JP2927182B2 - 硬質被覆層がすぐれた層間密着性を有する表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具 - Google Patents
硬質被覆層がすぐれた層間密着性を有する表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具Info
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- JP2927182B2 JP2927182B2 JP6141122A JP14112294A JP2927182B2 JP 2927182 B2 JP2927182 B2 JP 2927182B2 JP 6141122 A JP6141122 A JP 6141122A JP 14112294 A JP14112294 A JP 14112294A JP 2927182 B2 JP2927182 B2 JP 2927182B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、硬質被覆層がすぐれ
た層間密着性を有し、したがって切削抵抗の大きい、例
えば軟鋼などの切削に用いた場合に長期に亘ってすぐれ
た切削性能を発揮する表面被覆炭化タングステン基超硬
合金製切削工具（以下、被覆超硬切削工具という）に関
するものである。
た層間密着性を有し、したがって切削抵抗の大きい、例
えば軟鋼などの切削に用いた場合に長期に亘ってすぐれ
た切削性能を発揮する表面被覆炭化タングステン基超硬
合金製切削工具（以下、被覆超硬切削工具という）に関
するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、例えば特公昭５７−１５８５号公
報や特公昭５９−５２７０３号公報に記載されるよう
に、全体的に均質な炭化タングステン基超硬合金基体
や、結合相形成成分としての例えばＣｏなどの含有量が
基体内部に比して相対的に高い表面部、すなわち表面部
に結合相富化帯域を有する炭化タングステン基超硬合金
基体（以下、これらを総称して超硬合金基体という）の
表面に、化学蒸着法や物理蒸着法を用いて、窒化チタン
（以下、ＴｉＮで示す）からなる第１層、炭窒化チタン
（以下、ＴｉＣＮで示す）からなる第２層、炭化チタン
（以下、ＴｉＣで示す）からなる第３層、および酸化ア
ルミニウム（以下、Ａｌ2 Ｏ3 で示す）からなる第４
層、さらに必要に応じてＴｉＮからなる第５層で構成さ
れた硬質被覆層を３〜３０μｍの範囲内の所定の平均層
厚で形成してなる被覆超硬切削工具が、主に合金鋼や鋳
鉄の旋削やフライス切削などに用いられていることは良
く知られるところである。
報や特公昭５９−５２７０３号公報に記載されるよう
に、全体的に均質な炭化タングステン基超硬合金基体
や、結合相形成成分としての例えばＣｏなどの含有量が
基体内部に比して相対的に高い表面部、すなわち表面部
に結合相富化帯域を有する炭化タングステン基超硬合金
基体（以下、これらを総称して超硬合金基体という）の
表面に、化学蒸着法や物理蒸着法を用いて、窒化チタン
（以下、ＴｉＮで示す）からなる第１層、炭窒化チタン
（以下、ＴｉＣＮで示す）からなる第２層、炭化チタン
（以下、ＴｉＣで示す）からなる第３層、および酸化ア
ルミニウム（以下、Ａｌ2 Ｏ3 で示す）からなる第４
層、さらに必要に応じてＴｉＮからなる第５層で構成さ
れた硬質被覆層を３〜３０μｍの範囲内の所定の平均層
厚で形成してなる被覆超硬切削工具が、主に合金鋼や鋳
鉄の旋削やフライス切削などに用いられていることは良
く知られるところである。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】一方、近年の切削機械
のＦＡ化はめざましく、かつ切削加工の省力化の要求と
相まって、切削工具には汎用性が求められる傾向にある
が、上記の従来被覆超硬切削工具においては、これを合
金鋼や鋳鉄などの切削に用いた場合には問題はないが、
特に切削抵抗の高い軟鋼などの切削に用いた場合、硬質
被覆層の層間密着性が十分でないために、硬質被覆層に
