JP3962921B2 - 高速重切削条件で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、硬質被覆層がすぐれた高温硬さと耐熱性、さらに高強度を有し、したがって各種の鋼や鋳鉄などの切削加工を、特に高熱発生を伴う高速で、かつ高い機械的衝撃を伴う高切り込みや高送りなどの重切削条件で行なった場合に、硬質被覆層がチッピング（微小欠け）などの発生なく、すぐれた耐摩耗性を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、被覆超硬工具には、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、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、被覆超硬工具として、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る基体（以下、これらを総称して超硬基体と云う）の表面に、組成式：（Ｔｉ1-(A+B)ＡｌAＳｉB）Ｎ（ただし、原子比で、Ａは０．３５〜０．６０、Ｂは０．０１〜０．１５を示す）を満足するＡｌとＴｉとＳｉの複合窒化物［以下、（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎで示す］層からなる硬質被覆層を１〜１０μｍの平均層厚で物理蒸着してなる被覆超硬工具が提案され、かかる被覆超硬工具が、硬質被覆層を構成する前記（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層がＡｌおよびＳｉ成分の共存作用による高温硬さと耐熱性、さらにＴｉ成分による強度を具備することから、各種の鋼や鋳鉄などの連続切削や断続切削加工に用いられることも知られている（例えば特許文献１参照）。
【０００４】
さらに、上記の被覆超硬工具が、例えば図２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に上記の超硬基体を装入し、ヒータで装置内を、例えば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−Ｓｉ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を導入して、例えば２Ｐａの反応雰囲気とし、一方上記超硬基体には、例えば−１００Ｖのバイアス電圧を印加した条件で、前記超硬合金基体の表面に、上記（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着することにより製造されることも良く知られるところである。
【０００５】
【特許文献１】
特許第２７９３７７３号公報
【０００６】
【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も強く、これに伴い、切削加工は高速化の傾向を深め、かつ高切り込みや高送りなどの重切削条件での切削加工が強く求められる傾向にあるが、上記の従来被覆超硬工具においては、これを通常の切削加工条件で用いた場合には問題はないが、特に切削加工を高い発熱を伴なう高速で、かつ機械的衝撃の高い高切り込みや高送りなどの重切削条件で行なった場合には、硬質被覆層の高温硬さおよび耐熱性が不足し、かつ強度も不十分であるために、硬質被覆層の摩耗進行が一段と促進し、かつチッピングも発生し易くなることから、比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
【０００７】
【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、特に高い熱的機械的衝撃を伴なう高速重切削加工条件で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する被覆超硬工具を開発すべく、上記の従来被覆超硬工具を構成する硬質被覆層に着目し、研究を行った結果、
（ａ）上記の図２に示されるアークイオンプレーティング装置を用いて形成された従来被覆超硬工具を構成する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層は、層厚全体に亘って実質的に均一な組成を有し、したがって均質な高温硬さと耐熱性、さらに強度を有するが、例えば図１（ａ）に概略平面図で、同（ｂ）に概略正面図で示される構造のアークイオンプレーティング装置、すなわち装置中央部に超硬基体装着用回転テーブルを設け、前記回転テーブルを挟んで、一方側に相対的にＡｌおよびＳｉ含有量の高い（Ｔｉ含有量の低い）Ａｌ−Ｓｉ−Ｔｉ合金、他方側に相対的にＴｉ含有量の高い（ＡｌおよびＳｉ含有量の低い）Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金をカソード電極（蒸発源）として対向配置したアークイオンプレーティング装置を用い、この装置の前記回転テーブル上に、これの中心軸から半径方向に所定距離離れた位置に複数の超硬基体をリング状に装着し、この状態で装置内雰囲気を窒素雰囲気として前記回転テーブルを回転させると共に、蒸着形成される硬質被覆層の層厚均一化を図る目的で超硬基体自体も自転させながら、前記の両側のカソード電極（蒸発源）とアノード電極との間にアーク放電を発生させて、前記超硬基体の表面に（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層を形成すると、この結果の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層においては、回転テーブル上にリング状に配置された前記超硬基体が上記の一方側の相対的にＡｌおよびＳｉ含有量の高い（Ｔｉ含有量の低い）Ａｌ−Ｓｉ−Ｔｉ合金のカソード電極（蒸発源）に最も接近した時点で層中にＡｌ最高含有点が形成され、また前記超硬基体が上記の他方側の相対的にＴｉ含有量の高い（ＡｌおよびＳｉ含有量の低い）Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金のカソード電極に最も接近した時点で層中にＴｉ最高含有点が形成され、上記回転テーブルの回転によって層中には層厚方向にそって前記Ａｌ最高含有点とＴｉ最高含有点が所定間隔をもって交互に繰り返し現れると共に、前記Ａｌ最高含有点から前記Ｔｉ最高含有点、前記Ｔｉ最高含有点から前記Ａｌ最高含有点へ、ＡｌとＳｉ含有量、さらにＴｉの含有量がそれぞれ連続的に変化する成分濃度分布構造をもつようになること。
【０００８】
（ｂ）上記（ａ）の繰り返し連続変化成分濃度分布構造の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層の形成において、対向配置の一方側のカソード電極（蒸発源）であるＡｌ−Ｓｉ−Ｔｉ合金におけるＳｉ含有量を上記の従来Ａｌ−Ｓｉ−Ｔｉ合金のＳｉ含有量に比して相対的に高く、かつＴｉ含有量を相対的に低いものとし、一方同他方側のカソード電極（蒸発源）であるＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金では、Ａｌ含有量を上記の従来Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金のＡｌ含有量に比して相対的に低く、かつＴｉ含有量を相対的に高いものとする共に、超硬基体が装着されている回転テーブルの回転速度を制御して、
上記Ａｌ最高含有点が、組成式：（Ａｌ1-(X+Y) ＳｉXＴｉY）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．２０〜０．３５、Ｚは０．１０〜０．３０を示す）、
上記Ｔｉ最高含有点が、組成式：（Ｔｉ1-(M+Z)ＡｌMＳｉZ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｍは０．０５〜０．２５、Ｚは０．０１〜０．１５を示す）、
をそれぞれ満足し、かつ隣り合う上記Ａｌ最高含有点とＴｉ最高含有点の厚さ方向の間隔を０．０１〜０．１μｍとすると、
