JP3695399B2 - 硬質被覆層がすぐれた密着性を有する表面被覆超硬合金製切削工具 - Google Patents
硬質被覆層がすぐれた密着性を有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、硬質被覆層の炭化タングステン基超硬合金基体（以下、超硬基体という）表面に対する密着性にすぐれ、したがって特に各種の鋼や鋳鉄などの断続切削を、高い機械的および熱的衝撃の加わる高速切削条件や、高切込みおよび高送りなどの重切削条件で行なっても前記硬質被覆層に剥離の発生なく、すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮する表面被覆超硬合金製切削工具（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、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、例えば雰囲気を０．５Ｐａの真空として、５００℃の温度に加熱した状態で、アノード電極と所定組成を有するＴｉ−Ａｌ合金がセットされたカソード電極（蒸発源）との間に、例えば電圧：３５Ｖ、電流：９０Ａの条件で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、または窒素ガスとメタンガスを導入し、一方超硬基体には、例えばー２００Ｖ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、例えば特開昭６２−５６５６５号公報に記載されるように、組成式：（Ｔｉ1-XＡｌX）Ｎおよび同（Ｔｉ1-XＡｌX）Ｃ1-YＮY（ただし、原子比で、Ｘは０．１５〜０．６５、Ｙは０．５〜０．９９を示す）を満足するＴｉとＡｌの複合窒化物［以下、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎで示す］層および複合炭窒化物［以下、（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮで示す］層のうちのいずれか、あるいは両方で構成された単層または複層の硬質被覆層を０．５〜１５μｍの平均層厚で蒸着することにより被覆超硬工具を製造することが知られている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
近年の切削加工装置の高性能化はめざましく、一方で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、切削時間の短縮化を目的として、速い切削速度での切削や、高切込みおよび高送りなどの重切削条件での切削が行われる傾向にあるが、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、これを切刃が断続切削形態をとるエンドミルやドリルによる切削加工、さらにスローアウエイチップにあっては断続旋削加工など（以下、これらを総称して「断続切削」という）をいずれも高い機械的および熱的衝撃を伴なう、高速切削条件や重切削条件での切削に用いた場合には、前記硬質被覆層の超硬基体表面に対する密着性不足のために、前記硬質被覆層に剥離が発生し易く、これが原因で切刃部に欠けやチッピング（微小欠け）が発生し、この結果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硬質被覆層の超硬基体表面に対する一段の密着性向上を図るべく研究を行った結果、
（ａ）上記の超硬基体をアークイオンプレーティング装置に装着し、まず、カソード電極を用いずに、
装置内雰囲気温度（超硬基体温度）：３００〜５００℃、
雰囲気ガス：Ａｒ、
雰囲気圧力：１〜１０Ｐａ、
アーク放電電流：（アーク電源−ＯＦＦ）、
超硬基体印加バイアス電圧：−８００〜−１０００Ｖ、
処理時間：２〜１０分、
の条件で上記超硬基体の表面を前処理した後で、さらに超硬基体表面に、カソード電極として、例えば金属Ｔｉを用い、
装置内雰囲気温度：４５０〜５５０℃、
雰囲気ガス：Ａｒ、
雰囲気圧力：１〜１０Ｐａ、
アーク放電電流：１００〜２００Ａ、
超硬基体印加バイアス電圧：−９００〜１２００Ｖ、
の条件でアークイオンプレーティング表面処理を施すと、上記超硬基体の表面上には、蒸着層としての金属Ｔｉ層の形成はなく、前記超硬基体自体の表面部に、透過型電子顕微鏡を用いて組織観察した結果に基く判別で、非晶質化層の形成が確認されること。
なお、アークイオンプレーティング装置を用いての金属Ｔｉ層の蒸着形成は、
装置内雰囲気温度：３００〜５００℃、
雰囲気ガス：（使用せず）、
雰囲気圧力：０．１Ｐａ以下の真空、
カソード電極：金属Ｔｉ、
アーク放電電流：５０〜１００Ａ、
超硬基体印加バイアス電圧：−３０〜−１００Ｖ、
の条件で一般に行われていること。
【０００６】
（ｂ）上記の表面部に非晶質化層が形成された超硬基体表面に、前記非晶質化層を表面から１〜５０ｎｍの範囲内の平均深さに亘って形成した状態で、上記の従来被覆超硬工具の硬質被覆層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層を、同じくアークイオンプレーティング装置を用いて形成すると、前記非晶質化層は高い活性を有し、反応性の高いものであることから、前記硬質被覆層の蒸着形成時に、これと反応して前記超硬基体表面と硬質被覆層との間にはきわめて強固な密着性が確保されるようになること。
【０００７】
（ｃ）したがって、この結果形成された被覆超硬工具においては、特にこれを高い機械的および熱的衝撃を伴なう、高速切削条件や重切削条件での断続切削に用いた場合にも、前記硬質被覆層に剥離発生がなくなり、長期に亘ってすぐれた切削性能を発揮するようになること。
以上（ａ）〜（ｃ）に示される研究結果を得たのである。
【０００８】
