JP2012206223A - 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性、耐欠損性、耐剥離性を発揮する表面被覆切削工具 - Google Patents

Abstract

【課題】高速断続切削加工において、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性、耐欠損性、耐剥離性を発揮する表面被覆切削工具を提供する。
【解決手段】工具基体の表面に、少なくとも、下部層（Ｔｉ化合物層）と上部層（α型Ａｌ_２Ｏ_３層）を蒸着形成した表面被覆切削工具において、例えば、下部層−上部層界面に（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮＯ粒子を島状に分散分布させることによって、層厚Ｔの上部層の層厚方向に対する直交面に、極小引張残留応力値、極大引張残留応力値を示す複数の極小位置と極大位置が存在する直交面残留応力分布を形成し、極小引張残留応力値の平均値をσｍｉｎ、極大引張残留応力値の平均値をσｍａｘ、隣接する極小位置と極大位置における引張残留応力差（絶対値）の平均値をδとした時、深さＤ１の位置の直交面におけるσ１ｍｉｎ、σ１ｍａｘ、δ１と、深さＤ２の位置の直交面におけるσ２ｍｉｎ、σ２ｍａｘ、δ２は、Ｔ＞Ｄ２＞Ｄ１＞０で、かつ、σ１ｍｉｎ＞σ２ｍｉｎ、σ１ｍａｘ＞σ２ｍａｘ、δ２＞δ１を満たす。
【選択図】 図２（ａ）

Description

この発明は、例えば鋼や鋳鉄などの、高熱発生を伴い、切刃に衝撃的負荷が断続的に作用する高速断続切削加工に用いた場合に、硬質被覆層がすぐれた密着強度を有し、切れ刃にチッピング（微小欠け）、欠損、剥離等が発生することなく、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮する表面被覆切削工具（以下、被覆工具という）に関するものである。

従来、炭化タングステン基超硬合金製基体（以下、工具基体という）の表面に、
（ａ）下部層が、ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層およびＴｉＣＮＯ層のうちの１層または２層以上からなるＴｉ化合物層、
（ｂ）上部層が、化学蒸着形成された状態でα型の結晶構造を有する酸化アルミニウム（以下、α型Ａｌ_２Ｏ_３で示す）層、
上記（ａ）、（ｂ）からなる硬質被覆層を蒸着形成した被覆工具が広く知られており、鋼や鋳鉄などの切削加工において、すぐれた耐摩耗性を発揮することが知られている。

ただ、上記従来の被覆工具においては、長期間使用した場合に、チッピング、欠損、剥離等が生じやすいことから、この問題を解決するために、各種の提案がなされている。

例えば、特許文献１に示すように、工具基体表面の硬質被覆層は、その内部に−１０ＧＰａ〜０ＧＰａの内部応力を有し、しかも、該硬質被覆層の内部応力は、工具基体側から硬質被覆層表面側に向けて層厚方向に、連続的にあるいは段階的に、圧縮応力が増加または減少するように変化し、かつ、工具基体側と硬質被覆層表面側で１ＧＰａ以上の応力差を設けることにより、靭性、耐摩耗性を高めた被覆工具が提案されている。

また、特許文献２に示すように、被覆工具の硬質被覆層の層厚方向に圧縮応力分布を形成するとともに、硬質被覆層表面の圧縮応力が、硬質被覆層表面と硬質被覆層底面との間の中間点まで連続的に減少し、中間点において極小点を形成し、さらに、中間点から硬質被覆層底面まで圧縮応力が連続的に増加する圧縮応力分布形態とすることにより、硬質被覆層の靭性、耐チッピング性、耐摩耗性を高めた被覆工具も提案されている。

さらに、特許文献３に示すように、工具基体表面に、Ｔｉ化合物からなる下部層と酸化アルミニウムからなる上部層とを被覆形成した被覆工具において、すくい面、逃げ面のいずれかまたは両面にレーザービーム照射し、硬質被覆層の構成層のうちのいずれかの層が露出した掘下げ面を形成することにより、硬質被覆層の横断面の一部が応力緩和された面内応力分布を形成し、硬質被覆層の靭性、耐チッピング性、耐摩耗性の向上を図ることも提案されている。