上記Ａｌ最高含有点部分では、上記の従来（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層に比して相対的にＳｉ含有量が高く、Ｔｉ含有量が低くなることから、高含有のＡｌおよびＳｉ成分の共存作用でより一段とすぐれた高温硬さと耐熱性（高温特性）を示し、一方上記Ｔｉ最高含有点部分では、前記従来（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層に比して相対的にＴｉ含有量が高く、Ａｌ含有量が低くなることから、一段と高い強度を具備し、かつこれらＡｌ最高含有点とＴｉ最高含有点の間隔をきわめて小さくしたことから、層全体の特性として高強度を保持した状態ですぐれた高温硬さと耐熱性を具備するようになり、したがって、硬質被覆層がかかる構成の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層からなる被覆超硬工具は、各種の鋼や鋳鉄などの切削加工を、特に高熱発生および高い機械的衝撃を伴う、高速重切削条件で行なった場合にも、硬質被覆層にチッピングの発生なく、すぐれた耐摩耗性を発揮するようになること。
以上（ａ）および（ｂ）に示される研究結果を得たのである。
【０００９】
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、超硬基体の表面に、（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層からなる硬質被覆層を０．５〜１５μｍの全体平均層厚で物理蒸着してなる被覆超硬工具において、
上記硬質被覆層が、層厚方向にそって、Ａｌ最高含有点とＴｉ最高含有点とが所定間隔をおいて交互に繰り返し存在し、かつ前記Ａｌ最高含有点から前記Ｔｉ最高含有点、前記Ｔｉ最高含有点から前記Ａｌ最高含有点へ、ＡｌとＳｉ含有量、さらにＴｉ含有量がそれぞれ連続的に変化する成分濃度分布構造を有し、
さらに、上記Ａｌ最高含有点が、組成式：（Ａｌ1-(X+Y) ＳｉXＴｉY）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．２０〜０．３５、Ｙは０．１０〜０．３０を示す）、
上記Ｔｉ最高含有点が、組成式：（Ｔｉ1-(M+Z)ＡｌMＳｉZ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｍは０．０５〜０．２５、Ｚは０．０１〜０．１５を示す）、
を満足し、かつ隣り合う上記Ａｌ最高含有点とＴｉ最高含有点の間隔が、０．０１〜０．１μｍである、
高速重切削条件で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する被覆超硬工具に特徴を有するものである。
【００１０】
つぎに、この発明の被覆超硬工具において、これを構成する硬質被覆層の構成を上記の通りに限定した理由を説明する。
（ａ）Ａｌ最高含有点の組成
（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層のＡｌおよびＳｉ成分は、共存した状態で高温硬さおよび耐熱性を向上させ、同Ｔｉ成分は強度を向上させる作用があり、したがって相対的にＡｌおよびＳｉ成分の含有割合が高いＡｌ最高含有点では一段とすぐれた高温硬さと耐熱性を具備し、高熱発生を伴う高速切削で、すぐれた耐摩耗性を発揮するようになるが、Ｔｉの割合を示すＹ値がＡｌとＳｉの合量に占める割合（原子比）で０．１０未満になると、高強度を有するＴｉ最高含有点が隣接して存在しても層自体の強度低下は避けられず、この結果チッピングなどが発生し易くなり、一方Ｔｉ成分の割合を示すＹ値が同０．３０を越えると、すぐれた高温硬さおよび耐熱性を確保することができなくなり、またＳｉ成分の割合を示すＸ値がＡｌとＴｉの合量に占める割合（原子比）で０．２０未満なると、Ａｌ成分との共存効果が低下し、所望のすぐれた高温硬さと耐熱性を確保することができず、さらに同Ｘ値が０．３５を超えると、強度が急激に低下するようになることから、Ｘ値を０．２０〜０．３５、Ｙ値を０．１０〜０．３０とそれぞれ定めた。
【００１１】
（ｂ）Ｔｉ最高含有点の組成
上記の通りＡｌ最高含有点は高温硬さおよび耐熱性のすぐれたものであるが、反面強度の劣るものであるため、このＡｌ最高含有点の強度不足を補う目的で、相対的にＴｉ含有割合が高く、ＡｌおよびＳｉ含有量の低い、これによって高強度を有するようになるＴｉ最高含有点を厚さ方向に交互に介在させるものであり、したがってＡｌおよびＳｉの割合を示すＭ値およびＺ値が、ＴｉとＳｉまたはＡｌの合量に占める割合（原子比）でそれぞれＭ値：０．２５およびＺ値：０．１５を越えると、相対的にＴｉの割合が少なくなり過ぎて、所望のすぐれた強度を確保することができず、一方同Ｍ値が０．０５未満になったり、Ｚ値が０．０１未満になったりすると、Ｔｉ最高含有点での高温硬さおよび耐熱性がきわめて低いものとなり、摩耗進行促進の原因となることから、Ｍ値を０．０５〜０．２５、Ｚ値を０．０１〜０．１５とそれぞれ定めた。
【００１２】
（ｃ）Ａｌ最高含有点とＴｉ最高含有点間の間隔
その間隔が０．０１μｍ未満ではそれぞれの点を上記の組成で明確に形成することが困難であり、この結果層に所望の高強度と、すぐれた高温硬さおよび耐熱性を確保することができなくなり、またその間隔が０．１μｍを越えるとそれぞれの点がもつ欠点、すなわちＡｌ最高含有点であれば強度不足、Ｔｉ最高含有点であれば高温硬さおよび耐熱性不足が層内に局部的に現れ、これが原因で切刃にチッピングが発生し易くなったり、摩耗進行が促進されるようになることから、その間隔を０．０１〜０．１μｍと定めた。
【００１３】
（ｄ）硬質被覆層の全体平均層厚
その層厚が１μｍ未満では、所望の耐摩耗性を確保することができず、一方その平均層厚が１０μｍを越えると、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。
【００１４】
【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、ＶＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ3 Ｃ2 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：０．０３のホーニング加工を施してＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０４０８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。
【００１５】
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、１００ＭＰａの圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を２ｋＰａの窒素雰囲気中、温度：１５００℃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・ＣＮＭＧ１２０４０８のチップ形状をもったＴｉＣＮ系サーメット製の超硬基体Ｂ−１〜Ｂ−６を形成した。
【００１６】
ついで、上記の超硬基体Ａ−１〜Ａ−１０およびＢ−１〜Ｂ−６のそれぞれを、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、図１に示されるアークイオンプレーティング装置内の回転テーブル上に、これの中心軸から半径方向に所定距離離れた位置に複数の超硬基体をリング状に装着し、一方側のカソード電極（蒸発源）として、種々の成分組成をもったＴｉ最高含有点形成用Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金、他方側のカソード電極（蒸発源）として、種々の成分組成をもったＡｌ最高含有点形成用Ａｌ−Ｓｉ−Ｔｉ合金を前記回転テーブルを挟んで対向配置し、またボンバード洗浄用金属Ｔｉも装着し、まず、装置内を排気して０．５Ｐａ以下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、前記回転テーブル上で自転しながら回転する超硬基体に−１０００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつカソード電極の前記金属Ｔｉとアノード電極との間に１００Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、もって超硬基体表面をＴｉボンバード洗浄し、ついで装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して２Ｐａの反応雰囲気とすると共に、前記回転テーブル上で自転しながら回転する超硬基体に−１００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつそれぞれのカソード電極(前記Ｔｉ最高含有点形成用Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金およびＡｌ最高含有点形成用Ａｌ−Ｓｉ−Ｔｉ合金)とアノード電極との間に１００Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、もって前記超硬基体の表面に、層厚方向に沿って表３，４に示される目標組成のＡｌ最高含有点とＴｉ最高含有点とが交互に同じく表３，４に示される目標間隔で繰り返し存在し、かつ前記Ａｌ最高含有点から前記Ｔｉ最高含有点、前記Ｔｉ最高含有点から前記Ａｌ最高含有点へＡｌおよびＴｉ含有量がそれぞれ連続的に変化する成分濃度分布構造を有し、かつ同じく表３，４に示される目標全体層厚の硬質被覆層を蒸着することにより、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）１〜１６をそれぞれ製造した。