この発明は、上記の研究結果に基づいてなされたものであって、アークイオンプレーティング装置にて、加熱Ａｒガス雰囲気中、超硬基体へのバイアス電圧印加だけの条件での前処理の後、カソード電極：金属Ｔｉ、装置内雰囲気温度：４５０〜５５０℃、雰囲気ガス：Ａｒ、雰囲気圧力：１〜１０Ｐａ、アーク放電電流：１００〜２００Ａ、超硬基体印加バイアス電圧：−９００〜１２００Ｖ、の条件で、前記超硬基体の表面上に蒸着層としての金属Ｔｉ層の形成なく、前記超硬基体自体の表面部に、透過型電子顕微鏡を用いて組織観察した結果に基く判別で、表面から１〜５０ｎｍの範囲内の平均深さに亘って非晶質化層を形成してなる超硬基体の表面に、
組成式：（Ｔｉ1-XＡｌX）Ｎおよび同（Ｔｉ1-XＡｌX）Ｃ1-YＮY、
（但し、原子比で、Ｘは０．１５〜０．６５、Ｙは０．５〜０．９９を示す）、を満足する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層のうちのいずれか、あるいは両方で構成された単層または複層の硬質被覆層を０．５〜１５μｍの平均層厚で物理蒸着してなる、硬質被覆層がすぐれた密着性を有する被覆超硬工具に特徴を有するものである。
【０００９】
なお、この発明の被覆超硬工具において、これを構成する超硬基体の表面部に形成された非晶質化層の表面からの平均深さを１〜５０ｎｍとしたのは、その深さが１ｎｍ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、一方超硬基体表面に対する硬質被覆層の密着性向上効果は表面からの平均深さが５０ｎｍで十分である、という理由によるものである。
【００１０】
また、この発明の被覆超硬工具において、硬質被覆層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層におけるＡｌはＴｉＣＮ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０．１５未満では所望の耐摩耗性を確保することができず、一方その値が０．６５を越えると、切刃に欠けやチッピングが発生し易くなると云う理由によりＸ値を０．１５〜０．６５（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、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、望ましくは０．５５〜０．９と定めたのである。
【００１１】
さらに、硬質被覆層の平均層厚を０．５〜１５μｍとしたのは、その層厚が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、切刃に欠けやチッピングが発生し易くなるという理由によるものである。
【００１２】
【発明の実施の形態】
つぎに、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。
（実施例１）
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、１００ＭＰａ の圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を６Ｐａの真空中、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、いずれもチップ形状をもったＩＳＯ規格・ＳＮＧＡ１２０４１２の超硬基体Ａ−１〜６、および同ＳＮＭＡ１２０４１２の超硬基体Ａ−７〜Ａ−１０をそれぞれ形成した。
【００１３】
ついで、これら超硬基体Ａ−１〜Ａ−１０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、前記超硬基体Ａ〜Ｊのそれぞれの表面に、まず、
装置内雰囲気温度（超硬基体温度）：４００℃、
雰囲気ガス：Ａｒ、
雰囲気圧力：３Ｐａ、
カソード電極：（使用せず）、
アーク放電電流：（アーク電源−ＯＦＦ）、
超硬基体印加バイアス電圧：−９００Ｖ、
処理時間：３分、
の条件で前処理した後で、さらに、
装置内雰囲気温度：５００℃、
雰囲気ガス：Ａｒ、
雰囲気圧力：３Ｐａ、
カソード電極：金属Ｔｉ、
アーク放電電流：１５０Ａ、
超硬基体印加バイアス電圧：−１０００Ｖ、
の条件でアークイオンプレーティング表面処理を施すことにより、上記超硬基体Ａ−１〜Ａ−１０の表面部に非晶質化層を形成した。なお、前記非晶質化層の表面からの形成深さは上記の条件でのアークイオンプレーティング表面処理の処理時間を調整することにより行った。
さらに、上記超硬基体Ａ−１〜Ａ−１０の表面部に形成された非晶質化層を、透過型電子顕微鏡を用いて組織観察（倍率：５０万倍）し、この観察結果に基づいて判別および測定したところ、それぞれ表２，３に示される表面からの平均深さ（５点測定の平均値）を示した。
【００１４】
引き続いて、同じアークイオンプ引レーティング装置にて、
装置内雰囲気温度：５００℃、
雰囲気ガス：窒素ガス、または窒素ガスとメタンガスの所定割合の混合ガス、
雰囲気圧力：６Ｐａ、
カソード電極：種々の成分組成をもったＴｉ−Ａｌ合金、
アーク放電電流：７０Ａ、
超硬基体印加バイアス電圧：−１００Ｖ、
の条件で、上記の表面部に非晶質化層が形成された超硬基体Ａ−１〜Ａ−１０のそれぞれの表面に、表２，３に示される目標組成および目標層厚の硬質被覆層を蒸着することにより、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チップ１〜２０をそれぞれ製造した。
また、比較の目的で、表４，５に示される通り、アークイオンプレーティング装置での上記超硬基体Ａ−１〜Ａ−１０の表面に対する上記条件での前処理およびアークイオンプレーティング表面処理を行わず、したがって、上記超硬基体Ａ−１〜Ａ−１０の表面部に非晶質化層の形成を行わない以外は、同一の条件で従来被覆超硬チップ１〜２０をそれぞれ製造した。
【００１５】
つぎに、上記本発明被覆超硬チップ１〜２０および従来被覆超硬チップ１〜２０について、これを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、
