JP2006305714A - 表面被覆切削工具 - Google Patents

Abstract

【課題】 優れた耐欠損性および耐摩耗性を有する長寿命の切削工具を提供する。
【解決手段】 すくい面４と逃げ面５との交差稜を切刃６として、超硬合金を基体２とし、基体２の表面に、ＴｉＣＮ層７を少なくとも１層被覆してなり、ＴｉＣＮ層７のＸ線回折分析において、以下の式にて算出される値をＴｉＣＮ層７の（４２２）面の配向係数Ｔ_Ｃとしたとき、すくい面４における配向係数Ｔ_ＣＦが逃げ面５における配向係数Ｔ_ＣＲよりも大きいＴｉＣＮ層７とした表面被覆切削工具１を作製する。
Ｔ_Ｃ＝Ｉ_{（４２２）}／〔（１／６）×｛Ｉ_{（４２２）}＋Ｉ_{（１１１）}＋Ｉ_{（２００）}＋Ｉ_{（３１１）}＋Ｉ_{（４２０）}＋Ｉ_{（２２０）}｝〕
【選択図】 図１

Description

本発明は、優れた耐チッピング性および耐摩耗性を有する硬質被覆層を表面に被着形成した表面被覆切削工具に関する。

従来より、金属の切削加工に広く用いられている切削工具は、超硬合金からなる基体の表面に、ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、Ａｌ_２Ｏ_３層およびＴｉＣＮ層等の硬質被覆層を単層または複数層被着形成した表面被覆切削工具が多用されている。

また、特許文献１には、ＴｉＣＮ層の結晶配向ピークが（４２２）面において最大となるようにすることで、優れた耐摩耗性、耐欠損性を示すことが報告されている。
特開平６−１５８３２５号公報

しかしながら、上記特許文献１に記載されたＴｉＣＮ層の配向制御によっても鋼の断続切削等の大きな衝撃がかかるような切削においては、すくい面と逃げ面での求められる性能が微妙に異なるため、ＴｉＣＮ層の（４２２）面での結晶配向ピークを最強とするだけでは、すくい面、逃げ面の各々に求められる性能を満足できず、工具の異常摩耗、突発的欠損を防止することができないのが現状であった。

したがって、本発明は、上記課題を解決するためになされたもので、その目的は、硬質被覆層のＴｉＣＮ層の構成をすくい面と逃げ面とで各々最適化することによって、優れた耐欠損性および耐摩耗性を有する長寿命の切削工具を提供することにある。

本発明者は、上記課題に対し、工具の耐欠損性および耐摩耗性を高める方法について検討した結果、Ｘ線回折分析において、すくい面におけるＴｉＣＮ層の（４２２）面の配向係数を逃げ面におけるＴｉＣＮ層の（４２２）面の配向係数よりも大きい構成とすることによって、すくい面側においてはＴｉＣＮ層の耐衝撃性が高く、また、逃げ面側においては、すくい面側に比べてＴｉＣＮ層が基体および硬質被覆層の他の被覆層との付着力が高くなり硬質被覆層の耐摩耗性が高いことから、各部に求められる性能に応じた層構成とすることができ、従来の被覆超硬合金に比べてさらに優れた耐欠損性および耐摩耗性を有する切削工具が得られることを知見した。

すなわち、本発明の表面被覆切削工具は、超硬合金を基体とし、該基体の表面に、ＴｉＣＮ層を少なくとも１層被覆してなり、すくい面と逃げ面との交差稜を切刃とする表面被覆切削工具であって、前記ＴｉＣＮ層のＸ線回折分析において、以下の式にて算出される値を前記ＴｉＣＮ層の（４２２）面の配向係数Ｔ_Ｃとしたとき、前記すくい面における配向係数Ｔ_ＣＦが、前記逃げ面における配向係数Ｔ_ＣＲよりも大きいことを特徴とするものである。

