JP3508748B2 - 耐摩耗被覆層がすぐれた耐熱塑性変形性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 - Google Patents
耐摩耗被覆層がすぐれた耐熱塑性変形性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具Info
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Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、特に高熱発生を
伴なう鋼などの高速切削で、耐摩耗被覆層がすぐれた耐
熱塑性変形性を発揮して、偏摩耗による摩耗進行を抑制
し、もって一段の使用寿命の延命化を可能ならしめた表
面被覆超硬合金製工具（以下、被覆超硬工具という）に
関するものである。 【０００２】 【従来の技術】一般に、切削工具には、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。 【０００３】また、一般に、上記の切削工具として、例
えば図１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を用い、ヒータで
装置内を例えば７００℃の温度に加熱した状態で、アノ
ード電極と、下部層形成用として所定組成を有するＴｉ
−Ａｌ合金、上部層形成用として同じく所定組成を有す
るＴｉ−Ｖ合金がセットされたカソード電極（蒸発源）
との間に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、一方炭化タングステン（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）基サーメットからなり、かつ前記
アノード電極およびカソード電極と所定間隔をもって対
向配置された工具基体（以下、これらを総称して超硬基
体と云う）には、例えば−１２０Ｖ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、 （ａ）組成式：（Ｔｉ1-XＡｌX）Ｎで表した場合、原子
比で、厚さ方向中央部のオージェ分光分析装置による測
定で、 Ｘ：０．４〜０．７、 を満足するＴｉとＡｌの複合窒化物層［以下、（Ｔｉ，
Ａｌ）Ｎで示す］からなり、かつ１〜１０μｍの平均層
厚を有する下部層、 （ｂ）組成式：（Ｔｉ1-AＶA）Ｎで表した場合、同じく
原子比で、厚さ方向中央部のオージェ分光分析装置によ
る測定で、 Ａ：０．２〜０．５、 を満足するＴｉとＶの複合窒化物層［以下、（Ｔｉ，
Ｖ）Ｎで示す］からなり、かつ１〜１０μｍの平均層厚
を有する上部層、以上（ａ）および（ｂ）で構成された
耐摩耗被覆層を物理蒸着することにより製造された被覆
超硬工具が知られている。 【０００４】 【発明が解決しようとする課題】一方、近年の切削加工
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、切削加工は切削機械の高性能化
とも相俟って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通常の条件で
の切削加工に用いた場合には問題はないが、これを高速
切削条件で用いると、切削加工時に発生する高熱によっ
て、特に耐摩耗被覆層の温度が上昇し、この結果耐摩耗
被覆層が熱塑性変形を起し、偏摩耗形態を採るようにな
って、摩耗進行が一段と促進されることから、比較的短
時間で使用寿命に至るのが現状である。 【０００５】 【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工具を構成
する耐摩耗被覆層の耐熱塑性変形性向上を図るべく研究
を行なった結果、被覆超硬工具の耐摩耗被覆層を、上記
の従来被覆超硬工具の耐摩耗被覆層を構成する（Ｔｉ，
Ａｌ）Ｎ層からなる下部層および（Ｔｉ，Ｖ）Ｎ層から
なる上部層のいずれにも、Ｚｒ成分を含有させて、それ
ぞれ、 （ａ）下部層を組成式：（Ｔｉ1-(X+Y)ＡｌXＺｒY）
Ｎ、 （ｂ）上部層を組成式：（Ｔｉ1-(A+B)ＶAＺｒB）Ｎ、 で表した場合、原子比で、厚さ方向中央部のオージェ分
光分析装置による測定で、 Ｘ：０．４〜０．７、 Ｙ：０．０５〜０．２０、 Ａ：０．２〜０．５、 Ｂ：０．０５〜０．２０、 を満足するＴｉとＡｌとＺｒの複合窒化物｛以下、（Ｔ
ｉ，Ａｌ，Ｚｒ）Ｎで示す｝層およびＴｉとＶとＳｉの
複合窒化物｛以下、（Ｔｉ，Ｖ，Ｚｒ）Ｎで示す｝層で
構成すると、この結果の下部層と上部層からなる耐摩耗
被覆層はすぐれた耐熱性を具備し、耐熱塑性変形性が一
段と向上するようになることから、高速切削時に発生す
る高熱に曝されても耐摩耗被覆層自体の熱塑性変形が著
しく抑制され、かつ下部層のもつすぐれた高温硬さ、さ
らに上部層のもつすぐれた切刃潤滑性と相俟って、この
耐摩耗被覆層を形成してなる被覆超硬工具は、これを特
に鋼や鋳鉄などの高熱発生を伴なう高速切削加工に用い
ても、耐摩耗被覆層の熱塑性変形が原因の偏摩耗の発生
がなくなり、一段とすぐれた耐摩耗性を発揮するように
なる、という研究結果を得たのである。 【０００６】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、超硬基体の表面に、 （ａ）組成式：（Ｔｉ1-(X+Y)ＡｌXＺｒY）Ｎで表した
場合、原子比で、厚さ方向中央部のオージェ分光分析装
置による測定で、 Ｘ：０．４〜０．７、 Ｙ：０．０５〜０．２０、 を満足する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｚｒ）Ｎ層からなり、かつ１
〜１０μｍの平均層厚を有する下部層、 （ｂ）組成式：（Ｔｉ1-(A+B)ＶAＺｒB）Ｎで表した場
合、原子比で、厚さ方向中央部のオージェ分光分析装置
による測定で、 Ａ：０．２〜０．５、 Ｂ：０．０５〜０．２０、 を満足する（Ｔｉ，Ｖ，Ｚｒ）Ｎ層からなり、かつ１〜
１０μｍの平均層厚を有する上部層、 以上（ａ）および（ｂ）で構成された耐摩耗被覆層を物
理蒸着してなる、耐摩耗被覆層がすぐれた耐熱塑性変形
性を発揮する被覆超硬工具に特徴を有するものである。 【０００７】つぎに、この発明の被覆超硬工具におい