【００１７】
また、比較の目的で、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２に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、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−Ｓｉ合金を装着し、さらにボンバード洗浄用金属Ｔｉも装着し、まず、装置内を排気して０．５Ｐａ以下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、前記超硬基体に−１０００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつカソード電極の前記金属Ｔｉとアノード電極との間に１００Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、もって超硬基体表面をＴｉボンバード洗浄し、ついで装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して２Ｐａの反応雰囲気とすると共に、超硬基体に−１００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、前記カソード電極のＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金とアノード電極との間に１００Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、もって前記超硬基体Ａ−１〜Ａ−１０およびＢ−１〜Ｂ−６のそれぞれの表面に、表５，６に示される目標組成および目標層厚を有し、かつ層厚方向に沿って実質的に組成変化のない（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着することにより、従来被覆超硬工具としての従来表面被覆超硬合金製スローアウエイチップ（以下、従来被覆超硬チップと云う）１〜１６をそれぞれ製造した。
【００１８】
つぎに、上記本発明被覆超硬チップ１〜１６および従来被覆超硬チップ１〜１６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、前記本発明被覆超硬チップ１〜１０および従来被覆超硬チップ１〜１０については、
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４３５の丸棒、
切削速度：３２０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：４ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：５分、
の条件での合金鋼の乾式連続高速高切り込み切削加工試験、
被削材：ＪＩＳ・Ｓ４０Ｃの長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：３２０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：４ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：５分、
の条件での炭素鋼の乾式断続高速高切り込み切削加工試験、さらに、
被削材：ＪＩＳ・ＦＣ２５０の丸棒、
切削速度：３２０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：２ｍｍ、
送り：０．７ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：５分、
の条件での鋳鉄の乾式連続高速高送り切削加工試験を行なった。
【００１９】
また、上記本発明被覆超硬チップ１１〜１６および従来被覆超硬チップ１１〜１６については、
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４３０の丸棒、
切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：４ｍｍ、
送り：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：５分、
の条件での合金鋼の乾式連続高速高切り込み切削加工試験、
被削材：ＪＩＳ・Ｓ３５Ｃの長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：３３０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：４ｍｍ、
送り：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：５分、
の条件での炭素鋼の乾式断続高速高切り込み切削加工試験、さらに、
被削材：ＪＩＳ・ＦＣ２００の丸棒、
切削速度：３３０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１ｍｍ、
送り：０．６ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：５分、
の条件での鋳鉄の乾式連続高速高送り切削加工試験を行なった。いずれの切削加工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。
【００２０】
【表１】
【００２１】
【表２】
【００２２】
【表３】
【００２３】
【表４】
【００２４】
【表５】
【００２５】
【表６】
【００２６】
【表７】
【００２７】
（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（質量比で、ＴｉＣ／ＷＣ＝５０／５０）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、並びにいずれもねじれ角３０度の４枚刃スクエアの形状をもった超硬基体（エンドミル）Ｃ−１〜Ｃ−８をそれぞれ製造した。
【００２８】
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に示される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と同一の条件で、層厚方向に沿って表９に示される目標組成のＡｌ最高含有点とＴｉ最高含有点とが交互に同じく表９に示される目標間隔で繰り返し存在し、かつ前記Ａｌ最高含有点から前記Ｔｉ最高含有点、前記Ｔｉ最高含有点から前記Ａｌ最高含有点へ、ＡｌとＳｉ含有量、さらにＴｉ含有量がそれぞれ連続的に変化する成分濃度分布構造を有し、かつ同じく表９に示される目標全体層厚の硬質被覆層を蒸着することにより、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。
【００２９】
また、比較の目的で、上記の超硬基体（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２に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と同一の条件で、表１０に示される目標組成および目標層厚を有し、かつ層厚方向に沿って実質的に組成変化のない（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着することにより、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）１〜８をそれぞれ製造した。
【００３０】
つぎに、上記本発明被覆超硬エンドミル１〜８および従来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および従来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・ＳＫＤ１１の板材、
切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：１ｍｍ、
