JP4120467B2 - 高速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およびその製造方法 - Google Patents
高速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およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP4120467B2 JP4120467B2 JP2003139948A JP2003139948A JP4120467B2 JP 4120467 B2 JP4120467 B2 JP 4120467B2 JP 2003139948 A JP2003139948 A JP 2003139948A JP 2003139948 A JP2003139948 A JP 2003139948A JP 4120467 B2 JP4120467 B2 JP 4120467B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- nitrogen
- oxygen
- alloy
- highest
- content point
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Landscapes
- Drilling Tools (AREA)
- Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
- Physical Vapour Deposition (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、硬質被覆層が一段とすぐれた高温硬さと耐熱性を有し、かつ高温強度および高温耐酸化性にもすぐれ、したがって例えば粘性の高い各種のステンレス鋼や軟鋼などの難削材の切削加工を、特に高い発熱を伴う高速加工条件で行なった場合に、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（以下、被覆超硬工具という）およびその製造方法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、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、被覆超硬工具として、炭化タングステン（以下、ＷＣで示す）基超硬合金の超硬基体または炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）基サーメットの超硬基体（以下、これらの超硬基体を総称して「超硬基体」という）の表面に、
組成式：［Ｔｉ1-( Ｙ + Ｚ )ＡｌＹＣｒＺ）Ｎ］（ただし、原子比で、Ｙは０．３５〜０．６０、Ｚは０．０１〜０．１０を示す）を満足するＴｉとＡｌとＣｒの複合窒化物［以下、（Ｔｉ，Ａｌ，Ｃｒ）Ｎで示す］層からなる硬質被覆層を１〜１５μｍ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，Ｃｒ）Ｎ層がＡｌ成分による高温硬さと耐熱性、およびＴｉ成分による高温強度を有し、さらにＣｒ成分による高温耐酸化性向上効果と相俟って、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−Ｃｒ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、前記超硬基体の表面に、上記（Ｔｉ，Ａｌ，Ｃｒ）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。（例えば、特許文献１参照）。
【０００５】
【特許文献１】
特開平９−３００１０５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は強く、これに伴い、一段と高速化した条件での切削加工を強い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、これを例えば粘性の高い各種のステンレス鋼や軟鋼などの難削材の切削加工を、特に高い発熱を伴う高速条件で行なうのに用いた場合、硬質被覆層である（Ｔｉ，Ａｌ，Ｃｒ）Ｎ層が、すぐれた高温強度および高温耐酸化性を有するものの、十分な高温硬さおよび耐熱性を具備するものでないために、前記硬質被覆層の摩耗進行が一段と促進されるようになることから、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、特に上記の従来被覆超硬工具の硬質被覆層に着目し、特に粘性の高い各種のステンレス鋼や軟鋼などの難削材の高速切削で、すぐれた耐摩耗性を発揮する硬質被覆層を開発すべく、研究を行った結果、
（ａ）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物理蒸着装置に属する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含有割合の高いＡｌ−Ｔｉ−Ｃｒ合金、他方側に相対的にＴｉ含有割合の高いＴｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金をいずれもカソード電極（蒸発源）として対向配置し、さらにいずれも前記Ａｌ−Ｔｉ−Ｃｒ合金に比してＡｌ含有割合が低く、かつ前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金に比してＴｉ含有割合が低い中間Ａｌ／Ｔｉ／Ｃｒ合金と中間Ｔｉ／Ａｌ／Ｃｒ合金を同じくカソード電極（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、前記回転テーブルの中心軸から半径方向に離れた位置に偏心して前記超硬基体を装着し、
この状態で装置内の反応雰囲気を酸素と窒素の混合雰囲気とするが、前記酸素と窒素の装置内への相対導入割合を上記超硬基体の回転移動位置に対応して調整して、前記超硬基体が上記の相対的にＡｌ含有割合の高いＡｌ−Ｔｉ−Ｃｒ合金のカソード電極に最も接近した時点での反応雰囲気を酸素導入割合が最も高く、窒素導入割合が最も低い、望ましくは酸素の相対導入割合が９０〜９７容量％で、残りが窒素からなる反応雰囲気とする一方、前記超硬基体が上記の相対的にＴｉ含有割合の高いＴｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金のカソード電極に最も接近した時点での反応雰囲気を窒素導入割合が最も高く、酸素導入割合が最も低い、望ましくは窒素の相対導入割合が９０〜９７容量％で、残りが酸素からなる反応雰囲気とすると共に、前記超硬基体が前記Ａｌ−Ｔｉ−Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置から上記中間Ａｌ／Ｔｉ／Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置を経て前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置に回転移動する間の反応雰囲気を、酸素の導入割合を連続的に減少させ、これに対応して窒素の導入割合を連続的に増加させる連続変化雰囲気とし、一方前記超硬基体が前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置から上記中間Ｔｉ／Ａｌ／Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置を経て前記Ａｌ−Ｔｉ−Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置に回転移動する間の反応雰囲気を、窒素の導入割合を連続的に減少させ、これに対応して酸素の導入割合を連続的に増加させる連続変化雰囲気とし、
上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前記超硬基体自体も自転させながら、前記のそれぞれのカソード電極（蒸発源）とアノード電極との間にアーク放電を発生させる条件で、
ＡｌとＴｉとＣｒの複合酸窒化物（以下、Ａｌ−Ｔｉ−Ｃｒ酸窒化物という）層を形成すると、
上記超硬基体の表面には、回転テーブル上の中心軸から半径方向に離れた位置に偏心して配置された前記超硬基体が上記の一方側の相対的にＡｌ含有量の高いＡｌ−Ｔｉ−Ｃｒ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および酸素の最高含有点が形成され、また前記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Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金のカソード電極に最も接近した時点で層中にＴｉおよび窒素の最高含有点が形成されることから、上記回転テーブルの回転によって層中には厚さ方向にそって前記Ａｌおよび酸素の最高含有点とＴｉおよび窒素の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および酸素の最高含有点から前記Ｔｉおよび窒素の最高含有点、前記Ｔｉおよび窒素の最高含有点から前記Ａｌおよび酸素の最高含有点へＡｌと酸素およびＴｉと窒素の含有割合がそれぞれ連続的に変化する成分濃度分布構造をもったＡｌ−Ｔｉ−Ｃｒ酸窒化物層からなる硬質被覆層が形成されるようになること。
【０００８】
（ｂ）上記（ａ）の繰り返し連続変化成分濃度分布構造のＡｌ−Ｔｉ−Ｃｒ酸窒化物層の形成に際して、例えば対向配置のカソード電極（蒸発源）のそれぞれの組成、並びに装置内で連続変化する反応雰囲気の組成、すなわち酸素と窒素の相互導入割合を調製すると共に、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および酸素の最高含有点が、
組成式：（Ａｌ1-( Ｘ + Ｚ )ＴｉＸＣｒＺ）Ｏ1-DＮD（ただし、原子比で、Ｘは０．１０〜０．２５、Ｚは０．０１〜０．１０、Ｄは０．０２〜０．１０）、