て、これの耐摩耗被覆層の構成層について説明する。 （ｂ）下部層 下部層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｚｒ）Ｎ層は、これの
含有成分であるＡｌによってすぐれた高温硬さを有し、
さらに上記の通り同じく含有成分としてのＺｒによって
すぐれた耐熱性を具備するものであり、これらのすぐれ
た高温硬さおよび耐熱性の作用で、高速切削時に発生す
る高熱に曝されてもすぐれた耐摩耗性と耐熱塑性変形性
を発揮するものであり、したがって組成式：（Ｔｉ
1-(X+Y)ＡｌXＺｒY）ＮのＸ値が０．４未満では所望の
すぐれた高温硬さを確保することができず、一方その値
が０．７を越えると、耐摩耗被覆層にチッピング（微小
欠け）が発生し易くなるという理由によりＸ値を０．４
〜０．７と定めたものであり、また、同組成式：（Ｔｉ
1-(X+Y)ＡｌXＺｒY）ＮのＹ値が０．０５未満では所望
のすぐれた耐熱性を確保することができず、一方その値
が０．２０を越えると耐熱性の向上効果に低下傾向が現
われるようになることから、Ｙ値を０．０５〜０．２０
と定めたものである。また、この場合その平均層厚が１
μｍ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、一方その層厚が１０μｍを越えると、耐摩耗被
覆層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１〜１０μｍと定めた。 【０００８】（ｂ）上部層 上部層を構成する（Ｔｉ，Ｖ，Ｚｒ）Ｎ層は、これの含
有成分であるＶが切刃部の温度が約７００℃以上にも加
熱される高速切削で表面酸化して酸化バナジウム（以
下、Ｖ2Ｏ5で示す）となり、このＶ2Ｏ5は、切刃表面に
すぐれた潤滑性を付与し、切削性能の一段の向上に寄与
する作用があるほか、上記の通り同じく含有成分として
のＺｒによってすぐれた耐熱性を具備するようになるこ
とから、高速切削時に発生する高熱に曝された状態です
ぐれた耐熱塑性変形性を保持し、一方ですぐれた潤滑性
を切刃に付与するものであり、したがって組成式：（Ｔ
ｉ1- (A+B)ＶAＺｒB）ＮのＡ値が０．２未満では所望の
すぐれた潤滑性を確保することができず、一方その値が
０．５を越えると、摩耗が急速に進行するようになるこ
とから、Ａ値を０．２〜０．５と定めたものであり、ま
た、同組成式：Ｔｉ1- (A+B)ＶAＺｒB）ＮにおけるＢ値
が０．０５未満では、下部層におけると同様に所望のす
ぐれた耐熱性を確保することができず、一方その値が
０．２０を越えるとＶ成分の酸化が急激に抑制されるよ
うになって切刃表面の潤滑性が低下し、熱塑性変形が発
生し易くなることから、Ｂ値を０．０５〜０．２０と定
めたものである。また、この場合その平均層厚が１μｍ
未満では、これの具備する上記の特性を十分に発揮させ
ることができず、一方その層厚が１０μｍを越えると、
耐摩耗被覆層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１〜１０μｍと定めた。 【０００９】 【発明の実施の形態】ついで、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、１．５×１０8Ｐａの圧力で圧粉体にプレ
ス成形し、この圧粉体を真空中、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．
０５のホーニング加工を施してＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１
２０４０８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。 【００１０】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２４時間湿式混合
し、乾燥した後、９．８×１０7Ｐａの圧力で圧粉体に
プレス成形し、この圧粉体を１．３×１０3Ｐａの窒素
雰囲気中、温度：１５４０℃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・ＣＮＭＧ１２０４０６のチップ形
状をもったＴｉＣＮ基サーメット製の超硬基体Ｂ−１〜
Ｂ−６を形成した。 【００１１】ついで、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１に示されるアークイオン
プレーティング装置に装入し、一方カソード電極（蒸発
源）として、種々の成分組成をもったＴｉ−Ａｌ−Ｚｒ
合金（下部層形成用）およびＴｉ−Ｖ−Ｚｒ合金（上部
層形成用）をそれぞれ装着し、装置内を排気して１．３
×１０-3Ｐａ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、Ａｒガスを装置内に導入して
２．５ＰａのＡｒ雰囲気とし、この状態で超硬基体に−
８００Ｖのバイアス電圧を印加して超硬基体表面をＡｒ
ガスボンバート洗浄し、ついで装置内を１．３×１０-3
Ｐａの真空に保持しながら、ヒーターで装置内を６００
〜７００℃の範囲内の所定の温度に加熱した状態で、装
置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して２．８Ｐａ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−１５０Ｖに下げて、前記カソード電極（Ｔ
ｉ−Ａｌ−Ｚｒ合金）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のそれぞれの表面
に、表３，４に示される目標組成および目標層厚の（Ｔ
ｉ，Ａｌ，Ｚｒ）Ｎ層からなる下部層を形成し、さらに
カソード電極（蒸発源）としてＴｉ−Ｖ−Ｚｒ合金を用
いる以外は前記下部層形成条件と同一の条件で、前記下
部層の表面に、同じく表３，４に示される目標組成およ
び目標層厚の（Ｔｉ，Ｖ，Ｚｒ）Ｎ層からなる上部層を
形成することにより、図２（ａ）に概略斜視図で、同
（ｂ）に概略縦断面図で示される形状を有する本発明被
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