テーブル送り：７００ｍｍ／分、
の条件での焼き入れ鋼の乾式高速高送り溝切削加工試験、本発明被覆超硬エンドミル４〜６および従来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・ＳＮＣＭ４３９の板材、
切削速度：１８０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：１３ｍｍ、
テーブル送り：４００ｍｍ／分、
の条件での合金鋼の乾式高速高切り込み溝切削加工試験、本発明被覆超硬エンドミル７，８および従来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・Ｓ５０Ｃの板材、
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：５ｍｍ、
テーブル送り：１７００ｍｍ／分、
の条件での炭素鋼の乾式高速高送り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に至るまでの切削溝長を測定した。この測定結果を表９、１０にそれぞれ示した。
【００３１】
【表８】
【００３２】
【表９】
【００３３】
【表１０】
【００３４】
（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、並びにいずれもねじれ角３０度の２枚刃形状をもった超硬基体（ドリル）Ｄ−１〜Ｄ−８をそれぞれ製造した。
【００３５】
ついで、これらの超硬基体（ドリル）Ｄ−１〜Ｄ−８の切刃に、ホーニングを施し、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、上記実施例１と同一の条件で、層厚方向に沿って表１１に示される目標組成のＡｌ最高含有点とＴｉ最高含有点とが交互に同じく表１１に示される目標間隔で繰り返し存在し、かつ前記Ａｌ最高含有点から前記Ｔｉ最高含有点、前記Ｔｉ最高含有点から前記Ａｌ最高含有点へ、ＡｌとＳｉ含有量、さらにＴｉ含有量がそれぞれ連続的に変化する成分濃度分布構造を有し、かつ同じく表１１に示される目標全体層厚の硬質被覆層を蒸着することにより、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。
【００３６】
また、比較の目的で、上記の超硬基体（ドリル）Ｄ−１〜Ｄ−８の切刃に、ホーニングを施し、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、同じく図２に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と同一の条件で、表１２に示される目標組成および目標層厚を有し、かつ層厚方向に沿って実質的に組成変化のない（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着することにより、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）１〜８をそれぞれ製造した。
【００３７】
つぎに、上記本発明被覆超硬ドリル１〜８および従来被覆超硬ドリル１〜８のうち、本発明被覆超硬ドリル１〜３および従来被覆超硬ドリル１〜３については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・ＳＣＭ４３５の板材、
切削速度：６０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：３０ｍｍ、
の条件での合金鋼の湿式高速高送り穴あけ切削加工試験、本発明被覆超硬ドリル４〜６および従来被覆超硬ドリル４〜６については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・Ｓ３５Ｃの板材、
切削速度：７０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．３５ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：２５ｍｍ、
の条件での炭素鋼の湿式高速高送り穴あけ切削加工試験、本発明被覆超硬ドリル７，８および従来被覆超硬ドリル７，８については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・ＦＣ２００の板材、
切削速度：９０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．５ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：３５ｍｍ、
の条件での鋳鉄の湿式高速高送り穴あけ切削加工試験、をそれぞれ行い、いずれの湿式穴あけ切削加工試験（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１１、１２にそれぞれ示した。
【００３８】
【表１１】
【００３９】
【表１２】
【００４０】
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１〜１６、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、並びに従来被覆超硬工具としての従来被覆超硬チップ１〜１６、従来被覆超硬エンドミル１〜８、および従来被覆超硬ドリル１〜８を構成する硬質被覆層について、厚さ方向に沿ってＡｌ、Ｔｉ、およびＳｉ成分の含有量をオージェ分光分析装置を用いて測定したところ、前記本発明被覆超硬工具の硬質被覆層では、Ａｌ最高含有点とＴｉ最高含有点とがそれぞれ目標値と実質的に同じ組成および間隔で交互に繰り返し存在し、かつ前記Ａｌ最高含有点から前記Ｔｉ最高含有点、前記Ｔｉ最高含有点から前記Ａｌ最高含有点へ、ＡｌとＳｉ含有量、さらにＴｉ含有量がそれぞれ連続的に変化する成分濃度分布構造を有することが確認され、さらに硬質被覆層の平均層厚も目標全体層厚と実質的に同じ値を示した。一方、前記従来被覆超硬工具の硬質被覆層では、目標組成と実質的に同じ組成および目標全体層厚と実質的に同じ全体平均層厚を示すものの、厚さ方向に沿った組成変化は見られず、層全体に亘って均質な組成を示すものであった。
【００４１】
【発明の効果】
表３〜１２に示される結果から、硬質被覆層が層厚方向に、すぐれた高温硬さと耐熱性を有するＡｌ最高含有点と、高強度を有するＴｉ最高含有点とが交互に所定間隔をおいて繰り返し存在し、かつ前記Ａｌ最高含有点から前記Ｔｉ最高含有点、前記Ｔｉ最高含有点から前記Ａｌ最高含有点へ、ＡｌとＳｉ含有量、さらにＴｉ含有量がそれぞれ連続的に変化する成分濃度分布構造を有する本発明被覆超硬工具は、いずれも各種の鋼や鋳鉄などの切削加工を、高熱発生を伴う高速条件で、かつ機械的衝撃も大きい高切り込みや高送りなどの重切削条件で行なった場合にも、硬質被覆層にチッピングの発生なく、すぐれた耐摩耗性を発揮するのに対して、硬質被覆層が層厚方向に沿って実質的に組成変化のない（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層からなる従来被覆超硬工具においては、前記の高速重切削条件では、前記硬質被覆層の高温硬さおよび耐熱性不足、さらに強度不足が原因で、摩耗進行が速く、かつチッピングも発生し易いことから、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、通常の条件での切削加工は勿論のこと、特に各種の鋼や鋳鉄などの切削加工を、高熱発生および高い機械的衝撃を伴う高速重切削条件で行なった場合にも、チッピングの発生なく、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】この発明の被覆超硬工具を構成する硬質被覆層を形成するのに用いたアークイオンプレーティング装置を示し、（ａ）は概略平面図、（ｂ）は概略正面図である。
【図２】従来被覆超硬工具を構成する硬質被覆層を形成するのに用いた通常のアークイオンプレーティング装置の概略説明図である。
【発明の属する技術分野】