上記Ｔｉおよび窒素の最高含有点が、
組成式：（Ｔｉ1-( Ｙ + Ｚ )ＡｌＹＣｒＺ）Ｎ1-EＯE（ただし、原子比で、Ｙは０．３５〜０．６０、Ｚは０．０１〜０．１０、Ｅは０．０２〜０．１０）、
を満足し、かつ隣り合う上記Ａｌおよび酸素の最高含有点と上記Ｔｉおよび窒素の最高含有点の間隔を、０．０１〜０．１μmとすると、
上記Ａｌおよび酸素の最高含有点部分では、高含有のＡｌと酸素の作用で、Ｃｒによる高温耐酸化性向上効果と相俟って、一段とすぐれた高温硬さと耐熱性を示し、一方上記Ｔｉおよび窒素の最高含有点部分では、上記の従来（Ｔｉ，Ａｌ，Ｃｒ）Ｎ層におけるＴｉおよび窒素の含有割合と同等の相対的に高含有のＴｉおよび窒素含有となることから、前記従来（Ｔｉ，Ａｌ，Ｃｒ）Ｎ層の具備する高温強度と同等の相対的にすぐれた高温強度が確保され、かつこれらＡｌおよび酸素の最高含有点と上記Ｔｉおよび窒素の最高含有点の間隔をきわめて小さくしたので、層全体の特性として一段とすぐれた高温硬さと耐熱性、さらにすぐれた高温強度も具備するようになり、また前記両点間でＡｌと酸素およびＴｉと窒素の含有割合がそれぞれ連続的に変化（成分濃度分布構造）することにより、硬質被覆層内には層界面が存在しないことになり、したがって、かかる構成のＡｌ−Ｔｉ−Ｃｒ酸窒化物層を硬質被覆層として形成してなる被覆超硬工具は、特に粘性の高い各種のステンレス鋼や軟鋼などの難削材の高い発熱を伴なう高速切削で、硬質被覆層が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、
（１）超硬基体の表面に、Ａｌ−Ｔｉ−Ｃｒ酸窒化物層からなる硬質被覆層を１〜１５μｍの平均層厚で物理蒸着してなる被覆超硬工具にして、前記硬質被覆層を、層厚方向にそって、Ａｌおよび酸素の最高含有点とＴｉおよび窒素の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および酸素の最高含有点から前記Ｔｉおよび窒素の最高含有点、前記Ｔｉおよび窒素の最高含有点から前記Ａｌおよび酸素の最高含有点へＡｌと酸素およびＴｉと窒素の含有割合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および酸素の最高含有点が、
組成式：（Ａｌ1-( Ｘ + Ｚ )ＴｉＸＣｒＺ）Ｏ1-DＮD（ただし、原子比で、Ｘは０．１０〜０．２５、Ｚは０．０１〜０．１０、Ｄは０．０２〜０．１０）、
上記Ｔｉおよび窒素の最高含有点が、
組成式：（Ｔｉ1-( Ｙ + Ｚ )ＡｌＹＣｒＺ）Ｎ1-EＯE（ただし、原子比で、Ｙは０．３５〜０．６０、Ｚは０．０１〜０．１０、Ｅは０．０２〜０．１０）、
を満足し、かつ隣り合う上記Ａｌおよび酸素の最高含有点と上記Ｔｉおよび窒素の最高含有点の間隔が、０．０１〜０．１μmである、
硬質被覆層で構成してなる、高速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。
（２）（ａ）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、前記回転テーブルの中心軸から半径方向に離れた位置に偏心して超硬基体を自転自在に装着し、
（ｂ）また、上記回転テーブルを挟んで、いずれもカソード電極（蒸発源）として、相対的にＡｌ含有割合の高いＡｌ−Ｔｉ−Ｃｒ合金と、相対的にＴｉ含有割合の高いＴｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金を対向配置すると共に、それぞれ前記Ａｌ−Ｔｉ−Ｃｒ合金に比してＡｌ含有割合が低く、かつ前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金に比してＴｉ含有割合が低い中間Ａｌ／Ｔｉ／Ｃｒ合金と中間Ｔｉ／Ａｌ／Ｃｒ合金を同じく対向配置し、
（ｃ）上記回転テーブルを挟んで対向配置した上記のカソード電極と、前記カソード電極のそれぞれに並設されたアノード電極との間にアーク放電を発生させ、
（ｄ）上記アークイオンプレーティング装置内の反応雰囲気を酸素と窒素の混合雰囲気とするが、前記装置内への酸素と窒素の相対導入割合を上記超硬基体の回転移動位置に対応して調整して、前記超硬基体が上記の相対的にＡｌ含有割合の高いＡｌ−Ｔｉ−Ｃｒ合金のカソード電極に最も接近した時点での反応雰囲気を酸素導入割合が最も高く、窒素導入割合が最も低い反応雰囲気とする一方、前記超硬基体が上記の相対的にＴｉ含有割合の高いＴｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金のカソード電極に最も接近した時点での反応雰囲気を窒素導入割合が最も高く、酸素導入割合が最も低い反応雰囲気とすると共に、前記超硬基体が前記Ａｌ−Ｔｉ−Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置から上記中間Ａｌ／Ｔｉ／Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置を経て前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置に回転移動する間の反応雰囲気を、酸素導入割合が連続的に減少し、これに対応して窒素導入割合が連続的に増加する連続変化雰囲気とし、一方前記超硬基体が前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置から上記中間Ｔｉ／Ａｌ／Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置を経て前記Ａｌ−Ｔｉ−Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置に回転移動する間の反応雰囲気を、窒素導入割合が連続的に減少し、これに対応して酸素導入割合が連続的に増加する連続変化雰囲気とし、もって、上記回転テーブル上で自転しながら偏心回転する上記超硬基体の表面に、Ａｌ−Ｔｉ−Ｃｒ酸窒化物層からなる硬質被覆層を物理蒸着すること、
以上（ａ）〜（ｅ）の工程により高速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を製造する方法。
以上（１）および（２）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、硬質被覆層であるＡｌ−Ｔｉ−Ｃｒ酸窒化物層の構成を上記の通りに限定した理由を説明する。
（ａ）Ａｌおよび酸素の最高含有点
上記Ａｌ−Ｔｉ−Ｃｒ酸窒化物層において、Ａｌおよび酸素の最高含有点部分では高含有のＡｌと酸素の作用で一段とすぐれた高温硬さと耐熱性を示し、一方Ｔｉおよび窒素の最高含有点部分では、相対的に高い含有割合のＴｉ成分と窒素の作用ですぐれた高温強度を示し、したがってＡｌおよび酸素の最高含有点では、ＴｉのＡｌおよびＣｒとの合量に占める含有割合を示すＸ値が、原子比で０．１０未満になったり、窒素の酸素との合量に占める含有割合を示すＤ値が、同じく原子比で（以下、同じ）０．０２未満になったりすると、Ａｌや酸素の割合が多くなり過ぎて、すぐれた高温強度を有するＴｉと窒素の最高含有点が隣接して存在しても層自体の高温強度はきわめて低いものとなり、この結果チッピングなどが発生し易くなり、一方同Ｘ値が０．２５を越えたり、同Ｄ値が０．１０を越えたりすると、高温硬さおよび耐熱性が急激に低下し、摩耗促進の原因となり、またＣｒ成分のＡｌとＴｉの合量に占める割合を示すＺ値が０．０１未満では高温耐酸化性に所望の向上効果が得られず、同Ｚ値が０．１０を越えると高温強度が低下するようになることから、Ｔｉの含有割合を示すＸ値を０．１０〜０．２５、Ｃｒの含有割合を示すＺ値を０．０１〜０．１０、および窒素の含有割合を示すＤ値を０．０２〜０．１０と定めた。
【００１１】
（ｂ）Ｔｉおよび窒素の最高含有点
上記の通りＡｌおよび酸素の最高含有点は一段とすぐれた高温硬さと耐熱性を有するが、反面高温強度の低いものであるため、このＡｌおよび酸素の最高含有点の高温強度不足を補う目的で、相対的にすぐれた高温強度を有するＴｉおよび窒素の最高含有点を厚さ方向に交互に介在させるものである。しかし、ＡｌのＴｉとＣｒの合量に占める含有割合を示すＹ値が０．３５未満では、所望の高温硬さおよび耐熱性を確保することができず、この結果硬質被覆層の摩耗進行が一段と促進するようになり、また同Ｘ値が０．６０を越えると、高温強度が急激に低下し、硬質被覆層にチッピングが発生し易くなり、一方酸素の窒素との合量に占める含有割合を示すＥ値が０．０２未満になると、Ｔｉおよび窒素の最高含有点の高温硬さおよび耐熱性が急激に低下し、これが摩耗促進の原因となり、また同Ｅ値が０．１０を越えると、高温強度が急激に低下し、これがチッピング発生の原因となることから、Ａｌの含有割合を示すＹ値を０．３５〜０．６０、酸素の含有割合を示すＥ値を０．０２〜０．１０と定めた。
また、Ｃｒ成分は上記のＡｌおよび酸素の最高含有点におけると同じく高温耐酸化性を向上させるが、その含有割合を示すＺ値も同じ理由で０．０１〜０．１０と定めた。
【００１２】