特開２００１−３１５００６号公報 特開２００６−６２０７４号公報 特開２００７−２３７３０７号公報

近年の切削加工の省力化および省エネ化に対する要求は強く、これに伴い、切削加工はますます高速化する傾向にあるが、特許文献１、２に示される被覆工具においては、層厚方向に沿って残留応力分布を形成していることによって、層厚方向へのクラックの進展は抑制されるようになるものの、層厚方向に対し直交する方向へのクラック進展抑制作用は十分でないため、例えば、高熱発生を伴うとともに、切れ刃に対して断続的・衝撃的負荷が作用する鋼の高速断続切削加工に供した場合には、チッピング、欠損、剥離等を原因として比較的短時間で使用寿命に至るという問題点があった。

また、特許文献３に示される被覆工具においては、成膜後にレーザー処理を施すことから膜質変化による硬さの低下、層厚の減少により、摩耗寿命が低下しやすくなり、また、より一層の応力緩和を図るために、多数箇所にレーザー処理を施した場合には、下部層−上部層の付着強度が低下するとともに、上部層自体が脆弱化し、高速断続切削加工時の断続的・衝撃的負荷に耐えることができず、チッピング、欠損、剥離等が発生し、工具寿命が短命化するという問題点があった。

そこで、本発明者等は、高熱発生を伴うとともに、切れ刃に対して断続的・衝撃的負荷が作用する鋼や鋳鉄等の高速断続切削加工に用いた場合に、耐チッピング性、耐欠損性、耐剥離性にすぐれ、長期の使用にわたって優れた切削性能を発揮する被覆工具を提供すべく、硬質被覆層内部の応力分布形態について鋭意研究を行ったところ、次のような知見を得た。

被覆工具の硬質被覆層のうち、ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層およびＴｉＣＮＯ層のうちの１層または２層以上から形成されるＴｉ化合物層からなる下部層は、それ自身の具備するすぐれた高温強度によって硬質被覆層の高温強度向上に寄与し、また、α型Ａｌ_２Ｏ_３層からなる上部層は、耐酸化性と熱的安定性にすぐれ、さらに高硬度を有するが、高熱発生を伴い、切れ刃に断続的・衝撃的負荷が作用する高速断続切削では、硬質被覆層に発生したクラックが、その層厚方向および層厚方向に対し直交する方向へ進展し、また、下部層−上部層間の付着強度が十分でないため、これが原因で、チッピング、欠損、剥離等が発生することになる。

本発明者らは、硬質被覆層、特に、上部層内に特定の残留応力分布を形成することによって、下部層と上部層との付着強度を高めるばかりか、硬質被覆層（特に、上部層）に発生したクラックが、その層厚方向および層厚方向に対して直交する方向に進展するのを抑制し得ることを見出したのである。

具体的に言えば、例えば、工具基体表面に、下部層としてのＴｉ化合物層と上部層としてのα型酸化アルミニウム層とからなる硬質被覆層を、通常の化学蒸着法によって成膜する場合に、下部層（Ｔｉ化合物層）を蒸着形成したあと、雰囲気ガス中に、例えば、タングステン成分を微量添加して所定の条件で化学蒸着を行い、ついで、上部層（α型酸化アルミニウム層）を蒸着形成すると、図１に示すように、下部層と上部層の界面には、チタンとタングステンの炭窒酸化物（以下、（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮＯで示す）粒子が島状に分散分布した硬質被覆層が蒸着形成され、そして、界面に分散分布した上記（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮＯ粒子（場合により、界面分散粒子ともいう）は、上部層内に蓄積形成される残留応力の分布を変化させる作用を有することを確認したのである。

つまり、下部層と上部層の界面に、（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮＯ粒子からなる界面分散粒子が島状に分散分布した硬質被覆層の上部層（α型Ａｌ_２Ｏ_３層）について、その表面から任意の深さの位置の層厚方向に直交する面（以下、直交面という。図１、図２（ａ）における（イ）−（イ）切断面に対応）における引張残留応力を測定したところ、上記界面分散粒子が形成された界面位置の層厚方向延長線上の直交面内には、極小引張残留応力値を示す複数の極小位置（図２（ａ）参照）が形成され、また、その結果として、複数の極小位置以外の位置には、極大引張残留応力値を示す複数の極大位置が形成され、一方、層厚方向に沿う縦断面における縦断面残留応力分布を測定した場合に、上部層表面側から上部層の工具基体側に向かって、残留応力が緩和（低減）された縦断面残留応力分布（図２（ｂ）参照）が形成される。

