JP3578121B2 - 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 Download PDFInfo
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Description
【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、下地強靭層形成には金属Ｔｉ、下側硬質層形成には所定組成を有するＴｉ−Ａｌ合金、さらに上側硬質層形成には金属Ａｌ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メタンガスおよび／または窒素ガス、あるいは酸素を導入し、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）Ｔｉの炭化物層、窒化物層、および炭窒化物層（以下、それぞれＴｉＣ層、ＴｉＮ層、およびＴｉＣＮ層で示す）のうちの１種の単層または２種以上の複層からなり、かつ０．１〜１０μｍの平均層厚を有する下地強靭層、
（ｂ）組成式：（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎおよび同（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｃ１−ＹＮＹ（ただし、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は０．１〜０．７、Ｙは０．５〜０．９９を示す）を有するＴｉとＡｌの複合窒化物層［以下、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎで示す］およびＴｉとＡｌの複合炭窒化物層［以下、（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮで示す］のうちのいずれかの単層、または両方の複層からなり、かつ０．１〜１５μｍの平均層厚を有する下側硬質層、
（ｃ）酸化アルミニウム（以下、Ａｌ２Ｏ３で示す）層からなり、かつ０．５〜１５μｍの平均層厚を有する上側硬質層、
以上（ａ）〜（ｃ）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、
上記の従来被覆超硬工具を構成する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層からなる下側硬質層とＡｌ２Ｏ３層の上側硬質層との間に、
組成式：（Ｔｉ１−ａＡｌａ）Ｃ１−ｃＯｃおよび同（Ｔｉ１−ａＡｌａ）Ｃ１−（ｂ＋ｃ）ＮｂＯｃ（ただし、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は０．５〜０．７、ｂは０．１〜０．５５、ｃは０．１〜０．８を示す）を有するＴｉとＡｌの複合炭酸化物［以下、（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＯで示す］層および複合炭窒酸化物層［以下、（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮＯで示す］のうちのいずれかの単層、または両方の複層、
を蒸着介在させると、上記（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＯ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮＯ層は著しくすぐれた耐熱性を発揮し、さらに表面層として、
窒化アルミニウム（以下、ＡｌＮで示す）層、
を形成すると、上記ＡｌＮ層はこれ自体の具備するすぐれた熱伝導性および熱的安定性によって、すぐれた放熱性を発揮することから、この結果の耐摩耗被覆層においては、上記（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＯ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮＯ層によるすぐれた耐熱性、さらに前記ＡｌＮ層によるすぐれた放熱性によって、耐熱塑性変形性が一段と向上し、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、かつ同じく構成層である前記下側硬質層および上側硬質層によってもたらされるすぐれた高温硬さと相俟って、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、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）ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、およびＴｉＣＮ層のうちの１種の単層または２種の複層からなり、かつ０．１〜１０μｍの平均層厚を有する下地強靭層、
（ｂ）組成式：（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎおよび同（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｃ１−ＹＮＹ（ただし、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は０．１〜０．７、Ｙは０．５〜０．９９を示す）を有する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層のうちのいずれかの単層、または両方の複層からなり、かつ０．１〜１５μｍの平均層厚を有する下側硬質層、
（ｃ）組成式：（Ｔｉ１−ａＡｌａ）Ｃ１−ｃＯｃおよび同（Ｔｉ１−ａＡｌａ）Ｃ１−（ｂ＋ｃ）ＮｂＯｃ（ただし、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は０．５〜０．７、ｂは０．１〜０．５５、ｃは０．１〜０．８を示す）を有する（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＯ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮＯ層のうちのいずれかの単層、または両方の複層からなり、かつ０．１〜１０μｍの平均層厚を有するる中間耐熱層、
（ｄ）Ａｌ２ Ｏ３層からなり、かつ０．５〜１５μｍの平均層厚を有する上側硬質層、
（ｅ）ＡｌＮ層からなり、かつ０．５〜１５μｍの平均層厚を有する表面放熱層、
以上（ａ）〜（ｅ）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を構成する下地強靭層、下側硬質層、中間耐熱層、上側硬質層、および表面放熱層について説明する。
（ａ）下地強靭層