（ｃ）Ａｌおよび酸素の最高含有点とＴｉおよび窒素の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すぐれた高温硬さおよび耐熱性、さらに高温強度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および酸素の最高含有点であれば高温強度不足、Ｔｉおよび窒素の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、これが原因で切刃部にチッピングが発生し易くなったり、摩耗進行が一段と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１５μｍを越えると、切刃部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１〜１５μｍ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およびその製造方法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６０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：１４２０℃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すことにより、ＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０４１２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６０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：１５２０℃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すことにより、ＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０４１２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、前記回転テーブルの中心軸から半径方向に離れた位置に偏心して自転自在に装着し、いずれもカソード電極（蒸発源）として、種々の成分組成をもったＡｌおよび酸素最高含有点形成用Ａｌ−Ｔｉ−Ｃｒ合金と、同じく種々の成分組成をもったＴｉおよび窒素最高含有点形成用Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金を前記回転テーブルを挟んで対向配置し、さらにそれぞれ前記Ａｌ−Ｔｉ−Ｃｒ合金に比してＡｌ含有割合が低く、かつ前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金に比してＴｉ含有割合が低い中間Ａｌ／Ｔｉ／Ｃｒ合金と中間Ｔｉ／Ａｌ／Ｃｒ合金を同じく対向配置し、またボンバート洗浄用金属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ボンバート洗浄し、ついで、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−３０Ｖ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Ａｌおよび酸素最高含有点形成用Ａｌ−Ｔｉ−Ｃｒ合金、前記Ｔｉおよび窒素最高含有点形成用Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金、さらに前記中間Ａｌ／Ｔｉ／Ｃｒ合金および中間Ｔｉ／Ａｌ／Ｃｒ合金)とアノード電極との間に１５０Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、かつ装置内の反応雰囲気の圧力を３Ｐａに保持しながら、前記超硬基体が上記の相対的にＡｌ含有割合の高いＡｌ−Ｔｉ−Ｃｒ合金のカソード電極（蒸発源）に最も接近した時点での反応雰囲気を酸素導入割合が最も高く、窒素導入割合が最も低い反応雰囲気とする一方、前記超硬基体が上記の相対的にＴｉ含有割合の高いＴｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金のカソード電極に最も接近した時点での反応雰囲気を窒素導入割合が最も高く、酸素導入割合が最も低い反応雰囲気とすると共に、前記超硬基体が前記Ａｌ−Ｔｉ−Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置から上記中間Ａｌ／Ｔｉ／Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置を経て前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置に回転移動する間の反応雰囲気を、酸素導入割合が連続的に減少し、これに対応して窒素導入割合が連続的に増加する連続変化雰囲気とし、一方前記超硬基体が前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置から上記中間Ｔｉ／Ａｌ／Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置を経て前記Ａｌ−Ｔｉ−Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置に回転移動する間の反応雰囲気を、窒素導入割合が連続的に減少し、これに対応して酸素導入割合が連続的に増加する連続変化雰囲気とした条件で本発明法を実施し、もって前記超硬基体の表面に、厚さ方向に沿って表３，４に示される目標組成のＡｌおよび酸素最高含有点とＴｉおよび窒素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および酸素最高含有点から前記Ｔｉおよび窒素最高含有点、前記Ｔｉおよび窒素最高含有点から前記Ａｌおよび酸素最高含有点へＡｌと酸素およびＴｉと窒素の含有割合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に示される目標層厚の硬質被覆層を蒸着形成してな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）１〜１６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−Ｃｒ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−Ｃｒ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る条件で従来法を実施し、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，Ｃｒ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着形成してなる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、上記本発明法および従来法により得られた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、
被削材：ＪＩＳ・ＳＵＳ３１６の丸棒、
切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１．５ｍｍ、
送り：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：１０分、
の条件でのステンレス鋼の乾式連続高速切削加工試験、
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：２２０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：０．１２ｍｍ、
送り：０．２０ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：５分、
の条件でのステンレス鋼の乾式断続高速切削加工試験、さらに、
被削材：ＪＩＳ・Ｓ１５Ｃ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：１．８ｍｍ、
送り：０．３０ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：５分、
の条件での軟鋼の乾式断続高速切削加工試験を行い、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６に示した。
【００１９】
【表１】
【００２０】
【表２】
【００２１】
【表３】
【００２２】
【表４】
【００２３】
【表５】
【００２４】
【表６】
【００２５】
（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７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６０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７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。
【００２６】
ついで、これらの超硬基体（エンドミル）Ｃ−１〜Ｃ−８の表面を、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と同一の条件で本発明法を実施し、もって前記超硬基体（エンドミル）の表面に、厚さ方向に沿って表８に示される目標組成のＡｌおよび酸素最高含有点とＴｉおよび窒素最高含有点とが交互に、同じく表８に示される目標間隔で繰り返し存在し、かつ前記Ａｌおよび酸素最高含有点から前記Ｔｉおよび窒素最高含有点、前記Ｔｉおよび窒素最高含有点から前記Ａｌおよび酸素最高含有点へＡｌと酸素およびＴｉと窒素の含有割合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８に示される目標層厚の硬質被覆層を蒸着形成してなる本発明被覆超硬工具としての本発明被覆超硬エンドミル１〜８を製造した。
【００２７】
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と同一の条件で従来法を実施し、もって、表９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，Ｃｒ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着形成してなる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。
【００２８】
つぎに、上記本発明法および従来法により得られた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・ＳＵＳ３１６の板材、
切削速度：１２０ｍ／ｍｉｎ．、
軸方向切り込み：６ｍｍ、
径方向切り込み：０．６ｍｍ、
テーブル送り：３００ｍｍ／分、