そして、上記のような直交面残留応力分布および縦断面残留応力分布が形成された硬質被覆層を蒸着形成した本発明の被覆工具は、直交面残留応力分布（特に、直交面内の極小引張残留応力の存在）によって、直交面内における引張残留応力が緩和され、その結果、層厚方向に対し直交する方向へのクラックの進展が抑制される。

また、層厚方向に形成される縦断面残留応力分布によって、上部層表面の硬さを維持したままでクラックの層厚方向への進展を抑制することができ、さらに、下部層−上部層の付着強度を高めることができる。

したがって、本発明の被覆工具は、高熱発生を伴うとともに、切れ刃に対して断続的・衝撃的負荷が作用する鋼や鋳鉄等の高速断続切削加工に用いた場合に、チッピング、欠損、剥離等を発生することなく、長期の使用にわたって優れた切削性能を発揮することを見出したのである。

この発明は、上記知見に基づいてなされたものであって、
「（１） 炭化タングステン基超硬合金で構成された工具基体の表面に、少なくとも、下部層と上部層とからなる硬質被覆層が蒸着形成された表面被覆切削工具において、
上記下部層は、３〜２０μｍの合計平均層厚を有するチタンの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層および炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上からなるＴｉ化合物層、
上記上部層は、２〜１５μｍの平均層厚を有するα型酸化アルミニウム層からなり、
上記上部層を構成するα型酸化アルミニウム層について、その表面から任意の深さの位置の層厚方向に直交する面（以下、直交面という）における引張直交面残留応力を測定した場合、該直交面内には、極小引張残留応力値を示す複数の極小位置と、極大引張残留応力値を示す複数の極大位置が存在する直交面残留応力分布が形成され、該直交面における極小引張残留応力値の平均値をσｍｉｎとし、また、極大引張残留応力値の平均値をσｍａｘとし、さらに、該直交面において、相互に隣接する極小位置と極大位置における引張残留応力差（但し、絶対値）の平均値をδσとした時、
深さＤ１（μｍ）の位置の直交面について測定された極小引張残留応力値の平均値σｍｉｎ（ＭＰａ）、極大引張残留応力値の平均値σｍａｘ（ＭＰａ）及び引張残留応力差の平均値δσ（ＭＰａ）は、それぞれ、σ１ｍｉｎ、σ１ｍａｘ及びδ１であり、また、
深さＤ２（μｍ）の位置の直交面について測定された極小引張残留応力値の平均値σｍｉｎ（ＭＰａ）、極大引張残留応力値の平均値σｍａｘ（ＭＰａ）及び引張残留応力差の平均値δσ（ＭＰａ）は、それぞれ、σ２ｍｉｎ、σ２ｍａｘ及びδ２である場合に、
上記Ｄ１、σ１ｍｉｎ、σ１ｍａｘ、δ１、Ｄ２、σ２ｍｉｎ、σ２ｍａｘ、δ２は、
Ｔ＞Ｄ２＞Ｄ１＞０（但し、Ｔは、α型酸化アルミニウム層の層厚（μｍ））であって、かつ、
σ１ｍｉｎ＞σ２ｍｉｎ、
σ１ｍａｘ＞σ２ｍａｘ、
δ２＞δ１、
の関係を満足することを特徴とする表面被覆切削工具。
（２）上記α型酸化アルミニウム層の表面から、Ｄ１，Ｄ２（但し、Ｄ１＝０．５μｍ，Ｄ２＝（Ｔ−０．５）μｍ）の深さの位置の直交面における直交面残留応力分布を測定した場合、
深さＤ１の位置の直交面におけるσ１ｍｉｎ（ＭＰａ）、σ１ｍａｘ（ＭＰａ）、δ１（ＭＰａ）は、
２５０≧σ１ｍｉｎ≧１００、９５０≧σ１ｍａｘ≧３５０、６５０≧δ１≧１５０、
を満足し、また、
深さＤ２の位置の直交面におけるσ２ｍｉｎ（ＭＰａ）、σ２ｍａｘ（ＭＰａ）、δ２（ＭＰａ）は、
１００≧σ２ｍｉｎ＞０，９００≧σ２ｍａｘ≧２００，７００≧δ２≧１８０、
を満足することを特徴とする前記（１）に記載の表面被覆切削工具。
（３） 下部層であるＴｉ化合物層と上部層であるα型酸化アルミニウム層との界面には、チタンとタングステンの炭窒酸化物粒子からなる界面分散粒子が分散分布し、該界面分散粒子が存在する位置の層厚方向延長線上のα型酸化アルミニウム層中には、極小引張残留応力値を示す複数の極小位置が形成されていることを特徴とする前記（１）または（２）に記載の表面被覆切削工具。」に特徴を有するものである。