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：１２５ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：５ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：５分、
の条件での合金鋼の乾式高切り込み断続切削試験、
被削材：ＪＩＳ・Ｓ２０Ｃの長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：１２０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１．５ｍｍ、
送り：０．４５ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：５分、
の条件での炭素鋼の乾式高送り断続切削試験、さらに、
被削材：ＪＩＳ・Ｓ１０Ｃの長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：２ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：４分、
の条件での炭素鋼の乾式高速断続切削試験を行い、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６，７に示した。
【００１６】
【表１】
【００１７】
【表２】
【００１８】
【表３】
【００１９】
【表４】
【００２０】
【表５】
【００２１】
【表６】
【００２２】
【表７】
【００２３】
（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、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８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の寸法をもったエンドミル用超硬基体Ｂ−１〜Ｂ−８をそれぞれ製造した。
【００２４】
ついで、これらの超硬基体Ｂ−１〜Ｂ−８を、それぞれアセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、同じく図１に示されるアークイオンプレーティング装置に装入し、これらの表面に上記実施例１と同一の条件で、前処理およびアークイオンプレーティング表面処理を施して、上記超硬基体Ｂ−１〜Ｂ−８の表面部に非晶質化層を形成した。なお、前記非晶質化層の表面からの形成深さは同じくアークイオンプレーティング表面処理の処理時間を調整することにより行なった。
また、上記超硬基体Ｂ−１〜Ｂ−８の表面部に形成された非晶質化層を、透過型電子顕微鏡を用いて組織観察（倍率：５０万倍）し、この観察結果に基づいて判別および測定したところ、それぞれ表９，１０に示される表面からの平均深さ（５点測定の平均値）を示した。
【００２５】
引き続いて、同じアークイオンプレーティング装置にて、これらの表面に、いずれも上記実施例１と同一の条件で、表面硬質層として同じく表９，１０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層のうちのいずれかの単層、または両方の複層を蒸着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）１〜１６をそれぞれ製造した。
また、比較の目的で、表１１，１２に示される通り、アークイオンプレーティング装置での上記超硬基体Ｂ−１〜Ｂ−８の表面に対する上記条件での前処理およびアークイオンプレーティング表面処理を行わず、したがって、上記超硬基体Ｂ−１〜Ｂ−８の表面部に非晶質化層の形成を行わない以外は、同一の条件で従来被覆超硬工具としての従来表面被覆超硬合金製エンドミル（以下、従来被覆超硬エンドミルと云う）１〜１６をそれぞれ製造した。
【００２６】
つぎに、上記本発明被覆超硬エンドミル１〜１６および従来被覆超硬エンドミル１〜１６のうち、本発明被覆超硬エンドミル１〜３および９〜１１、並びに従来被覆超硬エンドミル１〜３および９〜１１については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・ＦＣ２５０の板材、
回転速度：５０５０ｍｉｎ-1、
軸方向切り込み：１２ｍｍ、
径方向切り込み：１．６ｍｍ、
送り：６１０ｍｍ／ｍｉｎ、
の条件での鋳鉄の湿式高切り込み側面切削加工試験、本発明被覆超硬エンドミル４〜６および１２〜１４、並びに従来被覆超硬エンドミル４〜６および１２〜１４については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・Ｓ１０Ｃの板材、
回転速度：１９１０ｍｉｎ-1、
軸方向切り込み：２０ｍｍ、
径方向切り込み：２．６ｍｍ、
送り：２８０ｍｍ／ｍｉｎ、
の条件での炭素鋼の湿式高切り込み側面切削加工試験、本発明被覆超硬エンドミル７，８および１５，１６、従来被覆超硬エンドミル７，８および１５，１６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、
回転速度：６２０ｍｉｎ-1、
軸方向切り込み：２６ｍｍ、
径方向切り込み：１．４ｍｍ、
送り：７５ｍｍ／ｍｉｎ、
の条件での焼入れ鋼の湿式高切り込み側面切削加工試験、
をそれぞれ行い、いずれの側面切削加工試験（いずれの試験も水溶性切削油使用）でも外周刃の逃げ面摩耗量が使用寿命の目安とされる０．１ｍｍに至るまでの切削長を測定した。この測定結果を表９〜１２にそれぞれ示した。
【００２７】
【表８】
【００２８】
【表９】
【００２９】
【表１０】
【００３０】
【表１１】
【００３１】
【表１２】
【００３２】
（実施例３）
上記の実施例２で製造した直径が８ｍｍ（超硬基体Ｂ−１〜Ｂ−３形成用）、１３ｍｍ（超硬基体Ｂ−４〜Ｂ−６形成用）、および２６ｍｍ（超硬基体Ｂ−７、Ｂ−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Ｃ−１〜Ｃ−３）、８ｍｍ×２２ｍｍ（超硬基体Ｃ−４〜Ｃ−６）、および１６ｍｍ×４５ｍｍ（超硬基体Ｃ−７、Ｃ−８）の寸法をもったドリル用超硬基体Ｃ−１〜Ｃ−８をそれぞれ製造した。