Ｔ_Ｃ＝Ｉ_{（４２２）}／〔（１／６）×｛Ｉ_{（４２２）}＋Ｉ_{（１１１）}＋Ｉ_{（２００）}＋Ｉ_{（３１１）}＋Ｉ_{（４２０）}＋Ｉ_{（２２０）}｝〕
また、前記ＴｉＣＮ層において、前記配向係数Ｔ_ＣＲと前記配向係数Ｔ_ＣＦとの比（Ｔ_ＣＲ／Ｔ_ＣＦ）が１．１〜２．５の範囲内にあることが、すくい面側では、ＴｉＣＮ層の耐衝撃性が高くなり、逃げ面側では、すくい面と比べてＴｉＣＮ層が基体および硬質被覆層の他の被覆層との付着力が高くなり硬質被覆層の耐摩耗性が高くなる点で望ましい。

さらに、前記逃げ面における前記基体の表面部での結合相量Ｂ_Ｆと、前記すくい面における前記基体の表面部での結合相量Ｂ_Ｒとが、Ｂ_Ｆ＜Ｂ_Ｒであることが、上述のＴｉＣＮ層の結晶配向を上記範囲内に制御できて、優れた耐欠損性、耐摩耗性を発揮することを可能とする。

また、前記基体が４，５，６族元素から選ばれる１種以上の化合物、立方晶窒化硼素、ダイヤモンドを主成分とする硬質相と鉄族金属を主成分とする結合相とからなり、前記逃げ面における前記基体の表面部での結合相量Ｂ_Ｆが、前記基体内部での結合相量Ｂ_Ｉに対してＢ_Ｆ／Ｂ_Ｉ＝０．６〜０．９、かつ前記すくい面における前記基体の表面部での結合相量Ｂ_Ｒが前記基体内部での結合相量Ｂ_Ｉに対して、Ｂ_Ｒ／Ｂ_Ｉ＝１．１〜１．６であることが、上述のＴｉＣＮ層の結晶配向を上記範囲内に制御できて、優れた耐欠損性、耐摩耗性を発揮することを可能とする。

なお、前記ＴｉＣＮ層が前記基体表面に対して垂直に伸びる筋状形状のＴｉＣＮ粒子からなり、前記すくい面における前記筋状形状のＴｉＣＮ粒子の層厚み方向に対して垂直な方向についての平均結晶幅をｗ_ｒ、前記逃げ面における前記筋状形状のＴｉＣＮ粒子の平均結晶幅をｗ_ｆとするとき、これらの比（ｗ_ｒ／ｗ_ｆ）が０．４〜０．８であることが、ＴｉＣＮ層の靭性および硬度が向上して、切削工具の優れた耐欠損性、耐摩耗性を発揮できる点で望ましい。

さらに、前記すくい面における前記ＴｉＣＮ層の層厚みｔ_ｒと、前記逃げ面における前記ＴｉＣＮ層の層厚みｔ_ｆとの比（ｔ_ｒ／ｔ_ｆ）が０．８〜１．２であることが、すくい面における耐欠損性と逃げ面における耐摩耗性の最適化ができる点で望ましい。

また、前記すくい面および前記逃げ面における前記ＴｉＣＮ層の層厚みがいずれも３μｍ〜２０μｍであることが、すくい面側では耐衝撃性を、逃げ面では、すくい面と比べてＴｉＣＮ層が基体および硬質被覆層の他の被覆層との付着力が高くなり硬質被覆層の耐摩耗性が高くできる点で望ましい。

切削工具において、すくい面と逃げ面にかかる力は厳密には違いがある。すくい面は断続切削において逃げ面に比べ衝撃が強くかかる傾向にある。一方、逃げ面はすくい面に比べてかかる衝撃は弱いものの、連続切削においては被削材とのこすれが強くこのこすれ摩擦によって硬質被覆層が摩耗しやすく、また、硬質被覆層が引き剥がされやすいために、硬質被覆層の基体に対する付着力、および硬質被覆層が多層構成からなる場合には各層間の付着力が必要となる。

本発明の表面被覆切削工具によれば、超硬合金基体の表面を被覆する硬質被覆層のうちにＴｉＣＮ層を含み、該ＴｉＣＮ層の構成を切削工具の各部分に要求される性能に応じた構成に制御することによって、切削工具として優れた性能を発揮するものである。