以下に、この発明の被覆工具の硬質被覆層について、より詳細に説明する。
下部層（Ｔｉ化合物層）：
Ｔｉの炭化物（ＴｉＣ）層、窒化物（ＴｉＮ）層、炭窒化物（ＴｉＣＮ）層、炭酸化物（ＴｉＣＯ）層および炭窒酸化物（ＴｉＣＮＯ）層のうちの１層または２層以上からなるＴｉ化合物層は、硬質被覆層の下部層として存在し、自身の具備するすぐれた高温強度によって硬質被覆層の高温強度向上に寄与するほか、工具基体と中間層のいずれにも強固に密着し、よって硬質被覆層の工具基体に対する接合強度を向上させる作用を有するが、その平均層厚が３μｍ未満では、前記作用を十分に発揮させることができず、一方その平均層厚が２０μｍを越えると、特に高熱発生を伴う高速断続切削では熱塑性変形を起し易くなり、これが偏摩耗の原因となることから、その平均層厚を３〜２０μｍと定めた。
界面分散粒子：
図１に示すように、Ｔｉ化合物層からなる下部層とα型Ａｌ_２Ｏ_３層からなる上部層との界面には、（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮＯからなる界面分散粒子が分散分布し、該界面分散粒子が存在する位置の層厚方向延長線上のα型酸化アルミニウム層中には、図２（ａ）に示すように、極小引張残留応力値を示す複数の極小位置を形成する。

なお、極小引張残留応力値を示す複数の極小位置以外の位置には、相対的なものとして、極大引張残留応力値を示す複数の極大位置が形成されることになる。

そして、下部層−上部層の界面のみに界面分散粒子が分散分布することから、界面分散粒子との距離が大きくなるにしたがって、即ち、例えば、上部層にあっては、工具基体側から上部層表面側に向かうにしたがって、界面分散粒子の存在による応力緩和作用の影響が薄れる。その結果、図２（ｂ）に示すように、層厚方向に沿う縦断面における縦断面残留応力分布を見た場合には、上部層表面側から上部層の工具基体側に向かうにしたがって、残留応力が緩和（低減）される縦断面残留応力分布が形成されることになる。

上記（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮＯからなる界面分散粒子は、工具基体表面に、Ｔｉ化合物層からなる下部層を通常の化学蒸着で蒸着形成した後、
反応ガス組成 ： 容量％で、
ＴｉＣｌ_４ １．０〜５．０％、
ＷＦ_６ ０．５〜３．０％、
ＣＨ_３ＣＮ ０．５〜１．５％、
ＣＯ １．０〜５．０％、
Ｎ_２ ５．０〜２０．０％、
Ｈ_２ 残部
工具基体温度 ： ８５０〜９２０℃
反応圧力 ： １５〜２５ ｋＰａ
処理時間 ： ３〜１０ 分
という蒸着条件で処理することにより、下部層表面（上部層を形成した後は、下部層と上部層の界面になる）に、（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮＯを島状に分散分布させることができる。
上部層（α型Ａｌ_２Ｏ_３層）：
上部層を構成するα型Ａｌ_２Ｏ_３層は、高温硬さおよび耐熱性にすぐれ、高熱発生を伴う高速断続切削加工において、基本的な役割として耐摩耗性を維持するが、その平均層厚が２μｍ未満では、長期使用における工具寿命の長寿命化を期待することができず、また、その平均層厚が１５μｍを超えるようになると、切刃部にチッピング、欠損、剥離等が発生し易くなることから、上部層の平均層厚は、２〜１５μｍと定めた。

さらに、この発明では、下部層と上部層との間の界面に、（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮＯ粒子を島状に分散分布させることによって、上部層を蒸着形成した際、上部層中に形成される残留応力分布形態、特に、直交面残留応力分布形態を変化させ、これによって、高熱発生を伴うとともに、切れ刃に対して断続的・衝撃的負荷が作用する鋼や鋳鉄等の高速断続切削加工に用いた場合でも、上部層の直交面方向へのクラックの伝播・進展を抑制することができるために、すぐれた耐チッピング性、耐欠損性、耐剥離性が発揮される。