この発明は、硬質被覆層がすぐれた高温硬さと耐熱性、さらに高強度を有し、したがって各種の鋼や鋳鉄などの切削加工を、特に高熱発生を伴う高速で、かつ高い機械的衝撃を伴う高切り込みや高送りなどの重切削条件で行なった場合に、硬質被覆層がチッピング（微小欠け）などの発生なく、すぐれた耐摩耗性を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、被覆超硬工具には、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、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、被覆超硬工具として、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る基体（以下、これらを総称して超硬基体と云う）の表面に、組成式：（Ｔｉ1-(A+B)ＡｌAＳｉB）Ｎ（ただし、原子比で、Ａは０．３５〜０．６０、Ｂは０．０１〜０．１５を示す）を満足するＡｌとＴｉとＳｉの複合窒化物［以下、（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎで示す］層からなる硬質被覆層を１〜１０μｍの平均層厚で物理蒸着してなる被覆超硬工具が提案され、かかる被覆超硬工具が、硬質被覆層を構成する前記（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層がＡｌおよびＳｉ成分の共存作用による高温硬さと耐熱性、さらにＴｉ成分による強度を具備することから、各種の鋼や鋳鉄などの連続切削や断続切削加工に用いられることも知られている（例えば特許文献１参照）。
【０００４】
さらに、上記の被覆超硬工具が、例えば図２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に上記の超硬基体を装入し、ヒータで装置内を、例えば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−Ｓｉ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を導入して、例えば２Ｐａの反応雰囲気とし、一方上記超硬基体には、例えば−１００Ｖのバイアス電圧を印加した条件で、前記超硬合金基体の表面に、上記（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着することにより製造されることも良く知られるところである。
【０００５】
【特許文献１】
特許第２７９３７７３号公報
【０００６】
【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も強く、これに伴い、切削加工は高速化の傾向を深め、かつ高切り込みや高送りなどの重切削条件での切削加工が強く求められる傾向にあるが、上記の従来被覆超硬工具においては、これを通常の切削加工条件で用いた場合には問題はないが、特に切削加工を高い発熱を伴なう高速で、かつ機械的衝撃の高い高切り込みや高送りなどの重切削条件で行なった場合には、硬質被覆層の高温硬さおよび耐熱性が不足し、かつ強度も不十分であるために、硬質被覆層の摩耗進行が一段と促進し、かつチッピングも発生し易くなることから、比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
【０００７】
【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、特に高い熱的機械的衝撃を伴なう高速重切削加工条件で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する被覆超硬工具を開発すべく、上記の従来被覆超硬工具を構成する硬質被覆層に着目し、研究を行った結果、
（ａ）上記の図２に示されるアークイオンプレーティング装置を用いて形成された従来被覆超硬工具を構成する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層は、層厚全体に亘って実質的に均一な組成を有し、したがって均質な高温硬さと耐熱性、さらに強度を有するが、例えば図１（ａ）に概略平面図で、同（ｂ）に概略正面図で示される構造のアークイオンプレーティング装置、すなわち装置中央部に超硬基体装着用回転テーブルを設け、前記回転テーブルを挟んで、一方側に相対的にＡｌおよびＳｉ含有量の高い（Ｔｉ含有量の低い）Ａｌ−Ｓｉ−Ｔｉ合金、他方側に相対的にＴｉ含有量の高い（ＡｌおよびＳｉ含有量の低い）Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金をカソード電極（蒸発源）として対向配置したアークイオンプレーティング装置を用い、この装置の前記回転テーブル上に、これの中心軸から半径方向に所定距離離れた位置に複数の超硬基体をリング状に装着し、この状態で装置内雰囲気を窒素雰囲気として前記回転テーブルを回転させると共に、蒸着形成される硬質被覆層の層厚均一化を図る目的で超硬基体自体も自転させながら、前記の両側のカソード電極（蒸発源）とアノード電極との間にアーク放電を発生させて、前記超硬基体の表面に（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層を形成すると、この結果の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層においては、回転テーブル上にリング状に配置された前記超硬基体が上記の一方側の相対的にＡｌおよびＳｉ含有量の高い（Ｔｉ含有量の低い）Ａｌ−Ｓｉ−Ｔｉ合金のカソード電極（蒸発源）に最も接近した時点で層中にＡｌ最高含有点が形成され、また前記超硬基体が上記の他方側の相対的にＴｉ含有量の高い（ＡｌおよびＳｉ含有量の低い）Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金のカソード電極に最も接近した時点で層中にＴｉ最高含有点が形成され、上記回転テーブルの回転によって層中には層厚方向にそって前記Ａｌ最高含有点とＴｉ最高含有点が所定間隔をもって交互に繰り返し現れると共に、前記Ａｌ最高含有点から前記Ｔｉ最高含有点、前記Ｔｉ最高含有点から前記Ａｌ最高含有点へ、ＡｌとＳｉ含有量、さらにＴｉの含有量がそれぞれ連続的に変化する成分濃度分布構造をもつようになること。
【０００８】
（ｂ）上記（ａ）の繰り返し連続変化成分濃度分布構造の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層の形成において、対向配置の一方側のカソード電極（蒸発源）であるＡｌ−Ｓｉ−Ｔｉ合金におけるＳｉ含有量を上記の従来Ａｌ−Ｓｉ−Ｔｉ合金のＳｉ含有量に比して相対的に高く、かつＴｉ含有量を相対的に低いものとし、一方同他方側のカソード電極（蒸発源）であるＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金では、Ａｌ含有量を上記の従来Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金のＡｌ含有量に比して相対的に低く、かつＴｉ含有量を相対的に高いものとする共に、超硬基体が装着されている回転テーブルの回転速度を制御して、
上記Ａｌ最高含有点が、組成式：（Ａｌ1-(X+Y) ＳｉXＴｉY）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．２０〜０．３５、Ｚは０．１０〜０．３０を示す）、
上記Ｔｉ最高含有点が、組成式：（Ｔｉ1-(M+Z)ＡｌMＳｉZ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｍは０．０５〜０．２５、Ｚは０．０１〜０．１５を示す）、
をそれぞれ満足し、かつ隣り合う上記Ａｌ最高含有点とＴｉ最高含有点の厚さ方向の間隔を０．０１〜０．１μｍとすると、
上記Ａｌ最高含有点部分では、上記の従来（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層に比して相対的にＳｉ含有量が高く、Ｔｉ含有量が低くなることから、高含有のＡｌおよびＳｉ成分の共存作用でより一段とすぐれた高温硬さと耐熱性（高温特性）を示し、一方上記Ｔｉ最高含有点部分では、前記従来（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層に比して相対的にＴｉ含有量が高く、Ａｌ含有量が低くなることから、一段と高い強度を具備し、かつこれらＡｌ最高含有点とＴｉ最高含有点の間隔をきわめて小さくしたことから、層全体の特性として高強度を保持した状態ですぐれた高温硬さと耐熱性を具備するようになり、したがって、硬質被覆層がかかる構成の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層からなる被覆超硬工具は、各種の鋼や鋳鉄などの切削加工を、特に高熱発生および高い機械的衝撃を伴う、高速重切削条件で行なった場合にも、硬質被覆層にチッピングの発生なく、すぐれた耐摩耗性を発揮するようになること。
以上（ａ）および（ｂ）に示される研究結果を得たのである。
【０００９】