具体的には、ＴｉＣＮ層について、すくい面においてＸ線回折分析におけるＴｉＣＮ層の（４２２）結晶面の配向係数を、逃げ面におけるその配向係数よりも大きくすることによって、すくい面側においては耐衝撃性を高め、また逃げ面においては基体および硬質被覆層中の他の被覆層との付着力を高めて層剥離や、それに伴う異常摩耗を防止できることから硬質被覆層の耐摩耗性を高めることができる。その結果、断続切削においても連続切削においても優れた耐欠損性および耐摩耗性を有する切削工具が得られる。

本発明の表面被覆切削工具の好適例であるスローアウェイチップについて、その一例についての模式図である図１をもとに説明する。

図１によれば、表面被覆切削工具（以下、単に工具と略す。）１は、炭化タングステン（ＷＣ）と、所望により周期律表第４、５、６族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物の群から選ばれる少なくとも１種を含有せしめた硬質相を、コバルト（Ｃｏ）またはニッケル（Ｎｉ）の結合相にて結合させた超硬合金を基体２とし、基体２の表面に複数の被覆層からなる硬質被覆層３が被着形成されてなり、また、すくい面４と逃げ面５の交差稜に切刃６が形成されている。

また、本発明の工具に使用される基体の材質としては、４，５，６族元素の化合物、立方晶窒化硼素、ダイヤモンドを主成分とする硬質相と、鉄族金属を主成分とする結合相とからなる硬質合金、例えば、上述のように炭化タングステンを主成分とする硬質相と、コバルトを主成分とする結合相とからなる超硬合金を用いることで、切削加工を行うための十分な硬度、強度を得ることができる。

本発明によれば、図１に示すように、硬質被覆層３としてＴｉＣＮ層７を少なくとも１層具備している。そして、工具１のＴｉＣＮ層７のＸ線回折分析において、以下の式にて算出される値をＴｉＣＮ層７の（４２２）面の配向係数Ｔ_Ｃとしたとき、すくい面４におけるＴｉＣＮ層８の（４２２）面の配向係数Ｔ_ＣＲが、逃げ面５におけるＴｉＣＮ層９の（４２２）面の配向係数Ｔ_ＣＦよりもが大きいことが大きな特徴である。

Ｔ_Ｃ＝Ｉ_{（４２２）}／〔１／６｛Ｉ_{（４２２）}＋Ｉ_{（１１１）}＋Ｉ_{（２００）}＋Ｉ_{（３１１）}＋Ｉ_{（４２０）}＋Ｉ_{（２２０）}｝〕
なお、上記式において、Ｉ_{（ｈｋｌ）}とは、ＴｉＣＮ層７のＸ線回折分析において、（ｈｋｌ）面（ｈ、ｋ、ｌ＝０、１、２．．．）に帰属されるピークのピーク強度を指す。

これによって、すくい面４側では硬質被覆層３の耐衝撃性が高く、また逃げ面５では、硬質被覆層３の耐摩耗性を高めることができることから、結果的に工具１の耐摩耗性および耐欠損性が向上する。

すなわち、すくい面４の配向係数Ｔ_ｃＲが、逃げ面５の配向係数Ｔ_ＣＦよりも小さいかまたは同じとき、工具１のすくい面４側でチッピングや欠損が発生するか、または逃げ面５側で、層剥離や、これに伴う異常摩耗が進行しする結果、工具１の寿命が短くなってしまう。

また、ＴｉＣＮ層７において、前記すくい面４の配向係数Ｔ_ＣＲと、逃げ面の配向係数Ｔ_ＣＦとの比（Ｔ_ＣＲ／Ｔ_ＣＦ）は１．１〜２．５の範囲内にあることが、耐衝撃性と耐摩耗性を最適化の点で望ましい。