〜２４をそれぞれ製造した。 【００１２】また、比較の目的で、カソード電極（蒸発
源）として、種々の成分組成をもったＴｉ−Ａｌ合金
（下部層形成用）およびＴｉ−Ｖ合金（上部層形成用）
を用い、表５，６に示される通り、下部層および上部層
がＺｒを含有しない耐摩耗被覆層を形成する以外は、そ
れぞれ上記の本発明被覆超硬チップ１〜２４の形成条件
と同じ条件で同じく図２に示される形状をもった比較被
覆超硬工具としての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
６をそれぞれ製造した。 【００１３】ついで、この結果得られた各種の被覆超硬
チップのうち、本発明被覆超硬チップ１〜１６および比
較被覆超硬チップ１〜１０について、 被削材：ＪＩＳ・Ｓ５０Ｃの丸棒、 切削速度：３００ｍ／min.、 切り込み：２ｍｍ、 送り：０．３ｍｍ／rev.、 切削時間：１０分、 の条件（切削条件ａという）での炭素鋼の乾式連続高速
切削試験、および、 被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４３５の長さ方向等間隔４本縦
溝入り丸棒、 切削速度：３００ｍ／min.、 切り込み：１．５ｍｍ、 送り：０．２５ｍｍ／rev.、 切削時間：１０分、 の条件（切削条件ｂという）での合金鋼の乾式断続高速
切削試験を行なった。 【００１４】また、本発明被覆超硬チップ１７〜２４お
よび比較被覆超硬チップ１１〜１６については、 被削材：ＪＩＳ・Ｓ５０Ｃの丸棒、 切削速度：３００ｍ／min.、 切り込み：１．５ｍｍ、 送り：０．２５ｍｍ／rev.、 切削時間：１０分、 の条件（切削条件ｃという）での炭素鋼の乾式連続高速
切削試験、および、 被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４３５の長さ方向等間隔４本縦
溝入り丸棒、 切削速度：３００ｍ／min.、 切り込み：１．０ｍｍ、 送り：０．２０ｍｍ／rev.、 切削時間：１０分、 の条件（切削条件ｄという）での合金鋼の乾式断続高速
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。この測定結果を表７に示した。 【００１５】 【表１】 【００１６】 【表２】【００１７】 【表３】 【００１８】 【表４】【００１９】 【表５】 【００２０】 【表６】【００２１】 【表７】 【００２２】（実施例２）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２．３μ
ｍのＣｒ3Ｃ2粉末、同１．５μｍのＶＣ粉末、同１．０
μｍの（Ｔｉ，Ｗ）Ｃ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８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、１０
０ＭＰａ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８に示され
る組合せで、切刃部の直径×長さがそれぞれ６ｍｍ×１
３ｍｍ、１０ｍｍ×２２ｍｍ、および２０ｍｍ×４５ｍ
ｍの寸法をもった超硬基体（エンドミル）Ｃ−１〜Ｃ−
８をそれぞれ製造した。 【００２３】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１に例示される通常のアークイオン
プレーティング装置に装入し、上記実施例１と同じ条件
で、表９に示される目標組成および目標層厚をもった下
部層および上部層で構成された耐摩耗被覆層を形成する
ことにより、図３（ａ）に概略正面図で、同（ｂ）に切
刃部の概略横断面図で示される形状を有する本発明被覆
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。 【００２４】また、比較の目的で、カソード電極（蒸発
源）として、種々の成分組成をもったＴｉ−Ａｌ合金
（下部層形成用）およびＴｉ−Ｖ合金（上部層形成用）
を用いる以外は、それぞれ上記の本発明被覆超硬エンド
ミル１〜８の製造条件と同じ条件で、表１０に示される
通り、下部層および上部層がＺｒを含有しない耐摩耗被
覆層を形成することにより、同じく図３に示される形状
をもった比較被覆超硬工具としての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。 【００２５】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：５
０ｍｍのＪＩＳ・ＳＫＤ１１の板材、 切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ．、 溝深さ（切り込み）：０．２ｍｍ、 テーブル送り：６００ｍｍ／分、 の条件での焼入れ鋼の乾式高速溝切削加工試験、本発明
被覆超硬エンドミル４〜６および比較被覆超硬エンドミ
ル４〜６については、 被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５
０ｍｍのＪＩＳ・ＳＫＤ６１の板材、 切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ．、 溝深さ（切り込み）：２ｍｍ、 テーブル送り：１０００ｍｍ／分、 の条件でのダイス鋼の乾式高速溝切削加工試験、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：５
０ｍｍのＪＩＳ・Ｓ５５Ｃの板材、 切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ．、 溝深さ（切り込み）：６ｍｍ、 テーブル送り：７００ｍｍ／分、 の条件での炭素鋼の乾式高速溝切削加工試験をそれぞれ
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減少す
るまでの切削溝長を測定した。この測定結果を表９，１
０にそれぞれ示した。 【００２６】 【表８】 【００２７】 【表９】【００２８】 【表１０】 【００２９】（実施例３）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）、１３ｍ