の条件でのステンレス鋼の湿式高速側面切削加工試験、上記の本発明法および従来法により得られた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・Ｓ１５Ｃの板材、
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ．、
軸方向切り込み：８ｍｍ、
径方向切り込み：１ｍｍ、
テーブル送り：５４０ｍｍ／分、
の条件での軟鋼の湿式高速側面切削加工試験、本発明法および従来法により得られた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・ＳＵＳ３１６の板材、
切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ．、
軸方向切り込み：１５ｍｍ、
径方向切り込み：２ｍｍ、
テーブル送り：２７０ｍｍ／分、
の条件でのステンレス鋼の湿式高速側面切削加工試験をそれぞれ行い、いずれの湿式側面切削加工試験（水溶性切削油使用）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に至るまでの切削長を測定した。この測定結果を表８、９にそれぞれ示した。
【００２９】
【表７】
【００３０】
【表８】
【００３１】
【表９】
【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。
【００３３】
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と同一の条件で本発明法を実施し、もって前記超硬基体（ドリル）の表面に、厚さ方向に沿って表１０に示される目標組成のＡｌおよび酸素最高含有点とＴｉおよび窒素最高含有点とが交互に同じく表１０に示される目標間隔で繰り返し存在し、かつ前記Ａｌおよび酸素最高含有点から前記Ｔｉおよび窒素最高含有点、前記Ｔｉおよび窒素最高含有点から前記Ａｌおよび酸素最高含有点へＡｌと酸素およびＴｉと窒素の含有割合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１０に示される目標層厚の硬質被覆層を蒸着形成してなる本発明被覆超硬工具としての本発明被覆超硬ドリル１〜８それぞれを製造した。
【００３４】
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と同一の条件で従来法を実施し、もって、表１１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，Ｃｒ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着形成してなる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。
【００３５】
つぎに、上記本発明法および従来法により得られた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×２５０、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・Ｓ１５Ｃの板材、
切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．１２ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：８ｍｍ、
の条件での軟鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験、上記の本発明法および従来法により得られた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・ＳＵＳ３０４の板材、
切削速度：１４０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：１６ｍｍ、
の条件でのステンレス鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験、本発明法および従来法により得られた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・Ｓ１５Ｃの板材、
切削速度：１４０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：２４ｍｍ、
の条件での軟鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験、をそれぞれ行い、いずれの湿式高速高送り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１０、１１にそれぞれ示した。
【００３６】
【表１０】
【００３７】
【表１１】
【００３８】
上記の本発明法で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、並びに従来法で得られた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、Ｃｒ、酸素、および窒素の含有割合を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および酸素の最高含有点とＴｉおよび窒素の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および酸素の最高含有点から前記Ｔｉおよび窒素の最高含有点、前記Ｔｉおよび窒素の最高含有点から前記Ａｌおよび酸素の最高含有点へＡｌと酸素およびＴｉと窒素の含有割合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。
【００３９】
【発明の効果】
表３〜１１に示される結果から、上記本発明法で得られた、硬質被覆層が層厚方向に、相対的に一段とすぐれた高温硬さと耐熱性を有するＡｌおよび酸素の最高含有点と相対的にすぐれた高温強度を有するＴｉおよび窒素の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および酸素の最高含有点から前記Ｔｉおよび窒素の最高含有点、前記Ｔｉおよび窒素の最高含有点から前記Ａｌおよび酸素の最高含有点へＡｌと酸素およびＴｉと窒素の含有割合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Ａｌ−Ｔｉ−Ｃｒ酸窒化物層からなる被覆超硬工具は、いずれも粘性の高い各種のステンレス鋼や軟鋼などの難削材の切削加工を、特に高い発熱を伴う高速条件で行なった場合にも、すぐれた耐摩耗性を示し、長期に亘ってすぐれた切削性能を発揮するのに対して、上記従来法で得られた、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，Ｃｒ）Ｎ層からなる従来被覆超硬工具においては、前記の高速切削条件では、前記硬質被覆層の高温硬さおよび耐熱性不足が原因で、硬質被覆層の摩耗進行が一段と促進されるようになることから、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、この発明の方法によれば、通常の条件での切削加工は勿論のこと、特に各種のステンレス鋼や軟鋼などの難削材の切削加工を、特に高い発熱を伴う高速条件で行なった場合にも、長期に亘ってすぐれた耐摩耗性を示す被覆超硬工具を製造することができ、したがって、この結果の被覆超硬工具は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することができるものである。
【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、硬質被覆層が一段とすぐれた高温硬さと耐熱性を有し、かつ高温強度および高温耐酸化性にもすぐれ、したがって例えば粘性の高い各種のステンレス鋼や軟鋼などの難削材の切削加工を、特に高い発熱を伴う高速加工条件で行なった場合に、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（以下、被覆超硬工具という）およびその製造方法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、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、被覆超硬工具として、炭化タングステン（以下、ＷＣで示す）基超硬合金の超硬基体または炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）基サーメットの超硬基体（以下、これらの超硬基体を総称して「超硬基体」という）の表面に、
組成式：［Ｔｉ1-( Ｙ + Ｚ )ＡｌＹＣｒＺ）Ｎ］（ただし、原子比で、Ｙは０．３５〜０．６０、Ｚは０．０１〜０．１０を示す）を満足するＴｉとＡｌとＣｒの複合窒化物［以下、（Ｔｉ，Ａｌ，Ｃｒ）Ｎで示す］層からなる硬質被覆層を１〜１５μｍ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，Ｃｒ）Ｎ層がＡｌ成分による高温硬さと耐熱性、およびＴｉ成分による高温強度を有し、さらにＣｒ成分による高温耐酸化性向上効果と相俟って、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−Ｃｒ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、前記超硬基体の表面に、上記（Ｔｉ，Ａｌ，Ｃｒ）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。（例えば、特許文献１参照）。
【０００５】
【特許文献１】