さらに、本発明の工具１の性能を達成するために、逃げ面５の基体２の表面１４における結合相量Ｂ_Ｆが、すくい面４の基体２の表面１３における結合相量Ｂ_Ｒよりも少ない（Ｂ_Ｆ＜Ｂ_Ｒ）ことが望ましい。これによって、すくい面４と逃げ面５におけるＴｉＣＮ層７を成膜する際の膜成長状態に違いが出て、すくい面４のＴｉＣＮ層８は（４２２）面に配向しやすくなり、逃げ面５のＴｉＣＮ層９は（４２２）面に配向しにくくなる。ちなみに、Ｂ_Ｒ／Ｂ_Ｆの望ましい範囲は１．２〜３．５である。

また、前記結合相量Ｂ_Ｆと基体２の内部における結合相量Ｂ_Ｉとの比（Ｂ_Ｆ／Ｂ_Ｉ）が０．６〜０．９であり、かつ前記結合相量Ｂ_Ｒと前記結合相量Ｂ_Ｉとの比（Ｂ_Ｒ／Ｂ_Ｉ）が１．１〜１．６であることが、すくい面４のＴｉＣＮ層８および逃げ面５のＴｉＣＮ層９中のＴｉＣＮ粒子の成長状態を所定の範囲に制御できる点で望ましい。

なお、すくい面４および逃げ面５における基体２の表面部での結合相量Ｂ_Ｒ、Ｂ_Ｆ、および基体２の内部における結合相量Ｂ_Ｉを測定する際には、Ｘ線マイクロアナライザー（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ−Ａｎａｒｙｓｉｓ：ＥＰＭＡ）、オージェ電子分光分析（Ａｕｇｅｒ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＡＥＳ）等の表面分析法にて測定することができる。また、詳しくは、測定する基体２の表面および内部を露出させて測定すればよく、例えば硬質被覆層を研磨、エッチング等をして、基体２の表面を露出させた面や、ダイヤモンド砥石等で試料を切断して得られる断面にて測定することができる。すくい面４および逃げ面５における基体２の表面部の結合相量Ｂ_Ｒ、Ｂ_Ｆは、すくい面４および逃げ面５における基体２と硬質被覆層との界面から、基体２の内部に向かって１．５μｍ以下の領域で、基体２の内部の結合相量Ｂ_Ｉは、基体２の表面から基体２の内部に向かって５００μｍ以上の深さ領域で測定することができる。

さらに、ＴｉＣＮ層７が基体２の表面に対して垂直に伸びる筋状形状のＴｉＣＮ粒子からなり、すくい面４における前記筋状形状のＴｉＣＮ粒子の層厚み方向に対して垂直な方向についての平均結晶幅をｗ_ｒ、逃げ面における筋状形状のＴｉＣＮ粒子の平均結晶幅をｗ_ｆとするとき、これらの比（ｗ_ｒ／ｗ_ｆ）が０．４〜０．８であることが、すくい面４および逃げ面５における耐摩耗性および耐欠損性を最適化できる点で望ましい。

また、その筋状形状のＴｉＣＮＴｉＣＮ粒子の平均結晶幅（ｗ_ｒ、ｗ_ｆ）が０．１〜１．０μｍであることが、ＴｉＣＮ層７および硬質被覆層３の耐衝撃性を高める点で望ましい。

なお、平均結晶幅（ｗ_ｒ、ｗ_ｆ）は、インターセプト法を用いて、図２に示すように、硬質被覆層３のＴｉＣＮ層７を含む任意の破断面５箇所における線分Ａ上を横切る粒界数を測定し、該粒界数と線分Ａの長さをもとに、筋状形状のＴｉＣＮ粒子の結晶幅７ｃに換算した値の５箇所の平均値として算出することができる。

さらに、すくい面４におけるＴｉＣＮ層８の層厚みｔ_ｒと逃げ面５におけるＴｉＣＮ層９の層厚みｔ_ｆとの比（ｔ_ｒ／ｔ_ｆ）が０．８〜１．２であることが望ましい。この範囲内であれば、ＴｉＣＮ層８およびＴｉＣＮ層９がそれぞれの優れた特性をバランスよく発揮できる。