層間剥離やチッピングが発生し易く、これが原因で比較
的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
のＦＡ化はめざましく、かつ切削加工の省力化の要求と
相まって、切削工具には汎用性が求められる傾向にある
が、上記の従来被覆超硬切削工具においては、これを合
金鋼や鋳鉄などの切削に用いた場合には問題はないが、
特に切削抵抗の高い軟鋼などの切削に用いた場合、硬質
被覆層の層間密着性が十分でないために、硬質被覆層に
層間剥離やチッピングが発生し易く、これが原因で比較
的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
【０００４】
【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、上記の従来被覆超硬切削工具に
着目し、これを構成する硬質被覆層の層間密着性の向上
をはかるべく研究を行なった結果、 （ａ） 上記の従来被覆超硬切削工具を構成する硬質被
覆層において、超硬合金基体に対する第１層のＴｉＮ層
の密着性に問題はないが、前記第１層と第２層のＴｉＣ
Ｎ層、前記第２層と第３層のＴｉＣ層、および前記第３
層と第４層のＡｌ2 Ｏ3 層、さらに前記第４層と第５層
のＴｉＮ層の層間密着性がいずれも低く、これが原因で
層間剥離やチッピングが発生し易くなること。 （ｂ） 上記の従来被覆超硬切削工具を構成する硬質被
覆層において、第１層のＴｉＮ層、第２層のＴｉＣＮ
層、第３層のＴｉＣ層、および必要に応じて形成される
第５層のＴｉＮ層はいずれも粒状結晶組織をもち、第４
層のＡｌ2 Ｏ3 層はアルファ型結晶組織をもつこと。 （ｃ） 上記の従来被覆超硬切削工具を構成する硬質被
覆層において、第２層のＴｉＣＮ層を縦長成長結晶組織
とし、かつ第４層のＡｌ2 Ｏ3 層をカッパー型結晶を主
体とする組織（望ましくは、カッパー型結晶が５０容量
％以上を占め、残りがアルファ型結晶からなる混合組
織、または実質的にカッパー型結晶からなる組織）とす
ると、この結果の硬質被覆層はいずれの層間密着性も著
しく向上したものになり、したがって切削抵抗の高い被
削材の切削にも層間剥離のチッピングの発生がなく、す
ぐれた切削性能を長期に亘って発揮すること。 以上（ａ）〜（ｃ）に示される研究結果を得たのであ
る。
上述のような観点から、上記の従来被覆超硬切削工具に
着目し、これを構成する硬質被覆層の層間密着性の向上
をはかるべく研究を行なった結果、 （ａ） 上記の従来被覆超硬切削工具を構成する硬質被
覆層において、超硬合金基体に対する第１層のＴｉＮ層
の密着性に問題はないが、前記第１層と第２層のＴｉＣ
Ｎ層、前記第２層と第３層のＴｉＣ層、および前記第３
層と第４層のＡｌ2 Ｏ3 層、さらに前記第４層と第５層
のＴｉＮ層の層間密着性がいずれも低く、これが原因で
層間剥離やチッピングが発生し易くなること。 （ｂ） 上記の従来被覆超硬切削工具を構成する硬質被
覆層において、第１層のＴｉＮ層、第２層のＴｉＣＮ
層、第３層のＴｉＣ層、および必要に応じて形成される
第５層のＴｉＮ層はいずれも粒状結晶組織をもち、第４
層のＡｌ2 Ｏ3 層はアルファ型結晶組織をもつこと。 （ｃ） 上記の従来被覆超硬切削工具を構成する硬質被
覆層において、第２層のＴｉＣＮ層を縦長成長結晶組織
とし、かつ第４層のＡｌ2 Ｏ3 層をカッパー型結晶を主
体とする組織（望ましくは、カッパー型結晶が５０容量
％以上を占め、残りがアルファ型結晶からなる混合組
織、または実質的にカッパー型結晶からなる組織）とす
ると、この結果の硬質被覆層はいずれの層間密着性も著
しく向上したものになり、したがって切削抵抗の高い被
削材の切削にも層間剥離のチッピングの発生がなく、す
ぐれた切削性能を長期に亘って発揮すること。 以上（ａ）〜（ｃ）に示される研究結果を得たのであ
る。
【０００５】この発明は、上記の研究結果にもとづいて
なされたものであって、超硬合金基体の表面に、粒状結
晶組織を有するＴｉＮからなる第１層、縦長成長結晶組
織を有するＴｉＣＮからなる第２層、粒状結晶組織を有