特開平９−３００１０５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は強く、これに伴い、一段と高速化した条件での切削加工を強い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、これを例えば粘性の高い各種のステンレス鋼や軟鋼などの難削材の切削加工を、特に高い発熱を伴う高速条件で行なうのに用いた場合、硬質被覆層である（Ｔｉ，Ａｌ，Ｃｒ）Ｎ層が、すぐれた高温強度および高温耐酸化性を有するものの、十分な高温硬さおよび耐熱性を具備するものでないために、前記硬質被覆層の摩耗進行が一段と促進されるようになることから、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、特に上記の従来被覆超硬工具の硬質被覆層に着目し、特に粘性の高い各種のステンレス鋼や軟鋼などの難削材の高速切削で、すぐれた耐摩耗性を発揮する硬質被覆層を開発すべく、研究を行った結果、
（ａ）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物理蒸着装置に属する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含有割合の高いＡｌ−Ｔｉ−Ｃｒ合金、他方側に相対的にＴｉ含有割合の高いＴｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金をいずれもカソード電極（蒸発源）として対向配置し、さらにいずれも前記Ａｌ−Ｔｉ−Ｃｒ合金に比してＡｌ含有割合が低く、かつ前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金に比してＴｉ含有割合が低い中間Ａｌ／Ｔｉ／Ｃｒ合金と中間Ｔｉ／Ａｌ／Ｃｒ合金を同じくカソード電極（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、前記回転テーブルの中心軸から半径方向に離れた位置に偏心して前記超硬基体を装着し、
この状態で装置内の反応雰囲気を酸素と窒素の混合雰囲気とするが、前記酸素と窒素の装置内への相対導入割合を上記超硬基体の回転移動位置に対応して調整して、前記超硬基体が上記の相対的にＡｌ含有割合の高いＡｌ−Ｔｉ−Ｃｒ合金のカソード電極に最も接近した時点での反応雰囲気を酸素導入割合が最も高く、窒素導入割合が最も低い、望ましくは酸素の相対導入割合が９０〜９７容量％で、残りが窒素からなる反応雰囲気とする一方、前記超硬基体が上記の相対的にＴｉ含有割合の高いＴｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金のカソード電極に最も接近した時点での反応雰囲気を窒素導入割合が最も高く、酸素導入割合が最も低い、望ましくは窒素の相対導入割合が９０〜９７容量％で、残りが酸素からなる反応雰囲気とすると共に、前記超硬基体が前記Ａｌ−Ｔｉ−Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置から上記中間Ａｌ／Ｔｉ／Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置を経て前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置に回転移動する間の反応雰囲気を、酸素の導入割合を連続的に減少させ、これに対応して窒素の導入割合を連続的に増加させる連続変化雰囲気とし、一方前記超硬基体が前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置から上記中間Ｔｉ／Ａｌ／Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置を経て前記Ａｌ−Ｔｉ−Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置に回転移動する間の反応雰囲気を、窒素の導入割合を連続的に減少させ、これに対応して酸素の導入割合を連続的に増加させる連続変化雰囲気とし、
上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前記超硬基体自体も自転させながら、前記のそれぞれのカソード電極（蒸発源）とアノード電極との間にアーク放電を発生させる条件で、
ＡｌとＴｉとＣｒの複合酸窒化物（以下、Ａｌ−Ｔｉ−Ｃｒ酸窒化物という）層を形成すると、
上記超硬基体の表面には、回転テーブル上の中心軸から半径方向に離れた位置に偏心して配置された前記超硬基体が上記の一方側の相対的にＡｌ含有量の高いＡｌ−Ｔｉ−Ｃｒ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および酸素の最高含有点が形成され、また前記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Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金のカソード電極に最も接近した時点で層中にＴｉおよび窒素の最高含有点が形成されることから、上記回転テーブルの回転によって層中には厚さ方向にそって前記Ａｌおよび酸素の最高含有点とＴｉおよび窒素の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および酸素の最高含有点から前記Ｔｉおよび窒素の最高含有点、前記Ｔｉおよび窒素の最高含有点から前記Ａｌおよび酸素の最高含有点へＡｌと酸素およびＴｉと窒素の含有割合がそれぞれ連続的に変化する成分濃度分布構造をもったＡｌ−Ｔｉ−Ｃｒ酸窒化物層からなる硬質被覆層が形成されるようになること。
【０００８】
（ｂ）上記（ａ）の繰り返し連続変化成分濃度分布構造のＡｌ−Ｔｉ−Ｃｒ酸窒化物層の形成に際して、例えば対向配置のカソード電極（蒸発源）のそれぞれの組成、並びに装置内で連続変化する反応雰囲気の組成、すなわち酸素と窒素の相互導入割合を調製すると共に、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および酸素の最高含有点が、
組成式：（Ａｌ1-( Ｘ + Ｚ )ＴｉＸＣｒＺ）Ｏ1-DＮD（ただし、原子比で、Ｘは０．１０〜０．２５、Ｚは０．０１〜０．１０、Ｄは０．０２〜０．１０）、
上記Ｔｉおよび窒素の最高含有点が、
組成式：（Ｔｉ1-( Ｙ + Ｚ )ＡｌＹＣｒＺ）Ｎ1-EＯE（ただし、原子比で、Ｙは０．３５〜０．６０、Ｚは０．０１〜０．１０、Ｅは０．０２〜０．１０）、
を満足し、かつ隣り合う上記Ａｌおよび酸素の最高含有点と上記Ｔｉおよび窒素の最高含有点の間隔を、０．０１〜０．１μmとすると、
上記Ａｌおよび酸素の最高含有点部分では、高含有のＡｌと酸素の作用で、Ｃｒによる高温耐酸化性向上効果と相俟って、一段とすぐれた高温硬さと耐熱性を示し、一方上記Ｔｉおよび窒素の最高含有点部分では、上記の従来（Ｔｉ，Ａｌ，Ｃｒ）Ｎ層におけるＴｉおよび窒素の含有割合と同等の相対的に高含有のＴｉおよび窒素含有となることから、前記従来（Ｔｉ，Ａｌ，Ｃｒ）Ｎ層の具備する高温強度と同等の相対的にすぐれた高温強度が確保され、かつこれらＡｌおよび酸素の最高含有点と上記Ｔｉおよび窒素の最高含有点の間隔をきわめて小さくしたので、層全体の特性として一段とすぐれた高温硬さと耐熱性、さらにすぐれた高温強度も具備するようになり、また前記両点間でＡｌと酸素およびＴｉと窒素の含有割合がそれぞれ連続的に変化（成分濃度分布構造）することにより、硬質被覆層内には層界面が存在しないことになり、したがって、かかる構成のＡｌ−Ｔｉ−Ｃｒ酸窒化物層を硬質被覆層として形成してなる被覆超硬工具は、特に粘性の高い各種のステンレス鋼や軟鋼などの難削材の高い発熱を伴なう高速切削で、硬質被覆層が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、
（１）超硬基体の表面に、Ａｌ−Ｔｉ−Ｃｒ酸窒化物層からなる硬質被覆層を１〜１５μｍの平均層厚で物理蒸着してなる被覆超硬工具にして、前記硬質被覆層を、層厚方向にそって、Ａｌおよび酸素の最高含有点とＴｉおよび窒素の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および酸素の最高含有点から前記Ｔｉおよび窒素の最高含有点、前記Ｔｉおよび窒素の最高含有点から前記Ａｌおよび酸素の最高含有点へＡｌと酸素およびＴｉと窒素の含有割合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および酸素の最高含有点が、
組成式：（Ａｌ1-( Ｘ + Ｚ )ＴｉＸＣｒＺ）Ｏ1-DＮD（ただし、原子比で、Ｘは０．１０〜０．２５、Ｚは０．０１〜０．１０、Ｄは０．０２〜０．１０）、
上記Ｔｉおよび窒素の最高含有点が、
組成式：（Ｔｉ1-( Ｙ + Ｚ )ＡｌＹＣｒＺ）Ｎ1-EＯE（ただし、原子比で、Ｙは０．３５〜０．６０、Ｚは０．０１〜０．１０、Ｅは０．０２〜０．１０）、
を満足し、かつ隣り合う上記Ａｌおよび酸素の最高含有点と上記Ｔｉおよび窒素の最高含有点の間隔が、０．０１〜０．１μmである、
硬質被覆層で構成してなる、高速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。
（２）（ａ）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、前記回転テーブルの中心軸から半径方向に離れた位置に偏心して超硬基体を自転自在に装着し、
（ｂ）また、上記回転テーブルを挟んで、いずれもカソード電極（蒸発源）として、相対的にＡｌ含有割合の高いＡｌ−Ｔｉ−Ｃｒ合金と、相対的にＴｉ含有割合の高いＴｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金を対向配置すると共に、それぞれ前記Ａｌ−Ｔｉ−Ｃｒ合金に比してＡｌ含有割合が低く、かつ前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金に比してＴｉ含有割合が低い中間Ａｌ／Ｔｉ／Ｃｒ合金と中間Ｔｉ／Ａｌ／Ｃｒ合金を同じく対向配置し、
（ｃ）上記回転テーブルを挟んで対向配置した上記のカソード電極と、前記カソード電極のそれぞれに並設されたアノード電極との間にアーク放電を発生させ、