ｍ（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）の寸法をもった超硬基体（ドリル）Ｄ
−１〜Ｄ−８をそれぞれ製造した。 【００３０】ついで、これらの超硬基体（ドリル）Ｄ−
１〜Ｄ−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１に例示される通常のアークイオンプレ
ーティング装置に装入し、上記実施例１と同じ条件で、
表１１に示される目標組成および目標層厚をもった下部
層および上部層からなる耐摩耗被覆層を形成することに
より、図４（ａ）に概略正面図で、同（ｂ）に溝形成部
の概略横断面図で示される形状を有する本発明被覆超硬
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。 【００３１】また、比較の目的で、カソード電極（蒸発
源）として、種々の成分組成をもったＴｉ−Ａｌ合金
（下部層形成用）およびＴｉ−Ｖ合金（上部層形成用）
を用いる以外は、それぞれ上記の本発明被覆超硬ドリル
１〜８の製造条件と同じ条件で、表１２に示される通
り、下部層および上部層がＺｒを含有しない耐摩耗被覆
層を形成することにより、同じく図４に示される形状を
もった比較被覆超硬工具としての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。 【００３２】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×２５０厚さ：５０ｍｍ
のＪＩＳ・Ｓ４５Ｃの板材、 切削速度：１２０ｍ／ｍｉｎ．、 送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ、 穴深さ：８ｍｍ、 の条件での炭素鋼の乾式高速穴あけ切削加工試験、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：５
０ｍｍのＪＩＳ・ＳＣＭ４３５の板材、 切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ．、 送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ、 穴深さ：１６ｍｍ、 の条件での合金鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験（水溶
性切削油使用）、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：５
０ｍｍのＪＩＳ・Ｓ５０Ｃの板材、 切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ．、 送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ、 穴深さ：３２ｍｍ、 の条件での炭素鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験（水溶
性切削油使用）、をそれぞれ行い、いずれの穴あけ切削
加工試験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
１１，１２にそれぞれ示した。 【００３３】 【表１１】 【００３４】 【表１２】 【００３５】なお、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１〜２４、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、さらに比較被覆超硬工具としての比較被覆超硬チ
ップ１〜１６、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の耐摩耗被覆層について、そ
の構成層のそれぞれの厚さ方向中央部の組成をオージェ
分光分析装置を用いて測定すると共に、前記耐摩耗被覆
層の構成層の厚さを、走査型電子顕微鏡を用いて断面測
定したところ、いずれも目標組成および目標層厚と実質
的に同じ値を示した。 【００３６】 【発明の効果】表３〜１２に示される結果から、本発明
被覆超硬工具は、いずれも各種鋼の切削加工を高い発熱
を伴う高速で行っても、耐摩耗被覆層がすぐれた耐熱塑
性変形性を具備することから、耐摩耗被覆層自体が熱塑
性変形することがなくなり、切刃に偏摩耗の発生なく、
すぐれた耐摩耗性を発揮するのに対して、耐摩耗被覆層
がＺｒ成分を含有しない比較被覆超硬工具においては、
いずれも高速切削時に発生する高熱による耐摩耗被覆層
自体の温度上昇によって、偏摩耗の原因となる熱塑性変
形が起り、前記偏摩耗は切刃の摩耗進行を著しく促進す
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、
各種の鋼などの通常の条件での切削加工は勿論のこと、
特に高速切削加工において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。
伴なう鋼などの高速切削で、耐摩耗被覆層がすぐれた耐
熱塑性変形性を発揮して、偏摩耗による摩耗進行を抑制
し、もって一段の使用寿命の延命化を可能ならしめた表
面被覆超硬合金製工具（以下、被覆超硬工具という）に
関するものである。 【０００２】 【従来の技術】一般に、切削工具には、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。 【０００３】また、一般に、上記の切削工具として、例
えば図１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を用い、ヒータで
装置内を例えば７００℃の温度に加熱した状態で、アノ
ード電極と、下部層形成用として所定組成を有するＴｉ
−Ａｌ合金、上部層形成用として同じく所定組成を有す
るＴｉ−Ｖ合金がセットされたカソード電極（蒸発源）
との間に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、一方炭化タングステン（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）基サーメットからなり、かつ前記