なお、工具１のＴｉＣＮ層７の層厚みが３μｍ〜２０μｍである場合には、切削工具としての耐欠損性および耐摩耗性が両立できる。しかも、ＴｉＣＮ層８およびＴｉＣＮ層９の膜厚みが上記範囲内であれば、確実にＴｉＣＮ層８とＴｉＣＮ層９の配向係数比（Ｔ_ＣＲ／Ｔ_ＣＦ）を上記範囲内に制御できる。

なお、すくい面４および逃げ面５における層厚み（ｔ_ｒ、ｔ_ｆ）の測定は、ＴｉＣＮ層８およびＴｉＣＮ層９を含む任意の破断面を顕微鏡等で観察することによって行うことができる。また各層厚みは、各任意の５箇所における層厚みの平均値とする。

また、図１によれば、ＴｉＣＮ層７の上面にＡｌ_２Ｏ_３層１５を形成している。このＡｌ_２Ｏ_３層１５は、α型結晶構造からなることが、構造的に安定で高温になっても優れた耐摩耗性を維持できる点で望ましい。なお、Ａｌ_２Ｏ_３結晶の一部をα型結晶構造以外のκ型結晶構造として、すなわちＡｌ_２Ｏ_３層５の結晶構造をα型結晶構造とκ型結晶構造との混晶としてＡｌ_２Ｏ_３層５の付着力を調整することも可能である。

さらに、Ａｌ_２Ｏ_３層１５をα型結晶構造とする場合には、少なくともチタンと酸素を含む層、例えば、ＴｉＣＯ層、ＴｉＮＯ層、ＴｉＣＮＯ層、ＴｉＯ_２層、Ｔｉ_２Ｏ_３層等の硬質層を、少なくとも１層、中間層１６としてＴｉＣＮ層７とＡｌ_２Ｏ_３層１５との間に形成することが安定してα型結晶構造を成長させることができる点で望ましい。

また、図１によれば、基体２表面の直上に第１層として最下層ＴｉＮ層１７を形成している。これによって、基体２の成分が硬質被覆層３内に拡散するのを抑制する効果、およびＴｉＣＮ層７の粒子形状を容易に制御できる効果がある。さらに、図１によれば、Ａｌ_２Ｏ_３層１５の上に硬質被覆層３の最上層として最上層ＴｉＮ層１８を形成している。これによって、工具が金色を呈するため、工具１を使用したときに最上層ＴｉＮ層１８が摩耗して使用済みかどうかの判別がつきやすく、また、摩耗の進行を容易に確認できるため望ましい。さらには、最上層は最上層ＴｉＮ層１８に限定されるものではなく、摺動性を高めるためにＤＬＣ（ダイヤモンドライクカーボン）層やＣｒＮ層を形成する場合もある。

（製造方法）
また、上述した表面被覆切削工具を製造するには、まず、上述した超硬合金を焼成によって形成しうる金属炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物等の無機物粉末に、金属粉末、カーボン粉末等を適宜添加、混合し、プレス成形、鋳込成形、押出成形、冷間静水圧プレス成形等の公知の成形方法によって所定の工具形状に成形した後、真空中または非酸化性雰囲気中にて１５００℃〜１５５０℃にて１〜１．５時間保持して焼成する。そして、本発明においては、前記焼成温度で焼成した後、さらに焼成温度よりも３０℃〜５０℃高い温度で５分〜１０分間保持するか、または上記焼成温度で焼成し冷却して焼成を一旦終了した後再度上記焼成温度よりも３０℃〜５０℃高い温度で５分〜１０分間保持する熱処理をする。これにより、基体の表面に結合相が蒸発した結合相貧化層、そしてその直下（内部）に結合相の含有量が基体２の内部よりも多い結合相富化層を具備する基体２が得られる。