下地強靭層には、耐摩耗被覆層にすぐれた靭性と強度を付与するほか、上記超硬基体および上記下側硬質層とも強固に密着する作用があるが、その平均層厚が０．１μｍ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１０μｍを越えると、切削時に発生する高熱によって熱塑性変形を起し、切刃に偏摩耗が発生し、これが原因で摩耗進行が急激に促進されるようになることから、その平均層厚を０．１〜１０μｍと定めた。
【０００８】
（ｂ）下側硬質層
下側硬質層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層には、耐摩耗被覆層に硬さと靭性を付与せしめ、もってチッピング（微小欠け）の発生なく、すぐれた耐摩耗性を上側硬質層との共存において発揮する作用がある。すなわち前記下側硬質層におけるＡｌは高靭性を有するＴｉＮに対して硬さを高め、もって耐摩耗性を向上させるために固溶するものであり、したがって組成式：（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎおよび同（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｃ１−ＹＮＹのＸ値が０．１未満では所望の硬さ向上効果が得られず、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が発生し易くなると云う理由によりＸ値を０．１〜０．７（原子比）と定めたものであり、また、（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層におけるＣ成分には、さらに硬さを向上させる作用があるので、（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層は上記（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層に比して相対的に高い硬さをもつが、この場合Ｃ成分の割合が０．０１未満、すなわちＹ値が０．９９を越えると所定の硬さ向上効果が得られず、一方Ｃ成分の割合が０．５を越える、すなわちＹ値が０．５未満になると靭性が急激に低下するようになることから、Ｙ値を０．５〜０．９９と定めたのである。
また、この場合その平均層厚が０．５μｍ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１５μｍ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０．５〜１５μｍと定めた。
【０００９】
（ｃ）中間耐熱層
中間耐熱層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＯ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮＯ層は、上記の通り下側硬質層と上側硬質層の間にあってすぐれた耐熱性を発揮し、表面放熱層を構成するＡｌＮ層との共存において耐摩耗被覆層にすぐれた耐熱塑性変形性を具備せしめる作用があり、この耐熱性は、これらの層の構成成分であるＯ成分によってもたらされるものであり、したがってＯ成分の割合を示すｃ値が、０．１未満では所望のすぐれた耐熱塑性変形性を具備せしめることができず、一方ｃ値が０．８を超えると、層自体が脆化し、チッピングが発生し易くなることから、ｃ値を０．１〜０．８と定めた。
また、ＡｌのＴｉとの相対割合を示すａ値が原子比（以下同じ）で０．５未満になると、Ｔｉに対するＡｌの割合が少なくなり過ぎて下上側硬質層との密着性が急激に低下するようになり、一方ａ値が０．７を超えると反対にＴｉに対するＡｌの割合が多くなり過ぎて、下側硬質層との密着性が低下するようになることから、ａ値を０．５〜０．７と定めた。
さらに、（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮＯ層におけるＮ成分には、さらに靭性を向上させる作用があるので、（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮＯ層は上記（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＯ層に比して相対的に高い靭性をもつが、この場合Ｎ成分の割合を示すｂ値が０．１未満では所望の靭性向上効果が得られず、一方Ｎ成分の割合を示すｂ値が０．５５を越えると、層が所定の硬さを保持する目的で含有するＣ成分の割合が低くなり過ぎて、切削時に発生する高熱によって熱塑性変形を起し、切刃に偏摩耗が発生し易くなることから、ｂ値を０．１〜０．５５と定めた。
また、この場合その平均層厚が０．１μｍ未満では所望のすぐれた密着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０．１〜１０μｍと定めた。
【００１０】
（ｄ）上側硬質層
上側硬質層を構成するＡｌ２Ｏ３層は、すぐれた高温硬さを有し、上記の下側硬質層と共存した状態で耐摩耗被覆層の耐摩耗性を一段と向上させる作用があるが、その平均層厚が０．５μｍ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１５μｍ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０．５〜１５μｍと定めた。
【００１１】
（ｅ）表面放熱層
表面放熱層には、上記の通り自体の具備するすぐれた熱伝導性と熱的安定性によってすぐれた放熱性を発揮し、上記の中間耐熱層との共存において、耐摩耗被覆層にすぐれた耐熱塑性変形性を具備せしめる作用があるが、その平均層厚が０．５μｍ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１５μｍ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０．５〜１５μｍと定めた。
【００１２】
さらに、上記耐摩耗被覆層の上に、必要に応じてＴｉＮ層を０．１〜２μｍの平均層厚で形成してもよく、これはＴｉＮ層が黄金色の色調を有し、この色調によって切削工具の使用前と使用後の識別が容易になるという理由からで、この場合その層厚が０．１μｍ未満では前記色調の付与が不十分であり、一方前記色調の付与は２μｍまでの平均層厚で十分である。
【００１３】
【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・ＳＰＧＡ１２０４０８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−８を形成した。
【００１４】
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。
【００１５】