アノード電極およびカソード電極と所定間隔をもって対
向配置された工具基体（以下、これらを総称して超硬基
体と云う）には、例えば−１２０Ｖ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、 （ａ）組成式：（Ｔｉ1-XＡｌX）Ｎで表した場合、原子
比で、厚さ方向中央部のオージェ分光分析装置による測
定で、 Ｘ：０．４〜０．７、 を満足するＴｉとＡｌの複合窒化物層［以下、（Ｔｉ，
Ａｌ）Ｎで示す］からなり、かつ１〜１０μｍの平均層
厚を有する下部層、 （ｂ）組成式：（Ｔｉ1-AＶA）Ｎで表した場合、同じく
原子比で、厚さ方向中央部のオージェ分光分析装置によ
る測定で、 Ａ：０．２〜０．５、 を満足するＴｉとＶの複合窒化物層［以下、（Ｔｉ，
Ｖ）Ｎで示す］からなり、かつ１〜１０μｍの平均層厚
を有する上部層、以上（ａ）および（ｂ）で構成された
耐摩耗被覆層を物理蒸着することにより製造された被覆
超硬工具が知られている。 【０００４】 【発明が解決しようとする課題】一方、近年の切削加工
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、切削加工は切削機械の高性能化
とも相俟って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通常の条件で
の切削加工に用いた場合には問題はないが、これを高速
切削条件で用いると、切削加工時に発生する高熱によっ
て、特に耐摩耗被覆層の温度が上昇し、この結果耐摩耗
被覆層が熱塑性変形を起し、偏摩耗形態を採るようにな
って、摩耗進行が一段と促進されることから、比較的短
時間で使用寿命に至るのが現状である。 【０００５】 【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工具を構成
する耐摩耗被覆層の耐熱塑性変形性向上を図るべく研究
を行なった結果、被覆超硬工具の耐摩耗被覆層を、上記
の従来被覆超硬工具の耐摩耗被覆層を構成する（Ｔｉ，
Ａｌ）Ｎ層からなる下部層および（Ｔｉ，Ｖ）Ｎ層から
なる上部層のいずれにも、Ｚｒ成分を含有させて、それ
ぞれ、 （ａ）下部層を組成式：（Ｔｉ1-(X+Y)ＡｌXＺｒY）
Ｎ、 （ｂ）上部層を組成式：（Ｔｉ1-(A+B)ＶAＺｒB）Ｎ、 で表した場合、原子比で、厚さ方向中央部のオージェ分
光分析装置による測定で、 Ｘ：０．４〜０．７、 Ｙ：０．０５〜０．２０、 Ａ：０．２〜０．５、 Ｂ：０．０５〜０．２０、 を満足するＴｉとＡｌとＺｒの複合窒化物｛以下、（Ｔ
ｉ，Ａｌ，Ｚｒ）Ｎで示す｝層およびＴｉとＶとＳｉの
複合窒化物｛以下、（Ｔｉ，Ｖ，Ｚｒ）Ｎで示す｝層で
構成すると、この結果の下部層と上部層からなる耐摩耗
被覆層はすぐれた耐熱性を具備し、耐熱塑性変形性が一
段と向上するようになることから、高速切削時に発生す
る高熱に曝されても耐摩耗被覆層自体の熱塑性変形が著
しく抑制され、かつ下部層のもつすぐれた高温硬さ、さ
らに上部層のもつすぐれた切刃潤滑性と相俟って、この
耐摩耗被覆層を形成してなる被覆超硬工具は、これを特
に鋼や鋳鉄などの高熱発生を伴なう高速切削加工に用い
ても、耐摩耗被覆層の熱塑性変形が原因の偏摩耗の発生
がなくなり、一段とすぐれた耐摩耗性を発揮するように
なる、という研究結果を得たのである。 【０００６】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、超硬基体の表面に、 （ａ）組成式：（Ｔｉ1-(X+Y)ＡｌXＺｒY）Ｎで表した
場合、原子比で、厚さ方向中央部のオージェ分光分析装
置による測定で、 Ｘ：０．４〜０．７、 Ｙ：０．０５〜０．２０、 を満足する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｚｒ）Ｎ層からなり、かつ１
〜１０μｍの平均層厚を有する下部層、 （ｂ）組成式：（Ｔｉ1-(A+B)ＶAＺｒB）Ｎで表した場
合、原子比で、厚さ方向中央部のオージェ分光分析装置
による測定で、 Ａ：０．２〜０．５、 Ｂ：０．０５〜０．２０、 を満足する（Ｔｉ，Ｖ，Ｚｒ）Ｎ層からなり、かつ１〜
１０μｍの平均層厚を有する上部層、 以上（ａ）および（ｂ）で構成された耐摩耗被覆層を物
理蒸着してなる、耐摩耗被覆層がすぐれた耐熱塑性変形
性を発揮する被覆超硬工具に特徴を有するものである。 【０００７】つぎに、この発明の被覆超硬工具におい
て、これの耐摩耗被覆層の構成層について説明する。 （ｂ）下部層 下部層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｚｒ）Ｎ層は、これの
含有成分であるＡｌによってすぐれた高温硬さを有し、
さらに上記の通り同じく含有成分としてのＺｒによって
すぐれた耐熱性を具備するものであり、これらのすぐれ
た高温硬さおよび耐熱性の作用で、高速切削時に発生す
る高熱に曝されてもすぐれた耐摩耗性と耐熱塑性変形性
を発揮するものであり、したがって組成式：（Ｔｉ
1-(X+Y)ＡｌXＺｒY）ＮのＸ値が０．４未満では所望の
すぐれた高温硬さを確保することができず、一方その値
が０．７を越えると、耐摩耗被覆層にチッピング（微小
欠け）が発生し易くなるという理由によりＸ値を０．４
〜０．７と定めたものであり、また、同組成式：（Ｔｉ
1-(X+Y)ＡｌXＺｒY）ＮのＹ値が０．０５未満では所望
のすぐれた耐熱性を確保することができず、一方その値
が０．２０を越えると耐熱性の向上効果に低下傾向が現
われるようになることから、Ｙ値を０．０５〜０．２０
と定めたものである。また、この場合その平均層厚が１
μｍ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、一方その層厚が１０μｍを越えると、耐摩耗被
覆層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１〜１０μｍと定めた。 【０００８】（ｂ）上部層 上部層を構成する（Ｔｉ，Ｖ，Ｚｒ）Ｎ層は、これの含
有成分であるＶが切刃部の温度が約７００℃以上にも加
熱される高速切削で表面酸化して酸化バナジウム（以
下、Ｖ2Ｏ5で示す）となり、このＶ2Ｏ5は、切刃表面に