次に、本発明によれば、上記基体２のすくい面４の表面に存在する結合相貧化層を除去し、望ましくは結合相富化層を残存させてこれがすくい面４の基体２表面に露出するように研摩加工を施す。これによって、基体２のすくい面４の表面と逃げ面５の表面に存在する結合相含有量が所定の範囲（Ｂ_Ｒ＞Ｂ_Ｆ）となるように制御することができ、後述するＴｉＣＮ層７を成膜する際に、すくい面４側および逃げ面５側のＴｉＣＮ層７の結晶成長状態を制御することができる。また、上記結合相貧化層の研摩除去処理によって、すくい面４の平滑性も高められるという作用もある。

その後、上記基体２の表面に化学気相蒸着法によって硬質被覆層３を成膜する。

まず、所望により、最下層ＴｉＮ層１７を成膜する。具体的な成膜条件としては、反応ガス組成としてＴｉＣｌ_４ガスを０．１〜１０体積％、Ｎ_２ガスを３０〜６０体積％、残りがＨ_２ガスからなる混合ガスを順次調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を８００〜１１００℃、５〜８５ｋＰａとする。

次に、ＴｉＣＮ層７を成膜する。

ＴｉＣＮ層の具体的な成膜条件は、例えば、反応ガス組成として、ＴｉＣｌ_４ガスを１．５〜１０体積％、Ｎ_２ガスを３０〜８０体積％、ＣＨ_３ＣＮガスを０．１〜１体積％、残りがＨ_２ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を７８０〜１０００℃、５〜８５ｋＰａにて成膜する。

ここで、上記成膜条件のうち、ＴｉＣＮ層７の成膜前期における反応ガス中の塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスの導入流量とアセトニトリル（ＣＨ_３ＣＮ）ガスの導入流量との比率（塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）／アセトニトリル（ＣＨ_３ＣＮ）ガス）よりもＴｉＣＮ層７の成膜後期における反応ガス中の上記比率（塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）／アセトニトリル（ＣＨ_３ＣＮ）ガス）を大きくすることによって、上述したＴｉＣＮ層７（ＴｉＣＮ層８およびＴｉＣＮ層９）の組織構成とすることができる。より望ましくは、ＴｉＣＮ層の成膜前期における上記比率（塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）／アセトニトリル（ＣＨ_３ＣＮ）ガス）に対してＴｉＣＮ層の成膜後期時における上記比率（塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）／アセトニトリル（ＣＨ_３ＣＮ）ガス）を１．５倍以上とすることにより確実な制御が可能である。

また、窒素ガスの流量の望ましい範囲は、成膜初期において５〜４５体積％であり、成膜後期においては成膜初期における流量の２倍とすることである。

なお、成膜温度の望ましい範囲は、成膜初期において８３０〜１０００℃であり、成膜後期においては７８０〜９００℃であり、かつ成膜初期よりも５０℃以上低くすることが望ましい。特に、上記成膜条件は徐々に変化させることが望ましい。

また、本発明によれば、引き続き、ＡｌＣｌ_３ガスを３〜２０体積％、ＨＣｌガスを０．５〜３．５体積％、ＣＯ_２ガスを０．０１〜５．０体積％、Ｈ_２Ｓガスを０〜０．５体積％、残りがＨ_２ガスからなる混合ガスを用い、９００〜１１００℃、５〜１０ｋＰａの条件でＡｌ_２Ｏ_３層１５を成膜することが望ましい。

続いて、所望により、最上層ＴｉＮ層１８を成膜する。具体的な成膜条件は、反応ガス組成としてＴｉＣｌ_４ガスを０．１〜１０体積％、Ｎ_２ガスを４０〜６０体積％、残りがＨ_２ガスからなる混合ガスを順次調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を８００〜１１００℃、５〜８５ｋＰａとすればよい。

平均粒径１．５μｍの炭化タングステン（ＷＣ）粉末、平均粒径１．２μｍの金属コバルト（Ｃｏ）粉末および平均粒径２．０μｍの表１に示す原料粉末を表１に示す比率で添加、混合して、プレス成形により切削工具形状（ＣＮＭＧ１２０４０８）に成形した。そして、脱バインダ処理を施し、さらに、１０００℃以上を３℃／分の速度で昇温して、０．０１Ｐａの真空中、表１の条件で焼成した後、さらに表１の条件で熱処理してから冷却することにより、表面に結合相貧化層と結合相富化層とを有する超硬合金を作製した。

