）として配置したＺｒＢ_２焼結体に、スパッタ出力：３ｋＷの条件でスパッタリングを開始し、同時に前記蒸着装置内の雰囲気を、窒素雰囲気に代って、Ａｒと窒素の混合ガス雰囲気とするが、経時的にＡｒの導入割合を漸次増加させ、一方窒素の導入割合は漸次減少させた雰囲気とし、もって同じく表３に示される目標層厚のＺｒＢＮ層を硬質被覆層の密着接合層として蒸着形成し、
（ｅ）上記ＳＰ装置のカソード電極（蒸発源）として配置したＺｒＢ_２焼結体のスパッタリングを続行させながら、前記蒸着装置内の雰囲気を最終的にＡｒ雰囲気として、同じく表３に示される目標層厚のＺｒＢ_２層を硬質被覆層の上部層として蒸着形成しすることにより、本発明被覆超硬工具としての本発明表面被覆超硬製スローアウエイチップ（以下、本発明被覆チップと云う）１〜１６をそれぞれ製造した。

また、比較の目的で、これら超硬基体Ａ−１〜Ａ−１０およびＢ−１〜Ｂ−６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２に示される蒸着装置に装入し、カソード電極（蒸発源）として種々の成分組成をもったＡｌ−Ｔｉ合金を装着し、まず、装置内を排気して０．１Ｐａ以下の真空に保持しながら、ヒーターで装置内を５００℃に加熱した後、前記超硬基体に−１０００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつカソード電極の前記Ａｌ−Ｔｉ合金とアノード電極との間に１００Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、もって超硬基体表面を前記Ａｌ−Ｔｉ合金でボンバード洗浄し、ついで装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して３Ｐａ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−１００Ｖに下げて、前記Ａｌ−Ｔｉ合金のカソード電極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Ａ−１〜Ａ−１０およびＢ−１〜Ｂ−６のそれぞれの表面に、表４に示される目標組成および目標層厚の（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層を硬質被覆層として蒸着形成することにより、従来被覆超硬工具としての従来表面被覆超硬製スローアウエイチップ（以下、従来被覆チップと云う）１〜１６をそれぞれ製造した。

つぎに、上記の各種の被覆チップを、いずれも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、本発明被覆チップ１〜１６および従来被覆チップ１〜１６について、
被削材：ＪＩＳ・ＳＫＤ１１の焼入れ材（硬さ：ＨＲＣ５８）の丸棒、
切削速度：６０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：０．１５ｍｍ、
送り：０．１ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：２分、
の条件（切削条件Ａ）での合金工具鋼の乾式連続高速切削加工試験（通常の切削速度は２５ｍ／ｍｉｎ．）、
被削材：ＪＩＳ・ＳＵＪ２の焼入れ材（硬さ：ＨＲＣ５６）の丸棒、
切削速度：５０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：０．３ｍｍ、
送り：０．１ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：２分、
の条件（切削条件Ｂ）での軸受鋼の乾式連続高速切削加工試験（通常の切削速度は３０ｍ／ｍｉｎ．）、
被削材：ＪＩＳ・ＳＫＤ６１の焼入れ材（硬さ：ＨＲＣ５５）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：６５ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：０．２ｍｍ、
送り：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：３分、
の条件（切削条件Ｃ）での合金工具鋼の乾式断続高速切削加工試験（通常の切削速度は３０ｍ／ｍｉｎ．）を行い、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５に示した。

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［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６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、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枚刃スクエア形状をもったＷＣ基超硬合金製の超硬基体（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の表面をアセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、同じく図１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７に示される目標組成および目標層厚の（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる下部層と、同じく表７に示される目標層厚のＺｒＢＮ層からなる密着接合層およびＺｒＢ_２層からなる上部層で構成された硬質被覆層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製エンドミル（以下、本発明被覆エンドミルと云う）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の表面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、同じく表７に示される目標組成および目標層厚の（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着することにより、従来被覆超硬工具としての従来表面被覆超硬製エンドミル（以下、従来被覆エンドミルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。