【００３３】
ついで、これらの超硬基体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に示されるアークイオンプレーティング装置に装入し、これら超硬基体の表面に、上記実施例１と同一の条件で、前処理およびアークイオンプレーティング表面処理を施して、上記超硬基体Ｃ−１〜Ｃ−８の表面部に非晶質化層を形成した。なお、前記非晶質化層の表面からの形成深さは同じくアークイオンプレーティング表面処理の処理時間を調整することにより行なった。
また、上記超硬基体Ｃ−１〜Ｃ−８の表面部に形成された非晶質化層を、透過型電子顕微鏡を用いて組織観察（倍率：５０万倍）し、この観察結果に基づいて判別および測定したところ、それぞれ表１３，１４に示される表面からの平均深さ（５点測定の平均値）を示した。
【００３４】
引き続いて、同じアークイオンプレーティング装置にて、これらの表面に、いずれも上記実施例１と同一の条件で、表面硬質層として同じく表１３，１４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層のうちのいずれかの単層、または両方の複層を蒸着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）１〜１６をそれぞれ製造した。
また、比較の目的で、表１５，１６に示される通り、アークイオンプレーティング装置での上記超硬基体Ｃ−１〜Ｃ−８の表面に対する上記条件での前処理およびアークイオンプレーティング表面処理を行わず、したがって、上記超硬基体Ｃ−１〜Ｃ−８の表面部に非晶質化層の形成を行わない以外は、同一の条件で従来被覆超硬工具としての従来表面被覆超硬合金製ドリル（以下、従来被覆超硬ドリルと云う）１〜１６をそれぞれ製造した。
【００３５】
つぎに、上記本発明被覆超硬ドリル１〜１６および従来被覆超硬ドリル１〜１６のうち、本発明被覆超硬ドリル１〜３および９〜１１、並びに従来被覆超硬ドリル１〜３および９〜１１については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・ＦＣ２５０の板材、
切削速度：４２ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．４３ｍｍ／ｒｅｖ、
の条件での鋳鉄の湿式高送り穴あけ切削加工試験、本発明被覆超硬ドリル４〜６および１２〜１４、並びに従来被覆超硬ドリル４〜６および１２〜１４については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・Ｓ１０Ｃの板材、
切削速度：４５ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．３７ｍｍ／ｒｅｖ、
の条件での炭素鋼の湿式高送り穴あけ切削加工試験、本発明被覆超硬ドリル７，８および１５，１６、並びに従来被覆超硬ドリル７，８および１５，１６については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・ＳＣＭ４４０の板材、
切削速度：６０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．４５ｍｍ／ｒｅｖ、
の条件での合金鋼の湿式高送り穴あけ切削加工試験、をそれぞれ行い、いずれの湿式高送り穴あけ切削加工試験（いずれの試験も水溶性切削油使用）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１３〜１６にそれぞれ示した。
【００３６】
【表１３】
【００３７】
【表１４】
【００３８】
【表１５】
【００３９】
【表１６】
【００４０】
また、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１〜２０、本発明被覆超硬エンドミル１〜１６、および本発明被覆超硬ドリル１〜１６、並びに従来被覆超硬工具としての従来被覆超硬チップ１〜２０、従来被覆超硬エンドミル１〜１６、および従来被覆超硬ドリル１〜１６の硬質被覆層の組成および層厚を、エネルギー分散型Ｘ線測定装置およびオージェ分光分析装置、さらに走査型電子顕微鏡を用いて測定したところ、表２〜１６の目標組成および目標層厚と実質的に同じ組成および平均層厚（任意５ヶ所測定の平均値との比較）を示した。
【００４１】
【発明の効果】
表１〜１６に示される結果から、本発明被覆超硬工具は、いずれもきわめて高い熱的および機械的衝撃を伴なう鋼の断続重切削および断続高速切削でも、超硬基体表面部に形成された非晶質化層によって前記超硬基体表面と硬質被覆層の間には強固な密着性が確保されることから、前記硬質被覆層に密着不足が原因の剥離の発生はなく、切刃はすぐれた耐摩耗性を発揮するのに対して、前記非晶質化層の形成がない従来被覆超硬工具においては、前記の断続重切削および断続高速切削では硬質被覆層の密着不足が原因で剥離が発生し、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工具は、各種の鋼や鋳鉄などの通常の条件での切削加工は勿論のこと、特に高い機械的および熱的衝撃を伴なう、高速切削条件や重切削条件での断続切削に用いた場合にも、前記硬質被覆層が超硬基体表面に対してすぐれた密着性を保持し、長期に亘ってすぐれた切削性能を示すものであるから、切削加工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の概略正面図、（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、硬質被覆層の炭化タングステン基超硬合金基体（以下、超硬基体という）表面に対する密着性にすぐれ、したがって特に各種の鋼や鋳鉄などの断続切削を、高い機械的および熱的衝撃の加わる高速切削条件や、高切込みおよび高送りなどの重切削条件で行なっても前記硬質被覆層に剥離の発生なく、すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮する表面被覆超硬合金製切削工具（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、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、例えば雰囲気を０．