つまり、上部層表面から任意の深さＤの位置の直交面（例えば、図１の（イ）−（イ）切断面で示される直交面）における直交面残留応力を測定した場合、該直交面内には、極小引張残留応力値を示す複数の極小位置（例えば、図２（ａ）の位置ａ〜ｃ）と、極大引張残留応力値を示す複数の極大位置（例えば、図２（ａ）の位置Ａ，Ｂ、Ｃ）が存在する直交面残留応力分布（図２（ａ））が形成される。

そして、該直交面における極小引張残留応力値の平均値をσｍｉｎとし、また、極大引張残留応力値の平均値をσｍａｘとし、さらに、該直交面において、相互に隣接する極小位置（図２（ａ）の位置ｂ）と極大位置（図２（ａ）の位置Ｃ）における引張残留応力差（但し、絶対値）の平均値δσを求める。

そして、図２（ａ）に示される深さＤ１（μｍ）の位置の直交面について求めた極小引張残留応力値の平均値σｍｉｎ、極大引張残留応力値の平均値σｍａｘ及び引張残留応力差の平均値δσを、それぞれ、σ１ｍｉｎ、σ１ｍａｘ及びδ１とし、
さらに、
図２（ａ）に示される深さＤ２（μｍ）の位置の直交面について求めた極小引張残留応力値の平均値σｍｉｎ、極大引張残留応力値の平均値σｍａｘ及び引張残留応力差の平均値δσを、それぞれ、σ２ｍｉｎ、σ２ｍａｘ及びδ２とした場合に、
Ｔ＞Ｄ２＞Ｄ１＞０（但し、Ｔは、α型酸化アルミニウム層からなる上部層の層厚（μｍ））を満たす深さＤ１および深さＤ２の直交面残留応力分布において、
σ１ｍｉｎ＞σ２ｍｉｎ、
σ１ｍａｘ＞σ２ｍａｘ、
δ２＞δ１、
の関係を満足するような直交面残留応力分布が形成される。

そして、上部層中に、このような直交面残留応力分布を形成することによって、切れ刃に対して断続的・衝撃的負荷が作用した場合でも、上部層に発生したクラックの直交面方向への伝播・進展が抑制されるばかりか、層厚方向へのクラックの伝播・進展も抑制され、さらに、上部層表面では、所定の高温硬さが維持されるとともに、下部層−上部層界面近傍においては、残留応力の緩和により層間密着性が向上する。

その結果、切れ刃に対して断続的・衝撃的負荷が作用する鋼や鋳鉄等の高速断続切削加工に供した場合でも、チッピング、欠損、剥離等が発生することなく、すぐれた耐摩耗性を発揮することができる。

なお、特許文献３に示される公知技術においても、直交面残留応力分布は形成されるが、硬質被覆層表面のレーザー照射によって、硬質被覆層のいずれかの層が露出した掘下げ面を形成しているため、本発明で規定するσｍｉｎ、σｍａｘ、δσの観点からみれば、特許文献３に記載の被覆工具では、σ１ｍｉｎ＝σ２ｍｉｎ＝０であって、σ１ｍｉｎ＞σ２ｍｉｎ、および、σ１ｍａｘ＞σ２ｍａｘを満足せず、本発明で規定するような直交面残留応力分布は形成されない。

しかも、特許文献３で提案される被覆工具においては、レーザー照射による膜質変化、硬さの低下、層厚の減少等により、摩耗寿命が低下しやすくなり、さらに、より一段と応力緩和を図るために、多数箇所にレーザー処理を施した場合には、下部層−上部層の付着強度が劣化するとともに、上部層自体が脆弱化するため、高速断続切削加工時の断続的・衝撃的負荷に耐えることができず、チッピング、欠損、剥離等が発生し、工具寿命が短命化するという問題点が生じる。

しかるに、本発明では、膜質変化、硬さの低下、層厚の減少はなく、さらに、下部層−上部層の付着強度の劣化、上部層の脆弱化が生じる恐れも皆無であって、すぐれた耐チッピング性、耐欠損性および耐剥離性が発揮される。

また、本発明の上部層を構成するα型Ａｌ_２Ｏ_３層の縦断面について、その層厚方向に沿って縦断面残留応力を測定した場合、図２（ｂ）に示すように、上部層表面から深さＤ１の位置における縦断面残留応力の平均値はσ１ａｖであり、また、深さＤ２の位置における縦断面残留応力の平均値はσ２ａｖであって、
Ｔ＞Ｄ２＞Ｄ１＞０（但し、Ｔは、α型酸化アルミニウム層からなる上部層の層厚（μｍ））を満たす深さＤ１および深さＤ２において、
σ１ａｖ＞σ２ａｖ
の関係を満足する縦断面残留応力分布が形成される。