（ｄ）上記アークイオンプレーティング装置内の反応雰囲気を酸素と窒素の混合雰囲気とするが、前記装置内への酸素と窒素の相対導入割合を上記超硬基体の回転移動位置に対応して調整して、前記超硬基体が上記の相対的にＡｌ含有割合の高いＡｌ−Ｔｉ−Ｃｒ合金のカソード電極に最も接近した時点での反応雰囲気を酸素導入割合が最も高く、窒素導入割合が最も低い反応雰囲気とする一方、前記超硬基体が上記の相対的にＴｉ含有割合の高いＴｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金のカソード電極に最も接近した時点での反応雰囲気を窒素導入割合が最も高く、酸素導入割合が最も低い反応雰囲気とすると共に、前記超硬基体が前記Ａｌ−Ｔｉ−Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置から上記中間Ａｌ／Ｔｉ／Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置を経て前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置に回転移動する間の反応雰囲気を、酸素導入割合が連続的に減少し、これに対応して窒素導入割合が連続的に増加する連続変化雰囲気とし、一方前記超硬基体が前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置から上記中間Ｔｉ／Ａｌ／Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置を経て前記Ａｌ−Ｔｉ−Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置に回転移動する間の反応雰囲気を、窒素導入割合が連続的に減少し、これに対応して酸素導入割合が連続的に増加する連続変化雰囲気とし、もって、上記回転テーブル上で自転しながら偏心回転する上記超硬基体の表面に、Ａｌ−Ｔｉ−Ｃｒ酸窒化物層からなる硬質被覆層を物理蒸着すること、
以上（ａ）〜（ｅ）の工程により高速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を製造する方法。
以上（１）および（２）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、硬質被覆層であるＡｌ−Ｔｉ−Ｃｒ酸窒化物層の構成を上記の通りに限定した理由を説明する。
（ａ）Ａｌおよび酸素の最高含有点
上記Ａｌ−Ｔｉ−Ｃｒ酸窒化物層において、Ａｌおよび酸素の最高含有点部分では高含有のＡｌと酸素の作用で一段とすぐれた高温硬さと耐熱性を示し、一方Ｔｉおよび窒素の最高含有点部分では、相対的に高い含有割合のＴｉ成分と窒素の作用ですぐれた高温強度を示し、したがってＡｌおよび酸素の最高含有点では、ＴｉのＡｌおよびＣｒとの合量に占める含有割合を示すＸ値が、原子比で０．１０未満になったり、窒素の酸素との合量に占める含有割合を示すＤ値が、同じく原子比で（以下、同じ）０．０２未満になったりすると、Ａｌや酸素の割合が多くなり過ぎて、すぐれた高温強度を有するＴｉと窒素の最高含有点が隣接して存在しても層自体の高温強度はきわめて低いものとなり、この結果チッピングなどが発生し易くなり、一方同Ｘ値が０．２５を越えたり、同Ｄ値が０．１０を越えたりすると、高温硬さおよび耐熱性が急激に低下し、摩耗促進の原因となり、またＣｒ成分のＡｌとＴｉの合量に占める割合を示すＺ値が０．０１未満では高温耐酸化性に所望の向上効果が得られず、同Ｚ値が０．１０を越えると高温強度が低下するようになることから、Ｔｉの含有割合を示すＸ値を０．１０〜０．２５、Ｃｒの含有割合を示すＺ値を０．０１〜０．１０、および窒素の含有割合を示すＤ値を０．０２〜０．１０と定めた。
【００１１】
（ｂ）Ｔｉおよび窒素の最高含有点
上記の通りＡｌおよび酸素の最高含有点は一段とすぐれた高温硬さと耐熱性を有するが、反面高温強度の低いものであるため、このＡｌおよび酸素の最高含有点の高温強度不足を補う目的で、相対的にすぐれた高温強度を有するＴｉおよび窒素の最高含有点を厚さ方向に交互に介在させるものである。しかし、ＡｌのＴｉとＣｒの合量に占める含有割合を示すＹ値が０．３５未満では、所望の高温硬さおよび耐熱性を確保することができず、この結果硬質被覆層の摩耗進行が一段と促進するようになり、また同Ｘ値が０．６０を越えると、高温強度が急激に低下し、硬質被覆層にチッピングが発生し易くなり、一方酸素の窒素との合量に占める含有割合を示すＥ値が０．０２未満になると、Ｔｉおよび窒素の最高含有点の高温硬さおよび耐熱性が急激に低下し、これが摩耗促進の原因となり、また同Ｅ値が０．１０を越えると、高温強度が急激に低下し、これがチッピング発生の原因となることから、Ａｌの含有割合を示すＹ値を０．３５〜０．６０、酸素の含有割合を示すＥ値を０．０２〜０．１０と定めた。
また、Ｃｒ成分は上記のＡｌおよび酸素の最高含有点におけると同じく高温耐酸化性を向上させるが、その含有割合を示すＺ値も同じ理由で０．０１〜０．１０と定めた。
【００１２】
（ｃ）Ａｌおよび酸素の最高含有点とＴｉおよび窒素の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すぐれた高温硬さおよび耐熱性、さらに高温強度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および酸素の最高含有点であれば高温強度不足、Ｔｉおよび窒素の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、これが原因で切刃部にチッピングが発生し易くなったり、摩耗進行が一段と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１５μｍを越えると、切刃部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１〜１５μｍ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およびその製造方法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６０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：１４２０℃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すことにより、ＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０４１２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６０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：１５２０℃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すことにより、ＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０４１２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、前記回転テーブルの中心軸から半径方向に離れた位置に偏心して自転自在に装着し、いずれもカソード電極（蒸発源）として、種々の成分組成をもったＡｌおよび酸素最高含有点形成用Ａｌ−Ｔｉ−Ｃｒ合金と、同じく種々の成分組成をもったＴｉおよび窒素最高含有点形成用Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金を前記回転テーブルを挟んで対向配置し、さらにそれぞれ前記Ａｌ−Ｔｉ−Ｃｒ合金に比してＡｌ含有割合が低く、かつ前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金に比してＴｉ含有割合が低い中間Ａｌ／Ｔｉ／Ｃｒ合金と中間Ｔｉ／Ａｌ／Ｃｒ合金を同じく対向配置し、またボンバート洗浄用金属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ボンバート洗浄し、ついで、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−３０Ｖ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Ａｌおよび酸素最高含有点形成用Ａｌ−Ｔｉ−Ｃｒ合金、前記Ｔｉおよび窒素最高含有点形成用Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金、さらに前記中間Ａｌ／Ｔｉ／Ｃｒ合金および中間Ｔｉ／Ａｌ／Ｃｒ合金)とアノード電極との間に１５０Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、かつ装置内の反応雰囲気の圧力を３Ｐａに保持しながら、前記超硬基体が上記の相対的にＡｌ含有割合の高いＡｌ−Ｔｉ−Ｃｒ合金のカソード電極（蒸発源）に最も接近した時点での反応雰囲気を酸素導入割合が最も高く、窒素導入割合が最も低い反応雰囲気とする一方、前記超硬基体が上記の相対的にＴｉ含有割合の高いＴｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金のカソード電極に最も接近した時点での反応雰囲気を窒素導入割合が最も高く、酸素導入割合が最も低い反応雰囲気とすると共に、前記超硬基体が前記Ａｌ−Ｔｉ−Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置から上記中間Ａｌ／Ｔｉ／Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置を経て前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置に回転移動する間の反応雰囲気を、酸素導入割合が連続的に減少し、これに対応して窒素導入割合が連続的に増加する連続変化雰囲気とし、一方前記超硬基体が前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置から上記中間Ｔｉ／Ａｌ／Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