するＴｉＣからなる第３層、およびカッパー型結晶が５
０容量％以上を占め、残りがアルファ型結晶からなる混
合組織、または実質的にカッパー型結晶組織を有するＡ
ｌ2 Ｏ3 からなる第４層、さらに必要に応じて形成され
る粒状結晶組織を有するＴｉＮからなる第５層で構成さ
れた硬質被覆層を、通常の化学蒸着法および／または物
理蒸着法を用い、３〜３０μｍの範囲内の所定の平均層
厚で形成してなる、硬質被覆層がすぐれた層間密着性を
有する被覆超硬切削工具に特徴を有するものである。
なされたものであって、超硬合金基体の表面に、粒状結
晶組織を有するＴｉＮからなる第１層、縦長成長結晶組
織を有するＴｉＣＮからなる第２層、粒状結晶組織を有
するＴｉＣからなる第３層、およびカッパー型結晶が５
０容量％以上を占め、残りがアルファ型結晶からなる混
合組織、または実質的にカッパー型結晶組織を有するＡ
ｌ2 Ｏ3 からなる第４層、さらに必要に応じて形成され
る粒状結晶組織を有するＴｉＮからなる第５層で構成さ
れた硬質被覆層を、通常の化学蒸着法および／または物
理蒸着法を用い、３〜３０μｍの範囲内の所定の平均層
厚で形成してなる、硬質被覆層がすぐれた層間密着性を
有する被覆超硬切削工具に特徴を有するものである。
【０００６】なお、この発明の被覆超硬切削工具を構成
する硬質被覆層のうちの第２層の縦長成長結晶組織を有
するＴｉＣＮ層は、例えば特開平６−８０１０号公報に
記載される通り、 反応ガス組成：容量％で、ＴｉＣｌ4 ：１〜１０％、Ｃ
Ｈ3 ＣＮ：０．１〜５％、Ｎ2 ：０〜３５％、Ｈ2 ：残
り、 反応温度：８５０〜９５０℃、 雰囲気圧力：３０〜２００torr、 の条件で形成するのが望ましい。一方、粒状結晶組織を
有するＴｉＣＮ層は、通常、 反応ガス組成：容量％で、ＴｉＣｌ4 ：１〜５％、ＣＨ
4 ：２〜７％、Ｎ2 ：１５〜３５％、Ｈ2 ：残り、 反応温度：９５０〜１０５０℃、 雰囲気圧力：３０〜２００torr、 の条件で形成される。また、カッパー型結晶を主体とす
る組織を有するＡｌ2 Ｏ3 層は、 反応ガス：容量％で、初期段階の１〜１２０分を、Ａｌ
Ｃｌ3 ：１〜２０％、必要に応じてＨＣｌ：１〜２０％
および／またはＨ2 Ｓ：０．０５〜５％、Ｈ2：残り、
とし、以後、ＡｌＣｌ3 ：１〜２０％、ＣＯ2 ：０．５
〜３０％、必要に応じてＨＣｌ：１〜２０％および／ま
たはＨ2 Ｓ：０．０５〜５％、Ｈ2 ：残り、 反応温度：８５０〜１０００℃、 雰囲気圧力：３０〜２００torr、 の条件で形成される。
する硬質被覆層のうちの第２層の縦長成長結晶組織を有
するＴｉＣＮ層は、例えば特開平６−８０１０号公報に
記載される通り、 反応ガス組成：容量％で、ＴｉＣｌ4 ：１〜１０％、Ｃ
Ｈ3 ＣＮ：０．１〜５％、Ｎ2 ：０〜３５％、Ｈ2 ：残
り、 反応温度：８５０〜９５０℃、 雰囲気圧力：３０〜２００torr、 の条件で形成するのが望ましい。一方、粒状結晶組織を
有するＴｉＣＮ層は、通常、 反応ガス組成：容量％で、ＴｉＣｌ4 ：１〜５％、ＣＨ
4 ：２〜７％、Ｎ2 ：１５〜３５％、Ｈ2 ：残り、 反応温度：９５０〜１０５０℃、 雰囲気圧力：３０〜２００torr、 の条件で形成される。また、カッパー型結晶を主体とす
る組織を有するＡｌ2 Ｏ3 層は、 反応ガス：容量％で、初期段階の１〜１２０分を、Ａｌ
Ｃｌ3 ：１〜２０％、必要に応じてＨＣｌ：１〜２０％
および／またはＨ2 Ｓ：０．０５〜５％、Ｈ2：残り、
とし、以後、ＡｌＣｌ3 ：１〜２０％、ＣＯ2 ：０．５
〜３０％、必要に応じてＨＣｌ：１〜２０％および／ま
たはＨ2 Ｓ：０．０５〜５％、Ｈ2 ：残り、 反応温度：８５０〜１０００℃、 雰囲気圧力：３０〜２００torr、 の条件で形成される。
【０００７】また、この発明の被覆超硬切削工具を構成
する硬質被覆層は、超硬合金基体の表面に、まず第１層
のＴｉＮ層を蒸着し、ついで第２層のＴｉＣＮ層、第３
層のＴｉＣ層、および第４層のＡｌ2 Ｏ3 層、さらに必
要に応じて第５層のＴｉＮ層を順次蒸着することによっ
て形成されるが、前記第２層以降の形成に際して、前記
第１層のＴｉＮ層中に前記超硬合金基体中のＣ成分が拡
散固溶する場合があり、この場合の第１層は硬質被覆層