ついで、これら超硬基体Ａ−１〜Ａ−８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、金属Ｔｉ（下地靭性層形成用）、種々の成分組成をもったＴｉ−Ａｌ合金（下側硬質層および中間耐熱層形成用）、さらに金属Ａｌ（上側硬質層および表面放熱層形成用）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１．３×１０−３Ｐａ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メタンガスおよび／または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（金属Ｔｉ）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３，５に示される組成および目標層厚の下地強靭層を形成し、
カソード電極（蒸発源）としてＴｉ−Ａｌ合金を用い、アノード電極との間にアーク放電を発生させ、装置内に反応ガスとして窒素ガス、またはメタンガスと窒素ガスを導入してする以外は前記下地強靭層形成条件と同一の条件で、前記下地強靭層の表面に、同じく表３，５に示される目標組成および目標層厚の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層からなる下側硬質層を形成し、
さらに同じくカソード電極（蒸発源）としてＴｉ−Ａｌ合金を用い、アノード電極との間にアーク放電を発生させ、装置内に反応ガスとしてメタンガスと酸素、またはメタンガスと窒素と酸素を導入して１．８Ｐａ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−２００Ｖとする以外は前記下地強靭層形成条件と同一の条件で、前記下側硬質層の表面に、同じく表５，６に示される目標組成および目標層厚の（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＯ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮＯ層からなる中間耐熱層を形成し、
引き続いてカソード電極（蒸発源）として金属Ａｌを用い、アノード電極との間にアーク放電を発生させ、装置内に反応ガスとして酸素を導入して１．３Ｐａの反応雰囲気とすると共に、前記超硬基体に印加するパルスバイアス電圧を−３００Ｖとする以外は前記下地強靭層形成条件と同一の条件で、上記中間耐熱層の表面に、同じく表５，６に示される目標層厚のＡｌ２Ｏ３層からなる上側硬質層を形成し、
最終的に、同じくカソード電極（蒸発源）として金属Ａｌを用い、アノード電極との間にアーク放電を発生させ、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パルスバイアス電圧を−２８０Ｖとする以外は上記下地強靭層形成条件と同一の条件で、上記上側硬質層の表面に、同じく表５，６に示される目標層厚のＡｌＮ層からなる表面放熱層を蒸着形成することにより、耐摩耗被覆層が以上の下地強靭層、下側硬質層、中間耐熱層、上側硬質層、および表面放熱層からなり、かつ図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）１〜２２をそれぞれ製造した。
【００１６】
また、比較の目的で、表７〜１０に示される通り、上記中間耐熱層および表面放熱層の形成を行なわない以外は、それぞれ上記の本発明被覆超硬チップ１〜２２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）１〜２２をそれぞれ製造した。
【００１７】
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１〜１６について、
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０の丸棒、
切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ ．、
切り込み：１．５ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：１０分、
の条件（切削条件ａという）での合金鋼の乾式連続高速切削試験、および、
被削材：ＪＩＳ・ＦＣ３００の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１．５ｍｍ、
送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：５分、
の条件（切削条件ｂという）での鋳鉄の乾式断続高速切削試験を行なった。
【００１８】
また、本発明被覆超硬チップ１７〜２２および比較被覆超硬チップ１７〜２２については、
被削材：ＪＩＳ・Ｓ４５Ｃの丸棒、
切削速度：３３０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１．５ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／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・ＳＵＳ３０４の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：１８０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１．３ｍｍ、
送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：５分、
の条件（切削条件ｄという）でのステンレス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１１に示した。
【００１９】
【表１】
【００２０】
【表２】
【００２１】
【表３】
【００２２】
【表４】
【００２３】
【表５】
【００２４】
【表６】
【００２５】
【表７】
【００２６】
【表８】
【００２７】
【表９】
【００２８】
【表１０】
【００２９】
【表１１】
【００３０】
（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２．３μｍのＣｒ３Ｃ２粉末、同１．５μｍのＶＣ粉末、同１．０μｍ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１２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１２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。
【００３１】
ついで、これらの超硬基体（エンドミル）Ｃ−１〜Ｃ−８の表面に、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１３，１４に示される目標組成および目標層厚をもった下地強靭層、下側硬質層、中間耐熱層、上側硬質層、および表面放熱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。