そして、このような縦断面残留応力分布によって、上部層表面の高温硬さが維持されるとともに、層厚方向へのクラックの伝播・進展も抑制され、さらに、下部層−上部層界面近傍においては、残留応力の緩和により層間密着性が向上する。

なお、深さＤの位置における直交面残留応力の測定にあたり、極小引張残留応力値の平均値σｍｉｎ、極大引張残留応力値の平均値をσｍａｘ、さらに、相互に隣接する極小位置と極大位置における引張残留応力差（但し、絶対値）の平均値δσの測定・算出、また、縦断面残留応力分布の測定における深さＤの位置の縦断面残留応力の平均値σａｖの測定は、例えば、レーザーラマン分光分析器（ＨＯＲＩＢＡ Ｊｏｂｉｎ Ｙｖｏｎ社製Ｕ１０００）を用いて、ビーム径；１μｍ、光源；５１４．５ｎｍ、レーザーパワー；２００ｍＷ、回折格子；Ｓｉｎｇｌｅ １８００ｇｒ／ｍｍの条件にて測定した１０点の平均によって測定することができる。

この発明の被覆工具は、Ｔｉ化合物層からなる下部層とα型Ａｌ_２Ｏ_３層からなる上部層との界面に、例えば、（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮＯ粒子からなる界面分散粒子を、島状に分散分布させ、上部層中に、層厚方向に直交する直交面に直交面残留応力分布を形成するとともに、層厚方向に沿う縦断面に縦断面残留応力分布を形成することによって、断続的・衝撃的負荷が作用した場合でも、上部層に発生したクラックの直交面方向および層厚方向への伝播・進展を抑制し、さらに、上部層表面では、所定の高温硬さを維持し、下部層−上部層界面近傍においては、層間密着性が向上する。

その結果、切れ刃に対して断続的・衝撃的負荷が作用する鋼や鋳鉄等の高速断続切削加工に供した場合でも、チッピング、欠損、剥離等が発生することなく、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮することができる。

本発明被覆工具の、下部層−上部層界面近傍における縦断面模式図を示す。 本発明被覆工具の残留応力分布模式図を示し、（ａ）は、層厚方向に直交する面（直交面）に形成される直交面残留応力分布模式図、（ｂ）は、層厚方向に沿う縦断面に形成される縦断面残留応力分布模式図を示す。

つぎに、この発明の被覆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２〜４μｍ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、Ｃｒ₃Ｃ₂粉末、ＴｉＮ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、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、９８ＭＰａの圧力で所定形状の圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を５Ｐａの真空中、１３７０〜１４７０℃の範囲内の所定の温度に１時間保持の条件で真空焼結し、焼結後、切刃部にＲ：０．０７ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ・ＣＮＭＧ１２０４１２に規定するスローアウエイチップ形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体Ａ〜Ｆをそれぞれ製造した。

ついで、これらの工具基体Ａ〜Ｆのそれぞれを、通常の化学蒸着装置に装入し、まず、表２（表２中のｌ−ＴｉＣＮは特開平６−８０１０号公報に記載される縦長成長結晶組織をもつＴｉＣＮ層の形成条件を示すものであり、これ以外は通常の粒状結晶組織の形成条件を示すものである）に示される条件にて、表４に示される組み合わせおよび目標層厚でＴｉ化合物層を硬質被覆層の下部層として蒸着形成し、
ついで、表３に示されるＡ〜ＦのＴｉＷＣＮＯ粒子形成条件にて、下部層表面に微量の（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮＯ粒子を形成し、
ついで、表２に示される条件にて、表４に示される組み合わせおよび目標層厚で、Ａｌ₂ Ｏ₃ 層を上部層として蒸着形成する、
ことにより表４に示す本発明被覆工具１〜１３をそれぞれ製造した。

また、比較の目的で、下部層の最表面に、（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮＯ粒子を形成せず、表２に示される条件でＡｌ₂ Ｏ₃ 層を直接形成したものを表５に示す比較被覆工具１〜７として、また、下部層の表面に、表３に示されるｇ〜ｉのＴｉＷＣＮＯ粒子形成条件にて、本発明外の（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮＯを形成し、その後、表２に示される条件でＡｌ₂ Ｏ₃ 層を形成したものを、表５に示す比較被覆工具８〜１３としてそれぞれ製造した。