すぐれた潤滑性を付与し、切削性能の一段の向上に寄与
する作用があるほか、上記の通り同じく含有成分として
のＺｒによってすぐれた耐熱性を具備するようになるこ
とから、高速切削時に発生する高熱に曝された状態です
ぐれた耐熱塑性変形性を保持し、一方ですぐれた潤滑性
を切刃に付与するものであり、したがって組成式：（Ｔ
ｉ1- (A+B)ＶAＺｒB）ＮのＡ値が０．２未満では所望の
すぐれた潤滑性を確保することができず、一方その値が
０．５を越えると、摩耗が急速に進行するようになるこ
とから、Ａ値を０．２〜０．５と定めたものであり、ま
た、同組成式：Ｔｉ1- (A+B)ＶAＺｒB）ＮにおけるＢ値
が０．０５未満では、下部層におけると同様に所望のす
ぐれた耐熱性を確保することができず、一方その値が
０．２０を越えるとＶ成分の酸化が急激に抑制されるよ
うになって切刃表面の潤滑性が低下し、熱塑性変形が発
生し易くなることから、Ｂ値を０．０５〜０．２０と定
めたものである。また、この場合その平均層厚が１μｍ
未満では、これの具備する上記の特性を十分に発揮させ
ることができず、一方その層厚が１０μｍを越えると、
耐摩耗被覆層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１〜１０μｍと定めた。 【０００９】 【発明の実施の形態】ついで、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、１．５×１０8Ｐａの圧力で圧粉体にプレ
ス成形し、この圧粉体を真空中、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．
０５のホーニング加工を施してＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１
２０４０８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。 【００１０】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２４時間湿式混合
し、乾燥した後、９．８×１０7Ｐａの圧力で圧粉体に
プレス成形し、この圧粉体を１．３×１０3Ｐａの窒素
雰囲気中、温度：１５４０℃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・ＣＮＭＧ１２０４０６のチップ形
状をもったＴｉＣＮ基サーメット製の超硬基体Ｂ−１〜
Ｂ−６を形成した。 【００１１】ついで、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１に示されるアークイオン
プレーティング装置に装入し、一方カソード電極（蒸発
源）として、種々の成分組成をもったＴｉ−Ａｌ−Ｚｒ
合金（下部層形成用）およびＴｉ−Ｖ−Ｚｒ合金（上部
層形成用）をそれぞれ装着し、装置内を排気して１．３
×１０-3Ｐａ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、Ａｒガスを装置内に導入して
２．５ＰａのＡｒ雰囲気とし、この状態で超硬基体に−
８００Ｖのバイアス電圧を印加して超硬基体表面をＡｒ
ガスボンバート洗浄し、ついで装置内を１．３×１０-3
Ｐａの真空に保持しながら、ヒーターで装置内を６００
〜７００℃の範囲内の所定の温度に加熱した状態で、装
置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して２．８Ｐａ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−１５０Ｖに下げて、前記カソード電極（Ｔ
ｉ−Ａｌ−Ｚｒ合金）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のそれぞれの表面
に、表３，４に示される目標組成および目標層厚の（Ｔ
ｉ，Ａｌ，Ｚｒ）Ｎ層からなる下部層を形成し、さらに
カソード電極（蒸発源）としてＴｉ−Ｖ−Ｚｒ合金を用
いる以外は前記下部層形成条件と同一の条件で、前記下
部層の表面に、同じく表３，４に示される目標組成およ
び目標層厚の（Ｔｉ，Ｖ，Ｚｒ）Ｎ層からなる上部層を
形成することにより、図２（ａ）に概略斜視図で、同
（ｂ）に概略縦断面図で示される形状を有する本発明被
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
〜２４をそれぞれ製造した。 【００１２】また、比較の目的で、カソード電極（蒸発
源）として、種々の成分組成をもったＴｉ−Ａｌ合金
（下部層形成用）およびＴｉ−Ｖ合金（上部層形成用）
を用い、表５，６に示される通り、下部層および上部層
がＺｒを含有しない耐摩耗被覆層を形成する以外は、そ
れぞれ上記の本発明被覆超硬チップ１〜２４の形成条件
と同じ条件で同じく図２に示される形状をもった比較被
覆超硬工具としての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
６をそれぞれ製造した。 【００１３】ついで、この結果得られた各種の被覆超硬
チップのうち、本発明被覆超硬チップ１〜１６および比
較被覆超硬チップ１〜１０について、 被削材：ＪＩＳ・Ｓ５０Ｃの丸棒、 切削速度：３００ｍ／min.、 切り込み：２ｍｍ、 送り：０．３ｍｍ／rev.、 切削時間：１０分、 の条件（切削条件ａという）での炭素鋼の乾式連続高速
切削試験、および、 被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４３５の長さ方向等間隔４本縦
溝入り丸棒、 切削速度：３００ｍ／min.、 切り込み：１．５ｍｍ、 送り：０．２５ｍｍ／rev.、 切削時間：１０分、 の条件（切削条件ｂという）での合金鋼の乾式断続高速
切削試験を行なった。 【００１４】また、本発明被覆超硬チップ１７〜２４お
よび比較被覆超硬チップ１１〜１６については、 被削材：ＪＩＳ・Ｓ５０Ｃの丸棒、 切削速度：３００ｍ／min.、 切り込み：１．５ｍｍ、 送り：０．２５ｍｍ／rev.、 切削時間：１０分、 の条件（切削条件ｃという）での炭素鋼の乾式連続高速