【００３２】
また、比較の目的で、表１５，１６に示される通り、中間耐熱層および表面放熱層の形成を行なわない以外は、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。
【００３３】
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：５０ｍｍのＪＩＳ・Ｓ４５Ｃの板材、
切削速度：１６０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：２．５ｍｍ、
テーブル送り：５５０ｍｍ／分、
の条件での炭素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：５０ｍｍのＪＩＳ・ＳＫＤ６１（硬さ：ＨＲＣ５２）の板材、
切削速度：７０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：５ｍｍ、
テーブル送り：１３０ｍｍ／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：５０ｍｍのＪＩＳ・ＦＣ２５０の板材、
切削速度：１８０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：８ｍｍ、
テーブル送り：２４０ｍｍ／分、
の条件での鋳鉄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１４，１６にそれぞれ示した。
【００３４】
【表１２】
【００３５】
【表１３】
【００３６】
【表１４】
【００３７】
【表１５】
【００３８】
【表１６】
【００３９】
（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）、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）の寸法をもった超硬基体（ドリル）Ｄ−１〜Ｄ−８をそれぞれ製造した。
【００４０】
ついで、これらの超硬基体（ドリル）Ｄ−１〜Ｄ−８の表面に、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１７，１８に示される目標組成および目標層厚をもった下地強靭層、下側硬質層、中間耐熱層、上側硬質層、および表面放熱層で構成された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。
【００４１】
また、比較の目的で、表１９，２０に示される通り、中間耐熱層および表面放熱層の形成を行なわない以外は、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。
【００４２】
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・ＳＣＭ４４０の板材、
切削速度：９０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．１２ｍｍ／ｒｅｖ、
の条件での合金鋼の湿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：５０ｍｍのＪＩＳ・Ｓ４５Ｃの板材、
切削速度：１４０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ、
の条件での炭素鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験、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：５０ｍｍのＪＩＳ・ＳＫＤ６１（硬さ：ＨＲＣ５０）の板材、
切削速度：５０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．２０ｍｍ／ｒｅｖ、
の条件での焼入れ鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験、
をそれぞれ行い、いずれの湿式（水溶性切削油使用）高速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１８，２０にそれぞれ示した。
【００４３】
【表１７】
【００４４】
【表１８】
【００４５】
【表１９】
【００４６】
【表２０】
【００４７】
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１〜２２、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１〜２２、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。
【００４８】
【発明の効果】
表３〜２０に示される結果から、中間耐熱層として（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＯ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮＯ層、さらに表面放熱層としてＡｌＮ層を形成した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、前記中間耐熱層および表面放熱層によって耐摩耗被覆層はすぐれた耐熱塑性変形性を具備するようになり、耐摩耗被覆層自体が耐熱塑性変形することがなくなることから、同じく構成層である下地強靭層、下側硬質層、および上側硬質層の作用と相俟って、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、耐摩耗被覆層の構成層として前記中間耐熱層および表面放熱層の形成が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って耐摩耗被覆層自体の温度が上昇し、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。
【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、下地強靭層形成には金属Ｔｉ、下側硬質層形成には所定組成を有するＴｉ−Ａｌ合金、さらに上側硬質層形成には金属Ａｌ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メタンガスおよび／または窒素ガス、あるいは酸素を導入し、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）Ｔｉの炭化物層、窒化物層、および炭窒化物層（以下、それぞれＴｉＣ層、ＴｉＮ層、およびＴｉＣＮ層で示す）のうちの１種の単層または２種以上の複層からなり、かつ０．１〜１０μｍの平均層厚を有する下地強靭層、