５Ｐａの真空として、５００℃の温度に加熱した状態で、アノード電極と所定組成を有するＴｉ−Ａｌ合金がセットされたカソード電極（蒸発源）との間に、例えば電圧：３５Ｖ、電流：９０Ａの条件で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、または窒素ガスとメタンガスを導入し、一方超硬基体には、例えばー２００Ｖ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、例えば特開昭６２−５６５６５号公報に記載されるように、組成式：（Ｔｉ1-XＡｌX）Ｎおよび同（Ｔｉ1-XＡｌX）Ｃ1-YＮY（ただし、原子比で、Ｘは０．１５〜０．６５、Ｙは０．５〜０．９９を示す）を満足するＴｉとＡｌの複合窒化物［以下、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎで示す］層および複合炭窒化物［以下、（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮで示す］層のうちのいずれか、あるいは両方で構成された単層または複層の硬質被覆層を０．５〜１５μｍの平均層厚で蒸着することにより被覆超硬工具を製造することが知られている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
近年の切削加工装置の高性能化はめざましく、一方で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、切削時間の短縮化を目的として、速い切削速度での切削や、高切込みおよび高送りなどの重切削条件での切削が行われる傾向にあるが、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、これを切刃が断続切削形態をとるエンドミルやドリルによる切削加工、さらにスローアウエイチップにあっては断続旋削加工など（以下、これらを総称して「断続切削」という）をいずれも高い機械的および熱的衝撃を伴なう、高速切削条件や重切削条件での切削に用いた場合には、前記硬質被覆層の超硬基体表面に対する密着性不足のために、前記硬質被覆層に剥離が発生し易く、これが原因で切刃部に欠けやチッピング（微小欠け）が発生し、この結果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硬質被覆層の超硬基体表面に対する一段の密着性向上を図るべく研究を行った結果、
（ａ）上記の超硬基体をアークイオンプレーティング装置に装着し、まず、カソード電極を用いずに、
装置内雰囲気温度（超硬基体温度）：３００〜５００℃、
雰囲気ガス：Ａｒ、
雰囲気圧力：１〜１０Ｐａ、
アーク放電電流：（アーク電源−ＯＦＦ）、
超硬基体印加バイアス電圧：−８００〜−１０００Ｖ、
処理時間：２〜１０分、
の条件で上記超硬基体の表面を前処理した後で、さらに超硬基体表面に、カソード電極として、例えば金属Ｔｉを用い、
装置内雰囲気温度：４５０〜５５０℃、
雰囲気ガス：Ａｒ、
雰囲気圧力：１〜１０Ｐａ、
アーク放電電流：１００〜２００Ａ、
超硬基体印加バイアス電圧：−９００〜１２００Ｖ、
の条件でアークイオンプレーティング表面処理を施すと、上記超硬基体の表面上には、蒸着層としての金属Ｔｉ層の形成はなく、前記超硬基体自体の表面部に、透過型電子顕微鏡を用いて組織観察した結果に基く判別で、非晶質化層の形成が確認されること。
なお、アークイオンプレーティング装置を用いての金属Ｔｉ層の蒸着形成は、
装置内雰囲気温度：３００〜５００℃、
雰囲気ガス：（使用せず）、
雰囲気圧力：０．１Ｐａ以下の真空、
カソード電極：金属Ｔｉ、
アーク放電電流：５０〜１００Ａ、
超硬基体印加バイアス電圧：−３０〜−１００Ｖ、
の条件で一般に行われていること。
【０００６】
（ｂ）上記の表面部に非晶質化層が形成された超硬基体表面に、前記非晶質化層を表面から１〜５０ｎｍの範囲内の平均深さに亘って形成した状態で、上記の従来被覆超硬工具の硬質被覆層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層を、同じくアークイオンプレーティング装置を用いて形成すると、前記非晶質化層は高い活性を有し、反応性の高いものであることから、前記硬質被覆層の蒸着形成時に、これと反応して前記超硬基体表面と硬質被覆層との間にはきわめて強固な密着性が確保されるようになること。
【０００７】
（ｃ）したがって、この結果形成された被覆超硬工具においては、特にこれを高い機械的および熱的衝撃を伴なう、高速切削条件や重切削条件での断続切削に用いた場合にも、前記硬質被覆層に剥離発生がなくなり、長期に亘ってすぐれた切削性能を発揮するようになること。
以上（ａ）〜（ｃ）に示される研究結果を得たのである。
【０００８】
この発明は、上記の研究結果に基づいてなされたものであって、アークイオンプレーティング装置にて、加熱Ａｒガス雰囲気中、超硬基体へのバイアス電圧印加だけの条件での前処理の後、カソード電極：金属Ｔｉ、装置内雰囲気温度：４５０〜５５０℃、雰囲気ガス：Ａｒ、雰囲気圧力：１〜１０Ｐａ、アーク放電電流：１００〜２００Ａ、超硬基体印加バイアス電圧：−９００〜１２００Ｖ、の条件で、前記超硬基体の表面上に蒸着層としての金属Ｔｉ層の形成なく、前記超硬基体自体の表面部に、透過型電子顕微鏡を用いて組織観察した結果に基く判別で、表面から１〜５０ｎｍの範囲内の平均深さに亘って非晶質化層を形成してなる超硬基体の表面に、
組成式：（Ｔｉ1-XＡｌX）Ｎおよび同（Ｔｉ1-XＡｌX）Ｃ1-YＮY、