形成後ＴｉＣＮ層として存在することになる。
する硬質被覆層は、超硬合金基体の表面に、まず第１層
のＴｉＮ層を蒸着し、ついで第２層のＴｉＣＮ層、第３
層のＴｉＣ層、および第４層のＡｌ2 Ｏ3 層、さらに必
要に応じて第５層のＴｉＮ層を順次蒸着することによっ
て形成されるが、前記第２層以降の形成に際して、前記
第１層のＴｉＮ層中に前記超硬合金基体中のＣ成分が拡
散固溶する場合があり、この場合の第１層は硬質被覆層
形成後ＴｉＣＮ層として存在することになる。
【０００８】さらに、上記硬質被覆層の平均層厚は３〜
３０μｍとするのがよく、これは、その平均層厚が３μ
ｍ未満では所望のすぐれた耐摩耗性を確保することがで
きず、一方その平均層厚が３０μｍを越えると耐欠損性
が急激に低下するようになるという理由によるものであ
り、また第１層のＴｉＮ層の平均層厚は０．１〜５μ
ｍ、第２層のＴｉＣＮ層のそれは３〜２０μｍ、第３層
のＴｉＣ層は１〜１０μｍ、第４層のＡｌ2 Ｏ3 層は
０．１〜１５μｍ、さらに第５層のＴｉＮ層は０．１〜
５μｍの平均層厚とするのが望ましい。
３０μｍとするのがよく、これは、その平均層厚が３μ
ｍ未満では所望のすぐれた耐摩耗性を確保することがで
きず、一方その平均層厚が３０μｍを越えると耐欠損性
が急激に低下するようになるという理由によるものであ
り、また第１層のＴｉＮ層の平均層厚は０．１〜５μ
ｍ、第２層のＴｉＣＮ層のそれは３〜２０μｍ、第３層
のＴｉＣ層は１〜１０μｍ、第４層のＡｌ2 Ｏ3 層は
０．１〜１５μｍ、さらに第５層のＴｉＮ層は０．１〜
５μｍの平均層厚とするのが望ましい。
【０００９】
【実施例】つぎに、この発明の被覆超硬切削工具を実施
例により具体的に説明する。原料粉末として、平均粒
径：３μｍを有する中粒ＷＣ粉末、同５μｍの粗粒ＷＣ
粉末、同１．５μｍの（Ｔｉ，Ｗ）Ｃ（重量比で、以下
同じ、ＴｉＣ／ＷＣ＝３０／７０）粉末、同１．２μｍ
の（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮ（ＴｉＣ／ＴｉＮ／ＷＣ＝２４／２
０／５６）粉末、同１．３μｍの（Ｔａ，Ｎｂ）Ｃ（Ｔ
ａＣ／ＮｂＣ＝９０／１０）粉末、および同１．２μｍ
の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、ＩＳＯ・ＣＮＭＧ１２０４０８（超硬合金
基体Ａ〜Ｄ用）および同ＳＥＥＮ４２ＡＦＴＮ１（超硬
合金基体Ｅ用）に定める形状の圧粉体にプレス成形し、
この圧粉体を同じく表１に示される条件に真空焼結する
ことにより超硬合金基体Ａ〜Ｅを製造した。さらに、上
記超硬合金基体Ｂに対して、１００torrのＣＨ4 ガス雰
囲気中、温度：１４００℃に１時間保持後、徐冷の滲炭
処理を施し、処理後、基体表面に付着するカーボンとＣ
ｏを酸およびバレル研磨で除去することにより、表面か
ら１０μｍの位置で最大Ｃｏ含有量：１５重量％、深
さ：４０μｍのＣｏ富化帯域を基体表層部に形成した。
また、上記超硬合金基体ＡおよびＤには、焼結したまま
で、表層部に表面から１５μｍの位置で最大Ｃｏ含有
量：９重量％、深さ：２０μｍのＣｏ富化帯域が形成さ
れており、残りの超硬合金基体ＣおよびＥには、前記Ｃ
ｏ富化帯域の形成がなく、全体的に均質な組織をもつも
のであった。さらに、表１には上記超硬合金基体Ａ〜Ｅ
の内部硬さ（ロックウエル硬さＡスケール）をそれぞれ
示した。
例により具体的に説明する。原料粉末として、平均粒
径：３μｍを有する中粒ＷＣ粉末、同５μｍの粗粒ＷＣ
粉末、同１．５μｍの（Ｔｉ，Ｗ）Ｃ（重量比で、以下
同じ、ＴｉＣ／ＷＣ＝３０／７０）粉末、同１．２μｍ
の（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮ（ＴｉＣ／ＴｉＮ／ＷＣ＝２４／２
０／５６）粉末、同１．３μｍの（Ｔａ，Ｎｂ）Ｃ（Ｔ
ａＣ／ＮｂＣ＝９０／１０）粉末、および同１．２μｍ
の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、ＩＳＯ・ＣＮＭＧ１２０４０８（超硬合金
基体Ａ〜Ｄ用）および同ＳＥＥＮ４２ＡＦＴＮ１（超硬