（ｂ）組成式：（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎおよび同（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｃ１−ＹＮＹ（ただし、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は０．１〜０．７、Ｙは０．５〜０．９９を示す）を有するＴｉとＡｌの複合窒化物層［以下、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎで示す］およびＴｉとＡｌの複合炭窒化物層［以下、（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮで示す］のうちのいずれかの単層、または両方の複層からなり、かつ０．１〜１５μｍの平均層厚を有する下側硬質層、
（ｃ）酸化アルミニウム（以下、Ａｌ２Ｏ３で示す）層からなり、かつ０．５〜１５μｍの平均層厚を有する上側硬質層、
以上（ａ）〜（ｃ）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、
上記の従来被覆超硬工具を構成する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層からなる下側硬質層とＡｌ２Ｏ３層の上側硬質層との間に、
組成式：（Ｔｉ１−ａＡｌａ）Ｃ１−ｃＯｃおよび同（Ｔｉ１−ａＡｌａ）Ｃ１−（ｂ＋ｃ）ＮｂＯｃ（ただし、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は０．５〜０．７、ｂは０．１〜０．５５、ｃは０．１〜０．８を示す）を有するＴｉとＡｌの複合炭酸化物［以下、（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＯで示す］層および複合炭窒酸化物層［以下、（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮＯで示す］のうちのいずれかの単層、または両方の複層、
を蒸着介在させると、上記（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＯ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮＯ層は著しくすぐれた耐熱性を発揮し、さらに表面層として、
窒化アルミニウム（以下、ＡｌＮで示す）層、
を形成すると、上記ＡｌＮ層はこれ自体の具備するすぐれた熱伝導性および熱的安定性によって、すぐれた放熱性を発揮することから、この結果の耐摩耗被覆層においては、上記（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＯ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮＯ層によるすぐれた耐熱性、さらに前記ＡｌＮ層によるすぐれた放熱性によって、耐熱塑性変形性が一段と向上し、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、かつ同じく構成層である前記下側硬質層および上側硬質層によってもたらされるすぐれた高温硬さと相俟って、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、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）ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、およびＴｉＣＮ層のうちの１種の単層または２種の複層からなり、かつ０．１〜１０μｍの平均層厚を有する下地強靭層、
（ｂ）組成式：（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎおよび同（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｃ１−ＹＮＹ（ただし、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は０．１〜０．７、Ｙは０．５〜０．９９を示す）を有する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層のうちのいずれかの単層、または両方の複層からなり、かつ０．１〜１５μｍの平均層厚を有する下側硬質層、
（ｃ）組成式：（Ｔｉ１−ａＡｌａ）Ｃ１−ｃＯｃおよび同（Ｔｉ１−ａＡｌａ）Ｃ１−（ｂ＋ｃ）ＮｂＯｃ（ただし、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は０．５〜０．７、ｂは０．１〜０．５５、ｃは０．１〜０．８を示す）を有する（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＯ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮＯ層のうちのいずれかの単層、または両方の複層からなり、かつ０．１〜１０μｍの平均層厚を有するる中間耐熱層、
（ｄ）Ａｌ２ Ｏ３層からなり、かつ０．５〜１５μｍの平均層厚を有する上側硬質層、
（ｅ）ＡｌＮ層からなり、かつ０．５〜１５μｍの平均層厚を有する表面放熱層、
以上（ａ）〜（ｅ）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を構成する下地強靭層、下側硬質層、中間耐熱層、上側硬質層、および表面放熱層について説明する。
（ａ）下地強靭層
下地強靭層には、耐摩耗被覆層にすぐれた靭性と強度を付与するほか、上記超硬基体および上記下側硬質層とも強固に密着する作用があるが、その平均層厚が０．１μｍ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１０μｍを越えると、切削時に発生する高熱によって熱塑性変形を起し、切刃に偏摩耗が発生し、これが原因で摩耗進行が急激に促進されるようになることから、その平均層厚を０．１〜１０μｍと定めた。
【０００８】
（ｂ）下側硬質層