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、超硬基体の表面に、（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層からなる硬質被覆層を０．５〜１５μｍの全体平均層厚で物理蒸着してなる被覆超硬工具において、
上記硬質被覆層が、層厚方向にそって、Ａｌ最高含有点とＴｉ最高含有点とが所定間隔をおいて交互に繰り返し存在し、かつ前記Ａｌ最高含有点から前記Ｔｉ最高含有点、前記Ｔｉ最高含有点から前記Ａｌ最高含有点へ、ＡｌとＳｉ含有量、さらにＴｉ含有量がそれぞれ連続的に変化する成分濃度分布構造を有し、
さらに、上記Ａｌ最高含有点が、組成式：（Ａｌ1-(X+Y) ＳｉXＴｉY）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．２０〜０．３５、Ｙは０．１０〜０．３０を示す）、
上記Ｔｉ最高含有点が、組成式：（Ｔｉ1-(M+Z)ＡｌMＳｉZ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｍは０．０５〜０．２５、Ｚは０．０１〜０．１５を示す）、
を満足し、かつ隣り合う上記Ａｌ最高含有点とＴｉ最高含有点の間隔が、０．０１〜０．１μｍである、
高速重切削条件で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する被覆超硬工具に特徴を有するものである。
【００１０】
つぎに、この発明の被覆超硬工具において、これを構成する硬質被覆層の構成を上記の通りに限定した理由を説明する。
（ａ）Ａｌ最高含有点の組成
（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層のＡｌおよびＳｉ成分は、共存した状態で高温硬さおよび耐熱性を向上させ、同Ｔｉ成分は強度を向上させる作用があり、したがって相対的にＡｌおよびＳｉ成分の含有割合が高いＡｌ最高含有点では一段とすぐれた高温硬さと耐熱性を具備し、高熱発生を伴う高速切削で、すぐれた耐摩耗性を発揮するようになるが、Ｔｉの割合を示すＹ値がＡｌとＳｉの合量に占める割合（原子比）で０．１０未満になると、高強度を有するＴｉ最高含有点が隣接して存在しても層自体の強度低下は避けられず、この結果チッピングなどが発生し易くなり、一方Ｔｉ成分の割合を示すＹ値が同０．３０を越えると、すぐれた高温硬さおよび耐熱性を確保することができなくなり、またＳｉ成分の割合を示すＸ値がＡｌとＴｉの合量に占める割合（原子比）で０．２０未満なると、Ａｌ成分との共存効果が低下し、所望のすぐれた高温硬さと耐熱性を確保することができず、さらに同Ｘ値が０．３５を超えると、強度が急激に低下するようになることから、Ｘ値を０．２０〜０．３５、Ｙ値を０．１０〜０．３０とそれぞれ定めた。
【００１１】
（ｂ）Ｔｉ最高含有点の組成
上記の通りＡｌ最高含有点は高温硬さおよび耐熱性のすぐれたものであるが、反面強度の劣るものであるため、このＡｌ最高含有点の強度不足を補う目的で、相対的にＴｉ含有割合が高く、ＡｌおよびＳｉ含有量の低い、これによって高強度を有するようになるＴｉ最高含有点を厚さ方向に交互に介在させるものであり、したがってＡｌおよびＳｉの割合を示すＭ値およびＺ値が、ＴｉとＳｉまたはＡｌの合量に占める割合（原子比）でそれぞれＭ値：０．２５およびＺ値：０．１５を越えると、相対的にＴｉの割合が少なくなり過ぎて、所望のすぐれた強度を確保することができず、一方同Ｍ値が０．０５未満になったり、Ｚ値が０．０１未満になったりすると、Ｔｉ最高含有点での高温硬さおよび耐熱性がきわめて低いものとなり、摩耗進行促進の原因となることから、Ｍ値を０．０５〜０．２５、Ｚ値を０．０１〜０．１５とそれぞれ定めた。
【００１２】
（ｃ）Ａｌ最高含有点とＴｉ最高含有点間の間隔
その間隔が０．０１μｍ未満ではそれぞれの点を上記の組成で明確に形成することが困難であり、この結果層に所望の高強度と、すぐれた高温硬さおよび耐熱性を確保することができなくなり、またその間隔が０．１μｍを越えるとそれぞれの点がもつ欠点、すなわちＡｌ最高含有点であれば強度不足、Ｔｉ最高含有点であれば高温硬さおよび耐熱性不足が層内に局部的に現れ、これが原因で切刃にチッピングが発生し易くなったり、摩耗進行が促進されるようになることから、その間隔を０．０１〜０．１μｍと定めた。
【００１３】
（ｄ）硬質被覆層の全体平均層厚
その層厚が１μｍ未満では、所望の耐摩耗性を確保することができず、一方その平均層厚が１０μｍを越えると、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。
【００１４】
【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、ＶＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ3 Ｃ2 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：０．０３のホーニング加工を施してＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０４０８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。
【００１５】
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、１００ＭＰａの圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を２ｋＰａの窒素雰囲気中、温度：１５００℃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・ＣＮＭＧ１２０４０８のチップ形状をもったＴｉＣＮ系サーメット製の超硬基体Ｂ−１〜Ｂ−６を形成した。
【００１６】
ついで、上記の超硬基体Ａ−１〜Ａ−１０およびＢ−１〜Ｂ−６のそれぞれを、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、図１に示されるアークイオンプレーティング装置内の回転テーブル上に、これの中心軸から半径方向に所定距離離れた位置に複数の超硬基体をリング状に装着し、一方側のカソード電極（蒸発源）として、種々の成分組成をもったＴｉ最高含有点形成用Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金、他方側のカソード電極（蒸発源）として、種々の成分組成をもったＡｌ最高含有点形成用Ａｌ−Ｓｉ−Ｔｉ合金を前記回転テーブルを挟んで対向配置し、またボンバード洗浄用金属Ｔｉも装着し、まず、装置内を排気して０．５Ｐａ以下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、前記回転テーブル上で自転しながら回転する超硬基体に−１０００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつカソード電極の前記金属Ｔｉとアノード電極との間に１００Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、もって超硬基体表面をＴｉボンバード洗浄し、ついで装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して２Ｐａの反応雰囲気とすると共に、前記回転テーブル上で自転しながら回転する超硬基体に−１００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつそれぞれのカソード電極(前記Ｔｉ最高含有点形成用Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金およびＡｌ最高含有点形成用Ａｌ−Ｓｉ−Ｔｉ合金)とアノード電極との間に１００Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、もって前記超硬基体の表面に、層厚方向に沿って表３，４に示される目標組成のＡｌ最高含有点とＴｉ最高含有点とが交互に同じく表３，４に示される目標間隔で繰り返し存在し、かつ前記Ａｌ最高含有点から前記Ｔｉ最高含有点、前記Ｔｉ最高含有点から前記Ａｌ最高含有点へＡｌおよびＴｉ含有量がそれぞれ連続的に変化する成分濃度分布構造を有し、かつ同じく表３，４に示される目標全体層厚の硬質被覆層を蒸着することにより、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）１〜１６をそれぞれ製造した。
【００１７】