合金基体Ｅ用）に定める形状の圧粉体にプレス成形し、
この圧粉体を同じく表１に示される条件に真空焼結する
ことにより超硬合金基体Ａ〜Ｅを製造した。さらに、上
記超硬合金基体Ｂに対して、１００torrのＣＨ4 ガス雰
囲気中、温度：１４００℃に１時間保持後、徐冷の滲炭
処理を施し、処理後、基体表面に付着するカーボンとＣ
ｏを酸およびバレル研磨で除去することにより、表面か
ら１０μｍの位置で最大Ｃｏ含有量：１５重量％、深
さ：４０μｍのＣｏ富化帯域を基体表層部に形成した。
また、上記超硬合金基体ＡおよびＤには、焼結したまま
で、表層部に表面から１５μｍの位置で最大Ｃｏ含有
量：９重量％、深さ：２０μｍのＣｏ富化帯域が形成さ
れており、残りの超硬合金基体ＣおよびＥには、前記Ｃ
ｏ富化帯域の形成がなく、全体的に均質な組織をもつも
のであった。さらに、表１には上記超硬合金基体Ａ〜Ｅ
の内部硬さ（ロックウエル硬さＡスケール）をそれぞれ
示した。
【００１０】ついで、これらの超硬合金基体Ａ〜Ｅの表
面に、ホーニングを施した状態で、通常の化学蒸着装置
を用い、表２に示される条件で、表３〜６に示される組
成および結晶組織、さらに平均層厚の硬質被覆層を形成
することにより本発明被覆超硬切削工具１〜７および従
来被覆超硬切削工具１〜７をそれぞれ製造した。つぎ
に、上記本発明被覆超硬切削工具１〜５および従来被覆
超硬切削工具１〜５について、 被削材：軟鋼の丸棒、 切削速度：２５０ｍ／min.、 送り：０．２７mm／rev.、 切込み：２mm、 切削時間：３０min.、 の条件での軟鋼の連続切削試験、および、 被削材：軟鋼の角材、 切削速度：２３０ｍ／min.、 送り：０．２７mm／rev.、 切込み：１．５mm、 切削時間：４０min.、 の条件での軟鋼の断続切削試験を行ない、いずれの切削
試験でも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。これらの測定
結果を表４，６に示した。また、上記本発明被覆超硬切
削工具６，７および従来被覆超硬切削工具６，７につい
ては、 被削材：軟鋼の角材、 切削速度：２３０ｍ／min.、 送り：０．３７mm／刃、 切込み：２．５mm、 切削時間：４０min.、 の条件で軟鋼のフライス切削を行ない、切刃の逃げ面摩
耗幅を測定した。この測定結果も表４，６に示した。
面に、ホーニングを施した状態で、通常の化学蒸着装置
を用い、表２に示される条件で、表３〜６に示される組
成および結晶組織、さらに平均層厚の硬質被覆層を形成
することにより本発明被覆超硬切削工具１〜７および従
来被覆超硬切削工具１〜７をそれぞれ製造した。つぎ
に、上記本発明被覆超硬切削工具１〜５および従来被覆
超硬切削工具１〜５について、 被削材：軟鋼の丸棒、 切削速度：２５０ｍ／min.、 送り：０．２７mm／rev.、 切込み：２mm、 切削時間：３０min.、 の条件での軟鋼の連続切削試験、および、 被削材：軟鋼の角材、 切削速度：２３０ｍ／min.、 送り：０．２７mm／rev.、 切込み：１．５mm、 切削時間：４０min.、 の条件での軟鋼の断続切削試験を行ない、いずれの切削
試験でも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。これらの測定
結果を表４，６に示した。また、上記本発明被覆超硬切
削工具６，７および従来被覆超硬切削工具６，７につい
ては、 被削材：軟鋼の角材、 切削速度：２３０ｍ／min.、 送り：０．３７mm／刃、 切込み：２．５mm、 切削時間：４０min.、 の条件で軟鋼のフライス切削を行ない、切刃の逃げ面摩
耗幅を測定した。この測定結果も表４，６に示した。
【００１１】
【表１】
【００１２】
【表２】
【００１３】
【表３】
【００１４】
【表４】
【００１５】
【表５】
【００１６】
【表６】
【００１７】
【発明の効果】表３〜６に示される結果から、本発明被
覆超硬切削工具１〜７は、いずれも切削抵抗の高い軟鋼
の切削にもかかわらず、硬質被覆層に層間剥離やチッピ
ングの発生なく、すぐれた耐摩耗性を示すのに対して、
従来被覆超硬切削工具１〜７は、硬質被覆層における層