下側硬質層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層には、耐摩耗被覆層に硬さと靭性を付与せしめ、もってチッピング（微小欠け）の発生なく、すぐれた耐摩耗性を上側硬質層との共存において発揮する作用がある。すなわち前記下側硬質層におけるＡｌは高靭性を有するＴｉＮに対して硬さを高め、もって耐摩耗性を向上させるために固溶するものであり、したがって組成式：（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎおよび同（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｃ１−ＹＮＹのＸ値が０．１未満では所望の硬さ向上効果が得られず、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が発生し易くなると云う理由によりＸ値を０．１〜０．７（原子比）と定めたものであり、また、（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層におけるＣ成分には、さらに硬さを向上させる作用があるので、（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層は上記（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層に比して相対的に高い硬さをもつが、この場合Ｃ成分の割合が０．０１未満、すなわちＹ値が０．９９を越えると所定の硬さ向上効果が得られず、一方Ｃ成分の割合が０．５を越える、すなわちＹ値が０．５未満になると靭性が急激に低下するようになることから、Ｙ値を０．５〜０．９９と定めたのである。
また、この場合その平均層厚が０．５μｍ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１５μｍ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０．５〜１５μｍと定めた。
【０００９】
（ｃ）中間耐熱層
中間耐熱層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＯ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮＯ層は、上記の通り下側硬質層と上側硬質層の間にあってすぐれた耐熱性を発揮し、表面放熱層を構成するＡｌＮ層との共存において耐摩耗被覆層にすぐれた耐熱塑性変形性を具備せしめる作用があり、この耐熱性は、これらの層の構成成分であるＯ成分によってもたらされるものであり、したがってＯ成分の割合を示すｃ値が、０．１未満では所望のすぐれた耐熱塑性変形性を具備せしめることができず、一方ｃ値が０．８を超えると、層自体が脆化し、チッピングが発生し易くなることから、ｃ値を０．１〜０．８と定めた。
また、ＡｌのＴｉとの相対割合を示すａ値が原子比（以下同じ）で０．５未満になると、Ｔｉに対するＡｌの割合が少なくなり過ぎて下上側硬質層との密着性が急激に低下するようになり、一方ａ値が０．７を超えると反対にＴｉに対するＡｌの割合が多くなり過ぎて、下側硬質層との密着性が低下するようになることから、ａ値を０．５〜０．７と定めた。
さらに、（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮＯ層におけるＮ成分には、さらに靭性を向上させる作用があるので、（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮＯ層は上記（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＯ層に比して相対的に高い靭性をもつが、この場合Ｎ成分の割合を示すｂ値が０．１未満では所望の靭性向上効果が得られず、一方Ｎ成分の割合を示すｂ値が０．５５を越えると、層が所定の硬さを保持する目的で含有するＣ成分の割合が低くなり過ぎて、切削時に発生する高熱によって熱塑性変形を起し、切刃に偏摩耗が発生し易くなることから、ｂ値を０．１〜０．５５と定めた。
また、この場合その平均層厚が０．１μｍ未満では所望のすぐれた密着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０．１〜１０μｍと定めた。
【００１０】
（ｄ）上側硬質層
上側硬質層を構成するＡｌ２Ｏ３層は、すぐれた高温硬さを有し、上記の下側硬質層と共存した状態で耐摩耗被覆層の耐摩耗性を一段と向上させる作用があるが、その平均層厚が０．５μｍ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１５μｍ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０．５〜１５μｍと定めた。
【００１１】
（ｅ）表面放熱層
表面放熱層には、上記の通り自体の具備するすぐれた熱伝導性と熱的安定性によってすぐれた放熱性を発揮し、上記の中間耐熱層との共存において、耐摩耗被覆層にすぐれた耐熱塑性変形性を具備せしめる作用があるが、その平均層厚が０．５μｍ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１５μｍ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０．５〜１５μｍと定めた。
【００１２】
さらに、上記耐摩耗被覆層の上に、必要に応じてＴｉＮ層を０．１〜２μｍの平均層厚で形成してもよく、これはＴｉＮ層が黄金色の色調を有し、この色調によって切削工具の使用前と使用後の識別が容易になるという理由からで、この場合その層厚が０．１μｍ未満では前記色調の付与が不十分であり、一方前記色調の付与は２μｍまでの平均層厚で十分である。
【００１３】
【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・ＳＰＧＡ１２０４０８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−８を形成した。
【００１４】
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。
【００１５】
ついで、これら超硬基体Ａ−１〜Ａ−８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、金属Ｔｉ（下地靭性層形成用）、種々の成分組成をもったＴｉ−Ａｌ合金（下側硬質層および中間耐熱層形成用）、さらに金属Ａｌ（上側硬質層および表面放熱層形成用）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１．３×１０−３Ｐａ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メタンガスおよび／または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（金属Ｔｉ）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３，５に示される組成および目標層厚の下地強靭層を形成し、