切削試験、および、 被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４３５の長さ方向等間隔４本縦
溝入り丸棒、 切削速度：３００ｍ／min.、 切り込み：１．０ｍｍ、 送り：０．２０ｍｍ／rev.、 切削時間：１０分、 の条件（切削条件ｄという）での合金鋼の乾式断続高速
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。この測定結果を表７に示した。 【００１５】 【表１】 【００１６】 【表２】【００１７】 【表３】 【００１８】 【表４】【００１９】 【表５】 【００２０】 【表６】【００２１】 【表７】 【００２２】（実施例２）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２．３μ
ｍのＣｒ3Ｃ2粉末、同１．５μｍのＶＣ粉末、同１．０
μｍの（Ｔｉ，Ｗ）Ｃ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８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、１０
０ＭＰａ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８に示され
る組合せで、切刃部の直径×長さがそれぞれ６ｍｍ×１
３ｍｍ、１０ｍｍ×２２ｍｍ、および２０ｍｍ×４５ｍ
ｍの寸法をもった超硬基体（エンドミル）Ｃ−１〜Ｃ−
８をそれぞれ製造した。 【００２３】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１に例示される通常のアークイオン
プレーティング装置に装入し、上記実施例１と同じ条件
で、表９に示される目標組成および目標層厚をもった下
部層および上部層で構成された耐摩耗被覆層を形成する
ことにより、図３（ａ）に概略正面図で、同（ｂ）に切
刃部の概略横断面図で示される形状を有する本発明被覆
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。 【００２４】また、比較の目的で、カソード電極（蒸発
源）として、種々の成分組成をもったＴｉ−Ａｌ合金
（下部層形成用）およびＴｉ−Ｖ合金（上部層形成用）
を用いる以外は、それぞれ上記の本発明被覆超硬エンド
ミル１〜８の製造条件と同じ条件で、表１０に示される
通り、下部層および上部層がＺｒを含有しない耐摩耗被
覆層を形成することにより、同じく図３に示される形状
をもった比較被覆超硬工具としての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。 【００２５】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：５
０ｍｍのＪＩＳ・ＳＫＤ１１の板材、 切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ．、 溝深さ（切り込み）：０．２ｍｍ、 テーブル送り：６００ｍｍ／分、 の条件での焼入れ鋼の乾式高速溝切削加工試験、本発明
被覆超硬エンドミル４〜６および比較被覆超硬エンドミ
ル４〜６については、 被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５
０ｍｍのＪＩＳ・ＳＫＤ６１の板材、 切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ．、 溝深さ（切り込み）：２ｍｍ、 テーブル送り：１０００ｍｍ／分、 の条件でのダイス鋼の乾式高速溝切削加工試験、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：５
０ｍｍのＪＩＳ・Ｓ５５Ｃの板材、 切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ．、 溝深さ（切り込み）：６ｍｍ、 テーブル送り：７００ｍｍ／分、 の条件での炭素鋼の乾式高速溝切削加工試験をそれぞれ
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減少す
るまでの切削溝長を測定した。この測定結果を表９，１
０にそれぞれ示した。 【００２６】 【表８】 【００２７】 【表９】【００２８】 【表１０】 【００２９】（実施例３）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）、１３ｍ
ｍ（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）の寸法をもった超硬基体（ドリル）Ｄ
−１〜Ｄ−８をそれぞれ製造した。 【００３０】ついで、これらの超硬基体（ドリル）Ｄ−
１〜Ｄ−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１に例示される通常のアークイオンプレ
ーティング装置に装入し、上記実施例１と同じ条件で、
表１１に示される目標組成および目標層厚をもった下部
層および上部層からなる耐摩耗被覆層を形成することに
より、図４（ａ）に概略正面図で、同（ｂ）に溝形成部
の概略横断面図で示される形状を有する本発明被覆超硬
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。 【００３１】また、比較の目的で、カソード電極（蒸発
源）として、種々の成分組成をもったＴｉ−Ａｌ合金
（下部層形成用）およびＴｉ−Ｖ合金（上部層形成用）
を用いる以外は、それぞれ上記の本発明被覆超硬ドリル
１〜８の製造条件と同じ条件で、表１２に示される通
り、下部層および上部層がＺｒを含有しない耐摩耗被覆
層を形成することにより、同じく図４に示される形状を
もった比較被覆超硬工具としての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。 【００３２】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×２５０厚さ：５０ｍｍ