間密着性が不十分なために、軟鋼の切削では層間剥離や
チッピングが発生し、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
切削工具は、これを構成する硬質被覆層がすぐれた層間
密着性を有するので、合金鋼や鋳鉄などの切削は勿論の
こと、切削抵抗の高い軟鋼などの切削に用いた場合にも
長期に亘ってすぐれた切削性能を発揮するのである。
覆超硬切削工具１〜７は、いずれも切削抵抗の高い軟鋼
の切削にもかかわらず、硬質被覆層に層間剥離やチッピ
ングの発生なく、すぐれた耐摩耗性を示すのに対して、
従来被覆超硬切削工具１〜７は、硬質被覆層における層
間密着性が不十分なために、軟鋼の切削では層間剥離や
チッピングが発生し、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
切削工具は、これを構成する硬質被覆層がすぐれた層間
密着性を有するので、合金鋼や鋳鉄などの切削は勿論の
こと、切削抵抗の高い軟鋼などの切削に用いた場合にも
長期に亘ってすぐれた切削性能を発揮するのである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 宇納 健一 茨城県結城郡石下町大字古間木1511番地 三菱マテリアル株式会社 筑波製作所 内 (56)参考文献 特開 平２−131802（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−108254（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−64469（ＪＰ，Ａ) 特開 昭52−100376（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−34250（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−8010（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−8008（ＪＰ，Ａ) 実開 平３−7402（ＪＰ，Ｕ) 特公 昭61−15149（ＪＰ，Ｂ２) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) B23B 27/14
Claims (2)
- 【請求項１】 全体的に均質な炭化タングステン基超硬
合金基体、または表層部に結合相富化帯域を有する炭化
タングステン基超硬合金基体の表面に、粒状結晶組織を
有する窒化チタンからなる第１層、縦長成長結晶組織を
有する炭窒化チタンからなる第２層、粒状結晶組織を有
する炭化チタンからなる第３層、およびカッパー型結晶
が５０容量％以上を占め、残りがアルファ型結晶からな
る混合組織、または実質的にカッパー型結晶組織を有す
る酸化アルミニウムからなる第４層で構成された硬質被
覆層を３〜３０μｍの範囲内の所定の平均層厚で形成し
てなる、硬質被覆層がすぐれた層間密着性を有する表面
被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具。 - 【請求項２】 全体的に均質な炭化タングステン基超硬
合金基体、または表層部に結合相富化帯域を有する炭化
タングステン基超硬合金基体の表面に、粒状結晶組織を
有する窒化チタンからなる第１層、縦長成長結晶組織を
有する炭窒化チタンからなる第２層、粒状結晶組織を有
する炭化チタンからなる第３層、およびカッパー型結晶
が５０容量％以上を占め、残りがアルファ型結晶からな
る混合組織、または実質的にカッパー型結晶組織を有す
る酸化アルミニウムからなる第４層、さらに粒状結晶組
織を有する窒化チタンからなる第５層で構成された硬質
被覆層を３〜３０μｍの範囲内の所定の平均層厚で形成
してなる、硬質被覆層がすぐれた層間密着性を有する表
面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具。
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