そして、上記超硬合金に対して、すくい面表面が表１に示す状態となるように研摩加工を施した後、ＣＶＤ法により表２に示す成膜条件で表３の層構成からなる硬質被覆層を形成した切削工具を作製した。

得られた切削工具に対して、すくい面および逃げ面において硬質被覆層の表面からそれぞれＸ線回折測定を行ない、配向係数Ｔ_ＣＲ、Ｔ_ＣＦを測定し、その比（Ｔ_ＣＲ／Ｔ_ＣＦ）を表３に表記した。なお、Ｘ線回折測定においては、Ｃｕ−Ｋα線を用いて電圧４０Ｋｖ、電流４０ｍＡの条件で測定し、回折チャートにおいてはＫα線除去処理を行ったデータを用いた。

また、硬質被覆層を含む断面の走査型顕微鏡観察よりすくい面の層厚を測定した。また、ＴｉＣＮ層については逃げ面の層厚も測定して、表３中にすくい面の層厚ｔ_ｒと逃げ面の層厚ｔ_ｆとの比（ｔ_ｒ／ｔ_ｆ）を表記した。さらに、すくい面および逃げ面における筋状形状のＴｉＣＮ粒子の層厚み方向に対して垂直な方向についての平均結晶幅ｗ_ｒ、ｗ_ｆをインターセプト法に基づいて算出し、これらの比（ｗ_ｒ／ｗ_ｆ）を表３に表記した。

またさらに、得られた切削工具について、すくい面および逃げ面における基体の表面部での結合相量Ｂ_Ｒ、Ｂ_Ｆ、および基体の内部における結合相量Ｂ_Ｉを、Ｘ線マイクロアナライザー（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ−Ａｎａｒｙｓｉｓ：ＥＰＭＡ）、の表面分析法にて測定し、表１に表記した。なお、ダイヤモンド砥石等で試料を切断して得られた断面において、露出した基体の表面および内部を前述のとおり測定した。

そして、この切削工具を用いて下記の条件により切削試験を行い、切削性能を評価した。結果は表３に示した。

（摩耗試験）
被削材 ：クロムモリブデン鋼（ＳＣＭ４３５）
工具形状：ＣＮＭＧ１２０４０８
切削速度：３００ｍ／分
送り速度：０．３ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：２ｍｍ
その他 ：水溶性切削液使用
切削時間：１２．５分間
評価項目：切削終了後、切刃の状態を顕微鏡にて観察。また、逃げ面のフランク摩耗量および先端摩耗量を測定（なお、摩耗が急激に進行した試料Ｎｏ．４のみは、９．５分で切削を終了。）
（耐欠損試験）
被削材 ：クロムモリブデン鋼（ＳＣＭ４４０）４本溝入り
工具形状 ：ＣＮＭＧ１２０４０８
切削速度 ：３００ｍ／分
送り速度 ：０．３ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み ：１．５ｍｍ
その他 ：水溶性切削液使用
評価項目：欠損に至るまでの衝撃回数を測定。

（ただし、最長衝撃回数は３０００回までとした。）

表１〜３の結果より、すくい面におけるＴｉＣＮ層の（４２２）面の配向係数Ｔ_ＣＲが、逃げ面におけるＴｉＣＮ層の（４２２）面の配向係数Ｔ_ＣＦよりも小さいか、または同じである試料Ｎｏ．３〜６では、すくい面側に溶着が発生して層剥離するか、または逃げ面でチッピング等から生じる欠損が発生しやすいものであった。

これに対して、本発明に従い、すくい面での配向係数Ｔ_ＣＲが逃げ面での配向係数Ｔ_ＣＦよりも大きい試料Ｎｏ．１、２では、いずれも硬質被覆層の剥離、欠損が発生しにくい優れた切削性能を有するものであった。