のＪＩＳ・Ｓ４５Ｃの板材、 切削速度：１２０ｍ／ｍｉｎ．、 送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ、 穴深さ：８ｍｍ、 の条件での炭素鋼の乾式高速穴あけ切削加工試験、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：５
０ｍｍのＪＩＳ・ＳＣＭ４３５の板材、 切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ．、 送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ、 穴深さ：１６ｍｍ、 の条件での合金鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験（水溶
性切削油使用）、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：５
０ｍｍのＪＩＳ・Ｓ５０Ｃの板材、 切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ．、 送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ、 穴深さ：３２ｍｍ、 の条件での炭素鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験（水溶
性切削油使用）、をそれぞれ行い、いずれの穴あけ切削
加工試験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
１１，１２にそれぞれ示した。 【００３３】 【表１１】 【００３４】 【表１２】 【００３５】なお、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１〜２４、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、さらに比較被覆超硬工具としての比較被覆超硬チ
ップ１〜１６、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の耐摩耗被覆層について、そ
の構成層のそれぞれの厚さ方向中央部の組成をオージェ
分光分析装置を用いて測定すると共に、前記耐摩耗被覆
層の構成層の厚さを、走査型電子顕微鏡を用いて断面測
定したところ、いずれも目標組成および目標層厚と実質
的に同じ値を示した。 【００３６】 【発明の効果】表３〜１２に示される結果から、本発明
被覆超硬工具は、いずれも各種鋼の切削加工を高い発熱
を伴う高速で行っても、耐摩耗被覆層がすぐれた耐熱塑
性変形性を具備することから、耐摩耗被覆層自体が熱塑
性変形することがなくなり、切刃に偏摩耗の発生なく、
すぐれた耐摩耗性を発揮するのに対して、耐摩耗被覆層
がＺｒ成分を含有しない比較被覆超硬工具においては、
いずれも高速切削時に発生する高熱による耐摩耗被覆層
自体の温度上昇によって、偏摩耗の原因となる熱塑性変
形が起り、前記偏摩耗は切刃の摩耗進行を著しく促進す
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、
各種の鋼などの通常の条件での切削加工は勿論のこと、
特に高速切削加工において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。
【図面の簡単な説明】
【図１】アークイオンプレーティング装置の概略説明図
である。 【図２】（ａ）は被覆超硬チップの概略斜視図、（ｂ）
は被覆超硬チップの概略縦断面図である。 【図３】（ａ）は被覆超硬エンドミル概略正面図、
（ｂ）は同切刃部の概略横断面図である。 【図４】（ａ）は被覆超硬ドリルの概略正面図、（ｂ）
は同溝形成部の概略横断面図である。
である。 【図２】（ａ）は被覆超硬チップの概略斜視図、（ｂ）
は被覆超硬チップの概略縦断面図である。 【図３】（ａ）は被覆超硬エンドミル概略正面図、
（ｂ）は同切刃部の概略横断面図である。 【図４】（ａ）は被覆超硬ドリルの概略正面図、（ｂ）
は同溝形成部の概略横断面図である。
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(72)発明者 田中 裕介
兵庫県明石市魚住町金ヶ崎西大池179番
地１ エムエムシーコベルコツ−ル株式
会社内
(56)参考文献 特開2000−61708（ＪＰ，Ａ)
特開2000−199047（ＪＰ，Ａ)
特開2001−181826（ＪＰ，Ａ)
特開 平10−18024（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
B23B 27/14
B23B 51/00
B23C 5/16
C23C 14/06
Claims (1)
- (57)【特許請求の範囲】 【請求項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工具基体の表面に、 （ａ）組成式：（Ｔｉ1-(X+Y)ＡｌXＺｒY）Ｎで表した
場合、原子比で、厚さ方向中央部のオージェ分光分析装
置による測定で、 Ｘ：０．４〜０．７、 Ｙ：０．０５〜０．２０、 を満足するＴｉとＡｌとＺｒの複合窒化物層からなり、
かつ１〜１０μｍの平均層厚を有する下部層、 （ｂ）組成式：（Ｔｉ1-(A+B)ＶAＺｒB）Ｎで表した場
合、原子比で、厚さ方向中央部のオージェ分光分析装置
による測定で、 Ａ：０．２〜０．５、 Ｂ：０．０５〜０．２０、 を満足するＴｉとＶとＺｒの複合窒化物層からなり、か
つ１〜１０μｍの平均層厚を有する上部層、以上（ａ）
および（ｂ）で構成された耐摩耗被覆層を物理蒸着して
なる、耐摩耗被覆層がすぐれた耐熱塑性変形性を発揮す
る表面被覆超硬合金製切削工具。
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| JP2001240137 | 2001-08-08 | ||
| JP2001253720A JP3508748B2 (ja) | 2001-08-08 | 2001-08-24 | 耐摩耗被覆層がすぐれた耐熱塑性変形性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 |
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