カソード電極（蒸発源）としてＴｉ−Ａｌ合金を用い、アノード電極との間にアーク放電を発生させ、装置内に反応ガスとして窒素ガス、またはメタンガスと窒素ガスを導入してする以外は前記下地強靭層形成条件と同一の条件で、前記下地強靭層の表面に、同じく表３，５に示される目標組成および目標層厚の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層からなる下側硬質層を形成し、
さらに同じくカソード電極（蒸発源）としてＴｉ−Ａｌ合金を用い、アノード電極との間にアーク放電を発生させ、装置内に反応ガスとしてメタンガスと酸素、またはメタンガスと窒素と酸素を導入して１．８Ｐａ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−２００Ｖとする以外は前記下地強靭層形成条件と同一の条件で、前記下側硬質層の表面に、同じく表５，６に示される目標組成および目標層厚の（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＯ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮＯ層からなる中間耐熱層を形成し、
引き続いてカソード電極（蒸発源）として金属Ａｌを用い、アノード電極との間にアーク放電を発生させ、装置内に反応ガスとして酸素を導入して１．３Ｐａの反応雰囲気とすると共に、前記超硬基体に印加するパルスバイアス電圧を−３００Ｖとする以外は前記下地強靭層形成条件と同一の条件で、上記中間耐熱層の表面に、同じく表５，６に示される目標層厚のＡｌ２Ｏ３層からなる上側硬質層を形成し、
最終的に、同じくカソード電極（蒸発源）として金属Ａｌを用い、アノード電極との間にアーク放電を発生させ、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パルスバイアス電圧を−２８０Ｖとする以外は上記下地強靭層形成条件と同一の条件で、上記上側硬質層の表面に、同じく表５，６に示される目標層厚のＡｌＮ層からなる表面放熱層を蒸着形成することにより、耐摩耗被覆層が以上の下地強靭層、下側硬質層、中間耐熱層、上側硬質層、および表面放熱層からなり、かつ図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）１〜２２をそれぞれ製造した。
【００１６】
また、比較の目的で、表７〜１０に示される通り、上記中間耐熱層および表面放熱層の形成を行なわない以外は、それぞれ上記の本発明被覆超硬チップ１〜２２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）１〜２２をそれぞれ製造した。
【００１７】
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１〜１６について、
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０の丸棒、
切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ ．、
切り込み：１．５ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：１０分、
の条件（切削条件ａという）での合金鋼の乾式連続高速切削試験、および、
被削材：ＪＩＳ・ＦＣ３００の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１．５ｍｍ、
送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：５分、
の条件（切削条件ｂという）での鋳鉄の乾式断続高速切削試験を行なった。
【００１８】
また、本発明被覆超硬チップ１７〜２２および比較被覆超硬チップ１７〜２２については、
被削材：ＪＩＳ・Ｓ４５Ｃの丸棒、
切削速度：３３０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１．５ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／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・ＳＵＳ３０４の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：１８０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１．３ｍｍ、
送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：５分、
の条件（切削条件ｄという）でのステンレス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１１に示した。
【００１９】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【表５】
【表６】
【表７】
【表８】
【表９】
【表１０】
【表１１】
（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２．３μｍのＣｒ３Ｃ２粉末、同１．５μｍのＶＣ粉末、同１．０μｍ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１２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１２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。
【００３１】
ついで、これらの超硬基体（エンドミル）Ｃ−１〜Ｃ−８の表面に、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１３，１４に示される目標組成および目標層厚をもった下地強靭層、下側硬質層、中間耐熱層、上側硬質層、および表面放熱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。
【００３２】
また、比較の目的で、表１５，１６に示される通り、中間耐熱層および表面放熱層の形成を行なわない以外は、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。
【００３３】
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：５０ｍｍのＪＩＳ・Ｓ４５Ｃの板材、
切削速度：１６０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：２．５ｍｍ、
テーブル送り：５５０ｍｍ／分、
の条件での炭素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：５０ｍｍのＪＩＳ・ＳＫＤ６１（硬さ：ＨＲＣ５２）の板材、