また、比較の目的で、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２に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、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−Ｓｉ合金を装着し、さらにボンバード洗浄用金属Ｔｉも装着し、まず、装置内を排気して０．５Ｐａ以下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、前記超硬基体に−１０００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつカソード電極の前記金属Ｔｉとアノード電極との間に１００Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、もって超硬基体表面をＴｉボンバード洗浄し、ついで装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して２Ｐａの反応雰囲気とすると共に、超硬基体に−１００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、前記カソード電極のＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金とアノード電極との間に１００Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、もって前記超硬基体Ａ−１〜Ａ−１０およびＢ−１〜Ｂ−６のそれぞれの表面に、表５，６に示される目標組成および目標層厚を有し、かつ層厚方向に沿って実質的に組成変化のない（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着することにより、従来被覆超硬工具としての従来表面被覆超硬合金製スローアウエイチップ（以下、従来被覆超硬チップと云う）１〜１６をそれぞれ製造した。
【００１８】
つぎに、上記本発明被覆超硬チップ１〜１６および従来被覆超硬チップ１〜１６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、前記本発明被覆超硬チップ１〜１０および従来被覆超硬チップ１〜１０については、
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４３５の丸棒、
切削速度：３２０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：４ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：５分、
の条件での合金鋼の乾式連続高速高切り込み切削加工試験、
被削材：ＪＩＳ・Ｓ４０Ｃの長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：３２０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：４ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：５分、
の条件での炭素鋼の乾式断続高速高切り込み切削加工試験、さらに、
被削材：ＪＩＳ・ＦＣ２５０の丸棒、
切削速度：３２０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：２ｍｍ、
送り：０．７ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：５分、
の条件での鋳鉄の乾式連続高速高送り切削加工試験を行なった。
【００１９】
また、上記本発明被覆超硬チップ１１〜１６および従来被覆超硬チップ１１〜１６については、
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４３０の丸棒、
切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：４ｍｍ、
送り：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：５分、
の条件での合金鋼の乾式連続高速高切り込み切削加工試験、
被削材：ＪＩＳ・Ｓ３５Ｃの長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：３３０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：４ｍｍ、
送り：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：５分、
の条件での炭素鋼の乾式断続高速高切り込み切削加工試験、さらに、
被削材：ＪＩＳ・ＦＣ２００の丸棒、
切削速度：３３０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１ｍｍ、
送り：０．６ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：５分、
の条件での鋳鉄の乾式連続高速高送り切削加工試験を行なった。いずれの切削加工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。
【００２０】
【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（質量比で、ＴｉＣ／ＷＣ＝５０／５０）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、並びにいずれもねじれ角３０度の４枚刃スクエアの形状をもった超硬基体（エンドミル）Ｃ−１〜Ｃ−８をそれぞれ製造した。
【００２８】
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に示される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と同一の条件で、層厚方向に沿って表９に示される目標組成のＡｌ最高含有点とＴｉ最高含有点とが交互に同じく表９に示される目標間隔で繰り返し存在し、かつ前記Ａｌ最高含有点から前記Ｔｉ最高含有点、前記Ｔｉ最高含有点から前記Ａｌ最高含有点へ、ＡｌとＳｉ含有量、さらにＴｉ含有量がそれぞれ連続的に変化する成分濃度分布構造を有し、かつ同じく表９に示される目標全体層厚の硬質被覆層を蒸着することにより、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。
【００２９】
また、比較の目的で、上記の超硬基体（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２に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と同一の条件で、表１０に示される目標組成および目標層厚を有し、かつ層厚方向に沿って実質的に組成変化のない（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着することにより、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）１〜８をそれぞれ製造した。
【００３０】
つぎに、上記本発明被覆超硬エンドミル１〜８および従来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および従来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・ＳＫＤ１１の板材、
切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：１ｍｍ、
テーブル送り：７００ｍｍ／分、
の条件での焼き入れ鋼の乾式高速高送り溝切削加工試験、本発明被覆超硬エンドミル４〜６および従来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・ＳＮＣＭ４３９の板材、
切削速度：１８０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：１３ｍｍ、
テーブル送り：４００ｍｍ／分、
の条件での合金鋼の乾式高速高切り込み溝切削加工試験、本発明被覆超硬エンドミル７，８および従来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・Ｓ５０Ｃの板材、
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：５ｍｍ、