比較被覆工具１〜１３の下部層（Ｔｉ化合物層）、上部層（Ａｌ₂ Ｏ₃ 層）および（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮＯ粒子については、表５に示す。

次に、上記の本発明被覆工具１〜１３の硬質被覆層の下部層と上部層との界面について、オージェ電子分光分析器を用いて倍率１０００倍〜５０００倍で解析したところ、下部層と上部層との界面の一部に、（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮＯの存在を検出することができた。

なお、比較被覆工具８〜１３については、本発明被覆工具と同様にして、下部層と上部層との界面の一部に、（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮＯの存在を検出することができた。

ついで、上記の本発明被覆工具１〜１３および比較被覆工具１〜１３の硬質被覆層の上部層について、その直交面残留応力および縦断面残留応力はレーザーラマン分光分析器（ＨＯＲＩＢＡ Ｊｏｂｉｎ Ｙｖｏｎ社製Ｕ１０００）を用いて、ビーム径；１μｍ、光源；５１４．５ｎｍ、レーザーパワー；２００ｍＷ、回折格子；Ｓｉｎｇｌｅ １８００ｇｒ／ｍｍの条件によって測定した。

なお、このような直交面残留応力、縦断面残留応力の測定算出方法それ自体は、以下の参考文献（１）、（２）にも示されるように、すでに知られているものである。

参考文献（１）：Ｐｉｎｇ Ｍａ ａｎｄ Ｄａｖｉｄ Ｒ Ｃｌａｒｋｅ，Ｊ．Ａｍ．Ｃｅｒａｍ．Ｓｏｃ．７６， １４３３ （１９９３）、
参考文献（２）：Ｈ．Ｋ．Ｍａｏ，Ｐ．Ｍ．Ｂｅｌｌ，Ｊ．Ｗ．Ｓｈａｎｅｒ ａｎｄ Ｄ．Ｊ．Ｓｔｅｉｎｂｅｒｇ，Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．４９， ３２７６（１９７８）。

表６、表７に、上記で求めた 深さ方向２箇所の位置（Ｄ１＝０．５（μｍ）、Ｄ２＝（Ｔ−０．５）（μｍ））の直交面について測定された極小残留応力値の平均値σｍｉｎ、極大残留応力値の平均値σｍａｘ、残留応力差の平均値δσの値を、それぞれ示す。
また、同じく表６、表７に、深さＤ１＝０．５（μｍ）、Ｄ２＝（Ｔ−０．５）（μｍ）の位置の縦断面について測定された縦断面残留応力の平均値σａｖを示す。

また、本発明被覆工具１〜１３および比較被覆工具１〜１３の下部層、上部層の厚さを、走査型電子顕微鏡を用いて測定（縦断面測定）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。

つぎに、上記の本発明被覆工具１〜１３および比較被覆工具１〜１３の各種の被覆工具について、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、
[切削条件Ａ]
被削材：ＪＩＳ・Ｓ３０Ｃの長さ方向等間隔４本縦溝入の丸棒、
切削速度： ３８０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： １．５ ｍｍ、
送り： ０．５０ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ５ 分、
の条件での炭素鋼の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は、２５０ｍ／ｍｉｎ）、
[切削条件Ｂ]
被削材：ＪＩＳ・ＦＣＤ５００の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： ３８０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ２．６ ｍｍ、
送り： ０．３７ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ５ 分、
の条件でのダクタイル鋳鉄の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は、１８０ｍ／ｍｉｎ）、
を行い、いずれの切削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８に示した。

表４〜８に示される結果から、本発明被覆工具１〜１３は、硬質被覆層の下部層と上部層との界面に、例えば、所定の（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮＯ粒子を存在せしめ、これによって上部層の直交面残留応力分布、縦断面残留応力分布を所定の形態に変化させることによって、断続的・衝撃的負荷が作用した場合でも、上部層に発生したクラックの直交面方向および層厚方向への伝播・進展が抑制され、しかも、上部層はすぐれた高温硬さを有するとともに層の密着強度が向上するので、切れ刃に対して断続的・衝撃的負荷が作用する鋼や鋳鉄等の高速断続切削加工に供した場合でも、チッピング、欠損、剥離等が発生することなく、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮する。