置を経て前記Ａｌ−Ｔｉ−Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置に回転移動する間の反応雰囲気を、窒素導入割合が連続的に減少し、これに対応して酸素導入割合が連続的に増加する連続変化雰囲気とした条件で本発明法を実施し、もって前記超硬基体の表面に、厚さ方向に沿って表３，４に示される目標組成のＡｌおよび酸素最高含有点とＴｉおよび窒素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および酸素最高含有点から前記Ｔｉおよび窒素最高含有点、前記Ｔｉおよび窒素最高含有点から前記Ａｌおよび酸素最高含有点へＡｌと酸素およびＴｉと窒素の含有割合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に示される目標層厚の硬質被覆層を蒸着形成してな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）１〜１６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−Ｃｒ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−Ｃｒ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る条件で従来法を実施し、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，Ｃｒ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着形成してなる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、上記本発明法および従来法により得られた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、
被削材：ＪＩＳ・ＳＵＳ３１６の丸棒、
切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１．５ｍｍ、
送り：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：１０分、
の条件でのステンレス鋼の乾式連続高速切削加工試験、
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：２２０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：０．１２ｍｍ、
送り：０．２０ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：５分、
の条件でのステンレス鋼の乾式断続高速切削加工試験、さらに、
被削材：ＪＩＳ・Ｓ１５Ｃ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：１．８ｍｍ、
送り：０．３０ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：５分、
の条件での軟鋼の乾式断続高速切削加工試験を行い、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６に示した。
【００１９】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【表５】
【表６】
（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７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６０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７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。
【００２６】
ついで、これらの超硬基体（エンドミル）Ｃ−１〜Ｃ−８の表面を、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と同一の条件で本発明法を実施し、もって前記超硬基体（エンドミル）の表面に、厚さ方向に沿って表８に示される目標組成のＡｌおよび酸素最高含有点とＴｉおよび窒素最高含有点とが交互に、同じく表８に示される目標間隔で繰り返し存在し、かつ前記Ａｌおよび酸素最高含有点から前記Ｔｉおよび窒素最高含有点、前記Ｔｉおよび窒素最高含有点から前記Ａｌおよび酸素最高含有点へＡｌと酸素およびＴｉと窒素の含有割合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８に示される目標層厚の硬質被覆層を蒸着形成してなる本発明被覆超硬工具としての本発明被覆超硬エンドミル１〜８を製造した。
【００２７】
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と同一の条件で従来法を実施し、もって、表９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，Ｃｒ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着形成してなる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。
【００２８】
つぎに、上記本発明法および従来法により得られた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・ＳＵＳ３１６の板材、
切削速度：１２０ｍ／ｍｉｎ．、
軸方向切り込み：６ｍｍ、
径方向切り込み：０．６ｍｍ、
テーブル送り：３００ｍｍ／分、
の条件でのステンレス鋼の湿式高速側面切削加工試験、上記の本発明法および従来法により得られた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・Ｓ１５Ｃの板材、
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ．、
軸方向切り込み：８ｍｍ、
径方向切り込み：１ｍｍ、
テーブル送り：５４０ｍｍ／分、
の条件での軟鋼の湿式高速側面切削加工試験、本発明法および従来法により得られた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・ＳＵＳ３１６の板材、
切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ．、
軸方向切り込み：１５ｍｍ、
径方向切り込み：２ｍｍ、
テーブル送り：２７０ｍｍ／分、
の条件でのステンレス鋼の湿式高速側面切削加工試験をそれぞれ行い、いずれの湿式側面切削加工試験（水溶性切削油使用）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に至るまでの切削長を測定した。この測定結果を表８、９にそれぞれ示した。
【００２９】
【表７】
【表８】
【表９】
（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。
【００３３】
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と同一の条件で本発明法を実施し、もって前記超硬基体（ドリル）の表面に、厚さ方向に沿って表１０に示される目標組成のＡｌおよび酸素最高含有点とＴｉおよび窒素最高含有点とが交互に同じく表１０に示される目標間隔で繰り返し存在し、かつ前記Ａｌおよび酸素最高含有点から前記Ｔｉおよび窒素最高含有点、前記Ｔｉおよび窒素最高含有点から前記Ａｌおよび酸素最高含有点へＡｌと酸素およびＴｉと窒素の含有割合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１０に示される目標層厚の硬質被覆層を蒸着形成してなる本発明被覆超硬工具としての本発明被覆超硬ドリル１〜８それぞれを製造した。
【００３４】
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と同一の条件で従来法を実施し、もって、表１１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，Ｃｒ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着形成してなる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。
【００３５】
つぎに、上記本発明法および従来法により得られた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×２５０、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・Ｓ１５Ｃの板材、
切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．１２ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：８ｍｍ、
の条件での軟鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験、上記の本発明法および従来法により得られた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・ＳＵＳ３０４の板材、
切削速度：１４０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：１６ｍｍ、
の条件でのステンレス鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験、本発明法および従来法により得られた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・Ｓ１５Ｃの板材、