テーブル送り：１７００ｍｍ／分、
の条件での炭素鋼の乾式高速高送り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に至るまでの切削溝長を測定した。この測定結果を表９、１０にそれぞれ示した。
【００３１】
【表８】
【表９】
【表１０】
（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、並びにいずれもねじれ角３０度の２枚刃形状をもった超硬基体（ドリル）Ｄ−１〜Ｄ−８をそれぞれ製造した。
【００３５】
ついで、これらの超硬基体（ドリル）Ｄ−１〜Ｄ−８の切刃に、ホーニングを施し、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、上記実施例１と同一の条件で、層厚方向に沿って表１１に示される目標組成のＡｌ最高含有点とＴｉ最高含有点とが交互に同じく表１１に示される目標間隔で繰り返し存在し、かつ前記Ａｌ最高含有点から前記Ｔｉ最高含有点、前記Ｔｉ最高含有点から前記Ａｌ最高含有点へ、ＡｌとＳｉ含有量、さらにＴｉ含有量がそれぞれ連続的に変化する成分濃度分布構造を有し、かつ同じく表１１に示される目標全体層厚の硬質被覆層を蒸着することにより、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。
【００３６】
また、比較の目的で、上記の超硬基体（ドリル）Ｄ−１〜Ｄ−８の切刃に、ホーニングを施し、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、同じく図２に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と同一の条件で、表１２に示される目標組成および目標層厚を有し、かつ層厚方向に沿って実質的に組成変化のない（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着することにより、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）１〜８をそれぞれ製造した。
【００３７】
つぎに、上記本発明被覆超硬ドリル１〜８および従来被覆超硬ドリル１〜８のうち、本発明被覆超硬ドリル１〜３および従来被覆超硬ドリル１〜３については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・ＳＣＭ４３５の板材、
切削速度：６０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：３０ｍｍ、
の条件での合金鋼の湿式高速高送り穴あけ切削加工試験、本発明被覆超硬ドリル４〜６および従来被覆超硬ドリル４〜６については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・Ｓ３５Ｃの板材、
切削速度：７０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．３５ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：２５ｍｍ、
の条件での炭素鋼の湿式高速高送り穴あけ切削加工試験、本発明被覆超硬ドリル７，８および従来被覆超硬ドリル７，８については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・ＦＣ２００の板材、
切削速度：９０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．５ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：３５ｍｍ、
の条件での鋳鉄の湿式高速高送り穴あけ切削加工試験、をそれぞれ行い、いずれの湿式穴あけ切削加工試験（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１１、１２にそれぞれ示した。
【００３８】
【表１１】
【表１２】
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１〜１６、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、並びに従来被覆超硬工具としての従来被覆超硬チップ１〜１６、従来被覆超硬エンドミル１〜８、および従来被覆超硬ドリル１〜８を構成する硬質被覆層について、厚さ方向に沿ってＡｌ、Ｔｉ、およびＳｉ成分の含有量をオージェ分光分析装置を用いて測定したところ、前記本発明被覆超硬工具の硬質被覆層では、Ａｌ最高含有点とＴｉ最高含有点とがそれぞれ目標値と実質的に同じ組成および間隔で交互に繰り返し存在し、かつ前記Ａｌ最高含有点から前記Ｔｉ最高含有点、前記Ｔｉ最高含有点から前記Ａｌ最高含有点へ、ＡｌとＳｉ含有量、さらにＴｉ含有量がそれぞれ連続的に変化する成分濃度分布構造を有することが確認され、さらに硬質被覆層の平均層厚も目標全体層厚と実質的に同じ値を示した。一方、前記従来被覆超硬工具の硬質被覆層では、目標組成と実質的に同じ組成および目標全体層厚と実質的に同じ全体平均層厚を示すものの、厚さ方向に沿った組成変化は見られず、層全体に亘って均質な組成を示すものであった。
【００４１】
【発明の効果】
表３〜１２に示される結果から、硬質被覆層が層厚方向に、すぐれた高温硬さと耐熱性を有するＡｌ最高含有点と、高強度を有するＴｉ最高含有点とが交互に所定間隔をおいて繰り返し存在し、かつ前記Ａｌ最高含有点から前記Ｔｉ最高含有点、前記Ｔｉ最高含有点から前記Ａｌ最高含有点へ、ＡｌとＳｉ含有量、さらにＴｉ含有量がそれぞれ連続的に変化する成分濃度分布構造を有する本発明被覆超硬工具は、いずれも各種の鋼や鋳鉄などの切削加工を、高熱発生を伴う高速条件で、かつ機械的衝撃も大きい高切り込みや高送りなどの重切削条件で行なった場合にも、硬質被覆層にチッピングの発生なく、すぐれた耐摩耗性を発揮するのに対して、硬質被覆層が層厚方向に沿って実質的に組成変化のない（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層からなる従来被覆超硬工具においては、前記の高速重切削条件では、前記硬質被覆層の高温硬さおよび耐熱性不足、さらに強度不足が原因で、摩耗進行が速く、かつチッピングも発生し易いことから、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、通常の条件での切削加工は勿論のこと、特に各種の鋼や鋳鉄などの切削加工を、高熱発生および高い機械的衝撃を伴う高速重切削条件で行なった場合にも、チッピングの発生なく、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】この発明の被覆超硬工具を構成する硬質被覆層を形成するのに用いたアークイオンプレーティング装置を示し、（ａ）は概略平面図、（ｂ）は概略正面図である。
【図２】従来被覆超硬工具を構成する硬質被覆層を形成するのに用いた通常のアークイオンプレーティング装置の概略説明図である。
Claims (1)
- 炭化タングステン基超硬合金基体または炭窒化チタン系サーメット基体の表面に、ＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物層からなる硬質被覆層を１〜１０μｍの全体平均層厚で物理蒸着してなる表面被覆超硬合金製切削工具において、
上記硬質被覆層が、層厚方向にそって、Ａｌ最高含有点とＴｉ最高含有点とが所定間隔をおいて交互に繰り返し存在し、かつ前記Ａｌ最高含有点から前記Ｔｉ最高含有点、前記Ｔｉ最高含有点から前記Ａｌ最高含有点へ、、ＡｌとＳｉ含有量、さらにＴｉの含有量がそれぞれ連続的に変化する成分濃度分布構造を有し、
さらに、上記Ａｌ最高含有点が、組成式：（Ａｌ1-(X+Y) ＳｉXＴｉY）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．２０〜０．３５、Ｙは０．１０〜０．３０を示す）、
上記Ｔｉ最高含有点が、組成式：（Ｔｉ1-(M+Z)ＡｌMＳｉZ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｍは０．０５〜０．２５、Ｚは０．０１〜０．１５を示す）、
を満足し、かつ隣り合う上記Ａｌ最高含有点とＴｉ最高含有点の間隔が、０．０１〜０．１μｍであること、
を特徴とする高速重切削条件で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具。
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