（但し、原子比で、Ｘは０．１５〜０．６５、Ｙは０．５〜０．９９を示す）、を満足する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層のうちのいずれか、あるいは両方で構成された単層または複層の硬質被覆層を０．５〜１５μｍの平均層厚で物理蒸着してなる、硬質被覆層がすぐれた密着性を有する被覆超硬工具に特徴を有するものである。
【０００９】
なお、この発明の被覆超硬工具において、これを構成する超硬基体の表面部に形成された非晶質化層の表面からの平均深さを１〜５０ｎｍとしたのは、その深さが１ｎｍ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、一方超硬基体表面に対する硬質被覆層の密着性向上効果は表面からの平均深さが５０ｎｍで十分である、という理由によるものである。
【００１０】
また、この発明の被覆超硬工具において、硬質被覆層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層におけるＡｌはＴｉＣＮ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０．１５未満では所望の耐摩耗性を確保することができず、一方その値が０．６５を越えると、切刃に欠けやチッピングが発生し易くなると云う理由によりＸ値を０．１５〜０．６５（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、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、望ましくは０．５５〜０．９と定めたのである。
【００１１】
さらに、硬質被覆層の平均層厚を０．５〜１５μｍとしたのは、その層厚が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、切刃に欠けやチッピングが発生し易くなるという理由によるものである。
【００１２】
【発明の実施の形態】
つぎに、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。
（実施例１）
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、１００ＭＰａ の圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を６Ｐａの真空中、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、いずれもチップ形状をもったＩＳＯ規格・ＳＮＧＡ１２０４１２の超硬基体Ａ−１〜６、および同ＳＮＭＡ１２０４１２の超硬基体Ａ−７〜Ａ−１０をそれぞれ形成した。
【００１３】
ついで、これら超硬基体Ａ−１〜Ａ−１０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、前記超硬基体Ａ〜Ｊのそれぞれの表面に、まず、
装置内雰囲気温度（超硬基体温度）：４００℃、
雰囲気ガス：Ａｒ、
雰囲気圧力：３Ｐａ、
カソード電極：（使用せず）、
アーク放電電流：（アーク電源−ＯＦＦ）、
超硬基体印加バイアス電圧：−９００Ｖ、
処理時間：３分、
の条件で前処理した後で、さらに、
装置内雰囲気温度：５００℃、
雰囲気ガス：Ａｒ、
雰囲気圧力：３Ｐａ、
カソード電極：金属Ｔｉ、
アーク放電電流：１５０Ａ、
超硬基体印加バイアス電圧：−１０００Ｖ、
の条件でアークイオンプレーティング表面処理を施すことにより、上記超硬基体Ａ−１〜Ａ−１０の表面部に非晶質化層を形成した。なお、前記非晶質化層の表面からの形成深さは上記の条件でのアークイオンプレーティング表面処理の処理時間を調整することにより行った。
さらに、上記超硬基体Ａ−１〜Ａ−１０の表面部に形成された非晶質化層を、透過型電子顕微鏡を用いて組織観察（倍率：５０万倍）し、この観察結果に基づいて判別および測定したところ、それぞれ表２，３に示される表面からの平均深さ（５点測定の平均値）を示した。
【００１４】
引き続いて、同じアークイオンプ引レーティング装置にて、
装置内雰囲気温度：５００℃、
雰囲気ガス：窒素ガス、または窒素ガスとメタンガスの所定割合の混合ガス、
雰囲気圧力：６Ｐａ、
カソード電極：種々の成分組成をもったＴｉ−Ａｌ合金、
アーク放電電流：７０Ａ、
超硬基体印加バイアス電圧：−１００Ｖ、
の条件で、上記の表面部に非晶質化層が形成された超硬基体Ａ−１〜Ａ−１０のそれぞれの表面に、表２，３に示される目標組成および目標層厚の硬質被覆層を蒸着することにより、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チップ１〜２０をそれぞれ製造した。
また、比較の目的で、表４，５に示される通り、アークイオンプレーティング装置での上記超硬基体Ａ−１〜Ａ−１０の表面に対する上記条件での前処理およびアークイオンプレーティング表面処理を行わず、したがって、上記超硬基体Ａ−１〜Ａ−１０の表面部に非晶質化層の形成を行わない以外は、同一の条件で従来被覆超硬チップ１〜２０をそれぞれ製造した。
【００１５】
つぎに、上記本発明被覆超硬チップ１〜２０および従来被覆超硬チップ１〜２０について、これを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、
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：１２５ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：５ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：５分、
の条件での合金鋼の乾式高切り込み断続切削試験、
被削材：ＪＩＳ・Ｓ２０Ｃの長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：１２０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１．５ｍｍ、
送り：０．４５ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：５分、