つぎに、上記本発明被覆エンドミル１〜８および従来被覆エンドミル１〜８のうち、本発明被覆エンドミル１〜３および従来被覆エンドミル１〜３については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・ＳＵＪ２の焼入れ材（硬さ：ＨＲＣ５６）の板材、
切削速度：５０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：１．２ｍｍ、
テーブル送り：２５０ｍｍ／分、
の条件での軸受鋼の乾式高速溝切削加工試験（通常の切削速度は３０ｍ／ｍｉｎ．）、本発明被覆エンドミル４〜６および従来被覆エンドミル４〜６については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・ＳＫＤ６１の焼入れ材（硬さ：ＨＲＣ５５）の板材、
切削速度：６０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：２ｍｍ、
テーブル送り：２００ｍｍ／分、
の条件での合金工具鋼の乾式高速溝切削加工試験（通常の切削速度は３０ｍ／ｍｉｎ．）、本発明被覆エンドミル７，８および従来被覆エンドミル７，８については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・ＳＫＤ１１の焼入れ材（硬さ：ＨＲＣ５８）の板材、
切削速度：６５ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：４ｍｍ、
テーブル送り：１３０ｍｍ／分、
の条件での合金工具鋼の乾式高速溝切削加工試験（通常の切削速度は２５ｍ／ｍｉｎ．）をそれぞれ行い、いずれの溝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に至るまでの切削溝長を測定した。この測定結果を表７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ＷＣ基超硬合金製の超硬基体（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１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（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる下部層と、同じく表８に示される目標層厚のＺｒＢＮ層からなる密着接合層およびＺｒＢ_２層からなる上部層で構成された硬質被覆層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製ドリル（以下、本発明被覆ドリルと云う）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、同じく表８に示される目標組成および目標層厚を有する（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着形成することにより、従来被覆超硬工具としての従来表面被覆超硬製ドリル（以下、従来被覆ドリルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。

つぎに、上記本発明被覆ドリル１〜８および従来被覆ドリル１〜８のうち、本発明被覆ドリル１〜３および従来被覆ドリル１〜３については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０、厚さ：５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・ＳＫＤ６１の焼入れ材（硬さ：ＨＲＣ５５）の板材、
切削速度：４５ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：６ｍｍ、
の条件での合金工具鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験（通常の切削速度は２０ｍ／ｍｉｎ．）、本発明被覆ドリル４〜６および従来被覆ドリル４〜６については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・ＳＫＤ１１の焼入れ材（硬さ：ＨＲＣ５８）の板材、
切削速度：５５ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．１２ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：１０ｍｍ、
の条件での合金工具鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験（通常の切削速度は２５ｍ／ｍｉｎ．）、本発明被覆ドリル７，８および従来被覆ドリル７，８については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・ＳＵＪ２の焼入れ材（硬さ：ＨＲＣ５６）の板材、
切削速度：５０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：３０ｍｍ、
の条件での軸受鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験（通常の切削速度は３０ｍ／ｍｉｎ．）、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８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チップ１〜１６、本発明被覆エンドミル１〜８、および本発明被覆ドリル１〜８の硬質被覆層を構成する（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層（下部層）の組成、並びに従来被覆超硬工具としての従来被覆チップ１〜１６、従来被覆エンドミル１〜８、および従来被覆ドリル１〜８の（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる硬質被覆層の組成を、透過型電子顕微鏡を用いてのエネルギー分散Ｘ線分析法により測定したところ、それぞれ目標組成と実質的に同じ組成を示した。

また、上記の硬質被覆層の構成層の平均層厚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値（５ヶ所の平均値）を示した。

表３〜８に示される結果から、本発明被覆超硬工具は、いずれも合金工具鋼や軸受鋼の焼入れ材の高硬度鋼の高熱発生を伴なう高速切削加工でも、硬質被覆層の下部層である（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層がすぐれた高温硬さと耐熱性、さらにすぐれた高温強度を有し、かつ密着接合層としてのＺｒＢＮ層によって強固に密着したＺｒＢ_２層がすぐれた放熱性を発揮することから、摩耗は正常摩耗形態をとるようになり、かつ層間剥離の発生もなくなることと相俟って、すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮するのに対して、硬質被覆層が（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層で構成された従来被覆超硬工具においては、いずれも高熱発生によって硬質被覆層に偏摩耗の原因となる熱塑性変形が発生し、摩耗進行が著しく促進されるようになることから、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通常の切削条件での切削加工は勿論のこと、特に高硬度鋼の高熱発生を伴なう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および自動化、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。

被覆超硬工具を構成する硬質被覆層を形成するのに用いた蒸着装置を示し、（ａ）は概略平面図、（ｂ）は概略正面図である。 通常のアークイオンプレーティング装置の概略説明図である。

Claims (1)

1. 炭化タングステン基超硬合金または炭窒化チタン基サーメットで構成された超硬基体の表面に、
   （ａ）０．８〜５μｍの平均層厚を有し、かつ、組成式：（Ａｌ_1-X Ｔｉ_X ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．２５〜０．６０を示す）を満足するＡｌとＴｉの複合窒化物層からなる下部層、
   （ｂ）０．１〜０．５μｍの平均層厚を有する硼窒化ジルコニウム層からなる密着接合層、
   （ｃ）０．８〜５μｍの平均層厚を有する硼化ジルコニウム層からなる上部層、
   以上（ａ）〜（ｃ）で構成された硬質被覆層を形成してなる、高硬度鋼の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。

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