これに対して、硬質被覆層の下部層と上部層との界面に、（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮＯ粒子が形成されていない比較被覆工具１〜７、また、形成されていても本発明範囲外となる比較被覆工具８〜１３では、特に、上部層の直交面残留応力分布が適切でないために、高速断続切削という厳しい切削条件下では、硬質被覆層の層間密着強度が不十分であるために、硬質被覆層にチッピング、欠損、剥離等の発生により、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、この発明の被覆工具は、特に高い発熱を伴い断続的かつ衝撃的な負荷がかかる高速断続切削加工においてすぐれた耐チッピング性、耐欠損性、耐剥離性を示すものであるが、各種の鋼や鋳鉄などの通常の条件での切削加工にも使用できることは勿論であって、この場合にも、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮するものであるから、切削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、さらに低コスト化が十分期待できるものである。

Claims (3)

1. 炭化タングステン基超硬合金で構成された工具基体の表面に、少なくとも、下部層と上部層とからなる硬質被覆層が蒸着形成された表面被覆切削工具において、
   上記下部層は、３〜２０μｍの合計平均層厚を有するチタンの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層および炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上からなるＴｉ化合物層、
   上記上部層は、２〜１５μｍの平均層厚を有するα型酸化アルミニウム層からなり、
   上記上部層を構成するα型酸化アルミニウム層について、その表面から任意の深さの位置の層厚方向に直交する面（以下、直交面という）における引張残留応力を測定した場合、該直交面内には、極小引張残留応力値を示す複数の極小位置と、極大引張残留応力値を示す複数の極大位置が存在する直交面残留応力分布が形成され、該直交面における極小引張残留応力値の平均値をσｍｉｎとし、また、極大引張残留応力値の平均値をσｍａｘとし、さらに、該直交面において、相互に隣接する極小位置と極大位置における引張残留応力差（但し、絶対値）の平均値をδσとした時、
   深さＤ１（μｍ）の位置の直交面について測定された極小引張残留応力値の平均値σｍｉｎ（ＭＰａ）、極大引張残留応力値の平均値σｍａｘ（ＭＰａ）及び引張残留応力差の平均値δσ（ＭＰａ）は、それぞれ、σ１ｍｉｎ、σ１ｍａｘ及びδ１であり、また、
   深さＤ２（μｍ）の位置の直交面について測定された極小引張残留応力値の平均値σｍｉｎ（ＭＰａ）、極大引張残留応力値の平均値σｍａｘ（ＭＰａ）及び引張残留応力差の平均値δσ（ＭＰａ）は、それぞれ、σ２ｍｉｎ、σ２ｍａｘ及びδ２である場合に、
   上記Ｄ１、σ１ｍｉｎ、σ１ｍａｘ、δ１、Ｄ２、σ２ｍｉｎ、σ２ｍａｘ、δ２は、
   Ｔ＞Ｄ２＞Ｄ１＞０（但し、Ｔは、α型酸化アルミニウム層の層厚（μｍ））であって、かつ、
   σ１ｍｉｎ＞σ２ｍｉｎ、
   σ１ｍａｘ＞σ２ｍａｘ、
   δ２＞δ１、
   の関係を満足することを特徴とする表面被覆切削工具。
2. 上記α型酸化アルミニウム層の表面から、Ｄ１，Ｄ２（但し、Ｄ１＝０．５μｍ，Ｄ２＝（Ｔ−０．５）μｍ）の深さの位置の直交面における直交面残留応力分布を測定した場合、
   深さＤ１の位置の直交面におけるσ１ｍｉｎ（ＭＰａ）、σ１ｍａｘ（ＭＰａ）、δ１（ＭＰａ）は、
   ２５０≧σ１ｍｉｎ≧１００、９５０≧σ１ｍａｘ≧３５０、６５０≧δ１≧１５０、
   を満足し、また、
   深さＤ２の位置の直交面におけるσ２ｍｉｎ（ＭＰａ）、σ２ｍａｘ（ＭＰａ）、δ２（ＭＰａ）は、
   １００≧σ２ｍｉｎ＞０、９００≧σ２ｍａｘ≧２００，７００≧δ２≧１８０、
   を満足することを特徴とする請求項１に記載の表面被覆切削工具。
3. 下部層であるＴｉ化合物層と上部層であるα型酸化アルミニウム層との界面には、チタンとタングステンの炭窒酸化物粒子からなる界面分散粒子が分散分布し、該界面分散粒子が存在する位置の層厚方向延長線上のα型酸化アルミニウム層中には、極小引張残留応力値を示す複数の極小位置が形成されている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。

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