の条件での炭素鋼の乾式高送り断続切削試験、さらに、
被削材：ＪＩＳ・Ｓ１０Ｃの長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：２ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：４分、
の条件での炭素鋼の乾式高速断続切削試験を行い、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６，７に示した。
【００１６】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【表５】
【表６】
【表７】
（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、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８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の寸法をもったエンドミル用超硬基体Ｂ−１〜Ｂ−８をそれぞれ製造した。
【００２４】
ついで、これらの超硬基体Ｂ−１〜Ｂ−８を、それぞれアセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、同じく図１に示されるアークイオンプレーティング装置に装入し、これらの表面に上記実施例１と同一の条件で、前処理およびアークイオンプレーティング表面処理を施して、上記超硬基体Ｂ−１〜Ｂ−８の表面部に非晶質化層を形成した。なお、前記非晶質化層の表面からの形成深さは同じくアークイオンプレーティング表面処理の処理時間を調整することにより行なった。
また、上記超硬基体Ｂ−１〜Ｂ−８の表面部に形成された非晶質化層を、透過型電子顕微鏡を用いて組織観察（倍率：５０万倍）し、この観察結果に基づいて判別および測定したところ、それぞれ表９，１０に示される表面からの平均深さ（５点測定の平均値）を示した。
【００２５】
引き続いて、同じアークイオンプレーティング装置にて、これらの表面に、いずれも上記実施例１と同一の条件で、表面硬質層として同じく表９，１０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層のうちのいずれかの単層、または両方の複層を蒸着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）１〜１６をそれぞれ製造した。
また、比較の目的で、表１１，１２に示される通り、アークイオンプレーティング装置での上記超硬基体Ｂ−１〜Ｂ−８の表面に対する上記条件での前処理およびアークイオンプレーティング表面処理を行わず、したがって、上記超硬基体Ｂ−１〜Ｂ−８の表面部に非晶質化層の形成を行わない以外は、同一の条件で従来被覆超硬工具としての従来表面被覆超硬合金製エンドミル（以下、従来被覆超硬エンドミルと云う）１〜１６をそれぞれ製造した。
【００２６】
つぎに、上記本発明被覆超硬エンドミル１〜１６および従来被覆超硬エンドミル１〜１６のうち、本発明被覆超硬エンドミル１〜３および９〜１１、並びに従来被覆超硬エンドミル１〜３および９〜１１については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・ＦＣ２５０の板材、
回転速度：５０５０ｍｉｎ-1、
軸方向切り込み：１２ｍｍ、
径方向切り込み：１．６ｍｍ、
送り：６１０ｍｍ／ｍｉｎ、
の条件での鋳鉄の湿式高切り込み側面切削加工試験、本発明被覆超硬エンドミル４〜６および１２〜１４、並びに従来被覆超硬エンドミル４〜６および１２〜１４については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・Ｓ１０Ｃの板材、
回転速度：１９１０ｍｉｎ-1、
軸方向切り込み：２０ｍｍ、
径方向切り込み：２．６ｍｍ、
送り：２８０ｍｍ／ｍｉｎ、
の条件での炭素鋼の湿式高切り込み側面切削加工試験、本発明被覆超硬エンドミル７，８および１５，１６、従来被覆超硬エンドミル７，８および１５，１６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、
回転速度：６２０ｍｉｎ-1、
軸方向切り込み：２６ｍｍ、
径方向切り込み：１．４ｍｍ、
送り：７５ｍｍ／ｍｉｎ、
の条件での焼入れ鋼の湿式高切り込み側面切削加工試験、
をそれぞれ行い、いずれの側面切削加工試験（いずれの試験も水溶性切削油使用）でも外周刃の逃げ面摩耗量が使用寿命の目安とされる０．１ｍｍに至るまでの切削長を測定した。この測定結果を表９〜１２にそれぞれ示した。
【００２７】
【表８】
【表９】
【表１０】
【表１１】
【表１２】
（実施例３）
上記の実施例２で製造した直径が８ｍｍ（超硬基体Ｂ−１〜Ｂ−３形成用）、１３ｍｍ（超硬基体Ｂ−４〜Ｂ−６形成用）、および２６ｍｍ（超硬基体Ｂ−７、Ｂ−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Ｃ−１〜Ｃ−３）、８ｍｍ×２２ｍｍ（超硬基体Ｃ−４〜Ｃ−６）、および１６ｍｍ×４５ｍｍ（超硬基体Ｃ−７、Ｃ−８）の寸法をもったドリル用超硬基体Ｃ−１〜Ｃ−８をそれぞれ製造した。
【００３３】
ついで、これらの超硬基体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に示されるアークイオンプレーティング装置に装入し、これら超硬基体の表面に、上記実施例１と同一の条件で、前処理およびアークイオンプレーティング表面処理を施して、上記超硬基体Ｃ−１〜Ｃ−８の表面部に非晶質化層を形成した。なお、前記非晶質化層の表面からの形成深さは同じくアークイオンプレーティング表面処理の処理時間を調整することにより行なった。
また、上記超硬基体Ｃ−１〜Ｃ−８の表面部に形成された非晶質化層を、透過型電子顕微鏡を用いて組織観察（倍率：５０万倍）し、この観察結果に基づいて判別および測定したところ、それぞれ表１３，１４に示される表面からの平均深さ（５点測定の平均値）を示した。