本発明の表面被覆切削工具の概略断面図である。 平均結晶幅の測定方法を説明する概略図である。

符号の説明

１ 表面被覆切削工具
２ 基体
３ 硬質被覆層
４ すくい面
５ 逃げ面
６ 切刃
７ ＴｉＣＮ層（すくい面側と逃げ面側の両面を指す）
８ ＴｉＣＮ層（すくい面側）
９ ＴｉＣＮ層（逃げ面側）
１３ 最表層（すくい面側）
１４ 最表層（逃げ面側）
１５ Ａｌ_２Ｏ_３層
１６ 中間層
１７ 最下層ＴｉＮ層
１８ 最上層ＴｉＮ層

Claims (7)

1. 超硬合金を基体とし、該基体の表面に、ＴｉＣＮ層を少なくとも１層被覆してなり、すくい面と逃げ面との交差稜を切刃とする表面被覆切削工具であって、前記ＴｉＣＮ層のＸ線回折分析において、以下の式にて算出される値を前記ＴｉＣＮ層の（４２２）面の配向係数Ｔ_Ｃとしたとき、前記すくい面における配向係数Ｔ_ＣRが、前記逃げ面における配向係数Ｔ_ＣFよりも大きいことを特徴とする表面被覆切削工具。
   Ｔ_Ｃ＝Ｉ_{（４２２）}／〔（１／６）×｛Ｉ_{（４２２）}＋Ｉ_{（１１１）}＋Ｉ_{（２００）}＋Ｉ_{（３１１）}＋Ｉ_{（４２０）}＋Ｉ_{（２２０）}｝〕
2. 前記ＴｉＣＮ層において、前記配向係数Ｔ_ＣＲと前記配向係数Ｔ_ＣＦとの比（Ｔ_ＣＲ／Ｔ_ＣＦ）が１．１〜２．５の範囲内にあることを特徴とする請求項１記載の表面被覆切削工具。
3. 前記基体が４，５，６族元素から選ばれる１種以上の化合物、立方晶窒化硼素、ダイヤモンドを主成分とする硬質相と鉄族金属を主成分とする結合相とからなり、前記逃げ面における前記基体の表面部での結合相量Ｂ_Ｆが、前記すくい面における前記基体の表面部での結合相量Ｂ_Ｒよりも少ないことを特徴とする請求項１または２に記載の表面被覆切削工具。
4. 前記逃げ面における前記基体の表面部での結合相量Ｂ_Ｆと、前記基体内部での結合相量Ｂ_Ｉとの比（Ｂ_Ｆ／Ｂ_Ｉ）が０．６〜０．９であり、かつ前記すくい面における前記基体の表面部面での結合相量Ｂ_Ｒと前記基体内部での結合相量Ｂ_Ｉとの比（Ｂ_Ｒ／Ｂ_Ｉ）が１．１〜１．６であることを特徴とする請求項３に記載の表面被覆切削工具。
5. 前記ＴｉＣＮ層が前記基体表面に対して垂直に伸びる筋状形状のＴｉＣＮ粒子の集合体からなり、前記すくい面における前記筋状形状のＴｉＣＮ粒子の層厚み方向に対して垂直な方向についての平均結晶幅をｗ_ｒ、前記逃げ面における前記筋状形状のＴｉＣＮ粒子の平均結晶幅をｗ_ｆとするとき、これらの比（ｗ_ｒ／ｗ_ｆ）が０．４〜０．８であることを特徴とする請求項１乃至４のいずれか記載の表面被覆切削工具。
6. 前記すくい面における前記ＴｉＣＮ層の層厚みｔ_ｒと前記逃げ面における前記ＴｉＣＮ層の層厚みｔ_ｆとの比（ｔ_ｒ／ｔ_ｆ）が０．８〜１．２であることを特徴とする請求項１乃至５のいずれか記載の表面被覆切削工具。
7. 前記すくい面および前記逃げ面における前記ＴｉＣＮ層の層厚みがいずれも３μｍ〜２０μｍであることを特徴とする請求項１乃至６のいずれか記載の表面被覆切削工具。
   
   

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