切削速度：７０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：５ｍｍ、
テーブル送り：１３０ｍｍ／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：５０ｍｍのＪＩＳ・ＦＣ２５０の板材、
切削速度：１８０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：８ｍｍ、
テーブル送り：２４０ｍｍ／分、
の条件での鋳鉄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１４，１６にそれぞれ示した。
【００３４】
【表１２】
【表１３】
【表１４】
【表１５】
【表１６】
（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）、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）の寸法をもった超硬基体（ドリル）Ｄ−１〜Ｄ−８をそれぞれ製造した。
【００４０】
ついで、これらの超硬基体（ドリル）Ｄ−１〜Ｄ−８の表面に、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１７，１８に示される目標組成および目標層厚をもった下地強靭層、下側硬質層、中間耐熱層、上側硬質層、および表面放熱層で構成された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。
【００４１】
また、比較の目的で、表１９，２０に示される通り、中間耐熱層および表面放熱層の形成を行なわない以外は、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。
【００４２】
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・ＳＣＭ４４０の板材、
切削速度：９０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．１２ｍｍ／ｒｅｖ、
の条件での合金鋼の湿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：５０ｍｍのＪＩＳ・Ｓ４５Ｃの板材、
切削速度：１４０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ、
の条件での炭素鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験、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：５０ｍｍのＪＩＳ・ＳＫＤ６１（硬さ：ＨＲＣ５０）の板材、
切削速度：５０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．２０ｍｍ／ｒｅｖ、
の条件での焼入れ鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験、
をそれぞれ行い、いずれの湿式（水溶性切削油使用）高速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１８，２０にそれぞれ示した。
【００４３】
【表１７】
【表１８】
【表１９】
【表２０】
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１〜２２、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１〜２２、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。
【００４８】
【発明の効果】
表３〜２０に示される結果から、中間耐熱層として（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＯ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮＯ層、さらに表面放熱層としてＡｌＮ層を形成した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、前記中間耐熱層および表面放熱層によって耐摩耗被覆層はすぐれた耐熱塑性変形性を具備するようになり、耐摩耗被覆層自体が耐熱塑性変形することがなくなることから、同じく構成層である下地強靭層、下側硬質層、および上側硬質層の作用と相俟って、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、耐摩耗被覆層の構成層として前記中間耐熱層および表面放熱層の形成が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って耐摩耗被覆層自体の温度が上昇し、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。
Claims (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）Ｔｉの炭化物層、窒化物層、および炭窒化物層のうちの１種の単層または２種の複層からなり、かつ０．１〜１０μｍの平均層厚を有する下地強靭層、
（ｂ）組成式：（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎおよび同（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｃ１−ＹＮＹ（ただし、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は０．１〜０．７、Ｙは０．５〜０．９９を示す）を有するＴｉとＡｌの複合窒化物層およびＴｉとＡｌの複合炭窒化物層のうちのいずれかの単層、または両方の複層からなり、かつ０．１〜１５μｍの平均層厚を有する下側硬質層、
（ｃ）組成式：（Ｔｉ１−ａＡｌａ）Ｃ１−ｃＯｃおよび同（Ｔｉ１−ａＡｌａ）Ｃ１−（ｂ＋ｃ）ＮｂＯｃ（ただし、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は０．５〜０．７、ｂは０．１〜０．５５、ｃは０．１〜０．８を示す）を有するＴｉとＡｌの複合炭酸化物層および複合炭窒酸化物層のうちのいずれかの単層、または両方の複層からなり、かつ０．１〜１０μｍの平均層厚を有する中間耐熱層、
（ｄ）酸化アルミニウム層からなり、かつ０．５〜１５μｍの平均層厚を有する上側硬質層、
（ｅ）窒化アルミニウム層からなり、かつ０．５〜１５μｍの平均層厚を有する表面放熱層、
以上（ａ）〜（ｅ）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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