【００３４】
引き続いて、同じアークイオンプレーティング装置にて、これらの表面に、いずれも上記実施例１と同一の条件で、表面硬質層として同じく表１３，１４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層のうちのいずれかの単層、または両方の複層を蒸着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）１〜１６をそれぞれ製造した。
また、比較の目的で、表１５，１６に示される通り、アークイオンプレーティング装置での上記超硬基体Ｃ−１〜Ｃ−８の表面に対する上記条件での前処理およびアークイオンプレーティング表面処理を行わず、したがって、上記超硬基体Ｃ−１〜Ｃ−８の表面部に非晶質化層の形成を行わない以外は、同一の条件で従来被覆超硬工具としての従来表面被覆超硬合金製ドリル（以下、従来被覆超硬ドリルと云う）１〜１６をそれぞれ製造した。
【００３５】
つぎに、上記本発明被覆超硬ドリル１〜１６および従来被覆超硬ドリル１〜１６のうち、本発明被覆超硬ドリル１〜３および９〜１１、並びに従来被覆超硬ドリル１〜３および９〜１１については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・ＦＣ２５０の板材、
切削速度：４２ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．４３ｍｍ／ｒｅｖ、
の条件での鋳鉄の湿式高送り穴あけ切削加工試験、本発明被覆超硬ドリル４〜６および１２〜１４、並びに従来被覆超硬ドリル４〜６および１２〜１４については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・Ｓ１０Ｃの板材、
切削速度：４５ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．３７ｍｍ／ｒｅｖ、
の条件での炭素鋼の湿式高送り穴あけ切削加工試験、本発明被覆超硬ドリル７，８および１５，１６、並びに従来被覆超硬ドリル７，８および１５，１６については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・ＳＣＭ４４０の板材、
切削速度：６０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．４５ｍｍ／ｒｅｖ、
の条件での合金鋼の湿式高送り穴あけ切削加工試験、をそれぞれ行い、いずれの湿式高送り穴あけ切削加工試験（いずれの試験も水溶性切削油使用）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１３〜１６にそれぞれ示した。
【００３６】
【表１３】
【表１４】
【表１５】
【表１６】
また、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１〜２０、本発明被覆超硬エンドミル１〜１６、および本発明被覆超硬ドリル１〜１６、並びに従来被覆超硬工具としての従来被覆超硬チップ１〜２０、従来被覆超硬エンドミル１〜１６、および従来被覆超硬ドリル１〜１６の硬質被覆層の組成および層厚を、エネルギー分散型Ｘ線測定装置およびオージェ分光分析装置、さらに走査型電子顕微鏡を用いて測定したところ、表２〜１６の目標組成および目標層厚と実質的に同じ組成および平均層厚（任意５ヶ所測定の平均値との比較）を示した。
【００４１】
【発明の効果】
表１〜１６に示される結果から、本発明被覆超硬工具は、いずれもきわめて高い熱的および機械的衝撃を伴なう鋼の断続重切削および断続高速切削でも、超硬基体表面部に形成された非晶質化層によって前記超硬基体表面と硬質被覆層の間には強固な密着性が確保されることから、前記硬質被覆層に密着不足が原因の剥離の発生はなく、切刃はすぐれた耐摩耗性を発揮するのに対して、前記非晶質化層の形成がない従来被覆超硬工具においては、前記の断続重切削および断続高速切削では硬質被覆層の密着不足が原因で剥離が発生し、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工具は、各種の鋼や鋳鉄などの通常の条件での切削加工は勿論のこと、特に高い機械的および熱的衝撃を伴なう、高速切削条件や重切削条件での断続切削に用いた場合にも、前記硬質被覆層が超硬基体表面に対してすぐれた密着性を保持し、長期に亘ってすぐれた切削性能を示すものであるから、切削加工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の概略正面図、（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)
- アークイオンプレーティング装置にて、加熱Ａｒガス雰囲気中、炭化タングステン基超硬合金基体（超硬基体）へのバイアス電圧印加だけの条件での前処理の後、カソード電極：金属Ｔｉ、装置内雰囲気温度：４５０〜５５０℃、雰囲気ガス：Ａｒ、雰囲気圧力：１〜１０Ｐａ、アーク放電電流：１００〜２００Ａ、超硬基体印加バイアス電圧：−９００〜１２００Ｖ、の条件で、前記超硬基体の表面上に蒸着層としての金属Ｔｉ層の形成なく、前記超硬基体自体の表面部に、透過型電子顕微鏡を用いて組織観察した結果に基く判別で、表面から１〜５０ｎｍの範囲内の平均深さに亘って非晶質化層を形成してなる超硬基体の表面に、
組成式：（Ｔｉ1-XＡｌX）Ｎおよび同（Ｔｉ1-XＡｌX）Ｃ1-YＮY、
（但し、原子比で、Ｘは０．１５〜０．６５、Ｙは０．５〜０．９９を示す）、を満足する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、または両方で構成された単層または複層の硬質被覆層を０．５〜１５μｍの平均層厚で物理蒸着してなる、硬質被覆層がすぐれた密着性を有する表面被覆超硬合金製切削工具。
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