切削速度：１４０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：２４ｍｍ、
の条件での軟鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験、をそれぞれ行い、いずれの湿式高速高送り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１０、１１にそれぞれ示した。
【００３６】
【表１０】
【表１１】
上記の本発明法で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、並びに従来法で得られた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、Ｃｒ、酸素、および窒素の含有割合を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および酸素の最高含有点とＴｉおよび窒素の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および酸素の最高含有点から前記Ｔｉおよび窒素の最高含有点、前記Ｔｉおよび窒素の最高含有点から前記Ａｌおよび酸素の最高含有点へＡｌと酸素およびＴｉと窒素の含有割合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。
【００３９】
【発明の効果】
表３〜１１に示される結果から、上記本発明法で得られた、硬質被覆層が層厚方向に、相対的に一段とすぐれた高温硬さと耐熱性を有するＡｌおよび酸素の最高含有点と相対的にすぐれた高温強度を有するＴｉおよび窒素の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および酸素の最高含有点から前記Ｔｉおよび窒素の最高含有点、前記Ｔｉおよび窒素の最高含有点から前記Ａｌおよび酸素の最高含有点へＡｌと酸素およびＴｉと窒素の含有割合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Ａｌ−Ｔｉ−Ｃｒ酸窒化物層からなる被覆超硬工具は、いずれも粘性の高い各種のステンレス鋼や軟鋼などの難削材の切削加工を、特に高い発熱を伴う高速条件で行なった場合にも、すぐれた耐摩耗性を示し、長期に亘ってすぐれた切削性能を発揮するのに対して、上記従来法で得られた、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，Ｃｒ）Ｎ層からなる従来被覆超硬工具においては、前記の高速切削条件では、前記硬質被覆層の高温硬さおよび耐熱性不足が原因で、硬質被覆層の摩耗進行が一段と促進されるようになることから、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、この発明の方法によれば、通常の条件での切削加工は勿論のこと、特に各種のステンレス鋼や軟鋼などの難削材の切削加工を、特に高い発熱を伴う高速条件で行なった場合にも、長期に亘ってすぐれた耐摩耗性を示す被覆超硬工具を製造することができ、したがって、この結果の被覆超硬工具は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することができるものである。
【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 (2)
- 炭化タングステン基超硬合金または炭窒化チタン系サーメットからなる超硬基体の表面に、ＡｌとＴｉとＣｒの複合酸窒化物層からなる硬質被覆層を１〜１５μｍの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して、前記硬質被覆層を厚方向にそって、Ａｌおよび酸素の最高含有点とＴｉおよび窒素の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および酸素の最高含有点から前記Ｔｉおよび窒素の最高含有点、前記Ｔｉおよび窒素の最高含有点から前記Ａｌおよび酸素の最高含有点へＡｌと酸素およびＴｉと窒素の含有割合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および酸素の最高含有点が、
組成式：（Ａｌ1-( Ｘ + Ｚ )ＴｉＸＣｒＺ）Ｏ1-DＮD（ただし、原子比で、Ｘは０．１０〜０．２５、Ｚは０．０１〜０．１０、Ｄは０．０２〜０．１０）、
上記Ｔｉおよび窒素の最高含有点が、
組成式：（Ｔｉ1-( Ｙ + Ｚ )ＡｌＹＣｒＺ）Ｎ1-EＯE（ただし、原子比で、Ｙは０．３５〜０．６０、Ｚは０．０１〜０．１０、Ｅは０．０２〜０．１０）、
を満足し、かつ隣り合う上記Ａｌおよび酸素の最高含有点と上記Ｔｉおよび窒素の最高含有点の間隔が、０．０１〜０．１μmである、
硬質被覆層で構成したことを特徴とする高速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。 - （ａ）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、前記回転テーブルの中心軸から半径方向に離れた位置に偏心して炭化タングステン基超硬合金の超硬基体および／または炭窒化チタン系サーメットの超硬基体を自転自在に装着し、
（ｂ）また、上記回転テーブルを挟んで、いずれもカソード電極（蒸発源）として、相対的にＡｌ含有割合の高いＡｌ−Ｔｉ−Ｃｒ合金と、相対的にＴｉ含有割合の高いＴｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金を対向配置すると共に、それぞれ前記Ａｌ−Ｔｉ−Ｃｒ合金に比してＡｌ含有割合が低く、かつ前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金に比してＴｉ含有割合が低い中間Ａｌ／Ｔｉ／Ｃｒ合金および中間Ｔｉ／Ａｌ／Ｃｒ合金を同じく対向配置し、
（ｃ）上記回転テーブルを挟んで対向配置した上記のカソード電極と、前記カソード電極のそれぞれに並設されたアノード電極との間にアーク放電を発生させ、
（ｄ）上記アークイオンプレーティング装置内の反応雰囲気を酸素と窒素の混合雰囲気とするが、前記装置内への酸素と窒素の相対導入割合を上記超硬基体の回転移動位置に対応して調整して、前記超硬基体が上記の相対的にＡｌ含有量の高いＡｌ−Ｔｉ−Ｃｒ合金のカソード電極に最も接近した時点での反応雰囲気を酸素導入割合が最も高く、窒素導入割合が最も低い反応雰囲気とする一方、前記超硬基体が上記の相対的にＴｉ含有量の高いＴｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金のカソード電極に最も接近した時点での反応雰囲気を窒素導入割合が最も高く、酸素導入割合が最も低い反応雰囲気とすると共に、前記超硬基体が前記Ａｌ−Ｔｉ−Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置から上記中間Ａｌ／Ｔｉ／Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置を経て前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置に回転移動する間の反応雰囲気を、酸素導入割合が連続的に減少し、これに対応して窒素導入割合が連続的に増加する連続変化雰囲気とし、一方前記超硬基体が前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置から上記中間Ｔｉ／Ａｌ／Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置を経て前記Ａｌ−Ｔｉ−Ｃｒ合金のカソード電極最接近位置に回転移動する間の反応雰囲気を、窒素導入割合が連続的に減少し、これに対応して酸素導入割合が連続的に増加する連続変化雰囲気とし、
（ｅ）もって、上記回転テーブル上で自転しながら偏心回転する上記超硬基体の表面に、層厚方向にそって、Ａｌおよび酸素の最高含有点とＴｉおよび窒素の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および酸素の最高含有点から前記Ｔｉおよび窒素の最高含有点、前記Ｔｉおよび窒素の最高含有点から前記Ａｌおよび酸素の最高含有点へＡｌと酸素およびＴｉと窒素の含有割合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ＡｌとＴｉとＣｒの複合酸窒化物層からなる硬質被覆層を物理蒸着すること、
以上（ａ）〜（ｅ）からなることを特徴とする高速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の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003139948A JP4120467B2 (ja) | 2003-05-19 | 2003-05-19 | 高速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およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003139948A JP4120467B2 (ja) | 2003-05-19 | 2003-05-19 | 高速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およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2004338060A JP2004338060A (ja) | 2004-12-02 |
| JP4120467B2 true JP4120467B2 (ja) | 2008-07-16 |
Family
ID=33528813
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2003139948A Expired - Fee Related JP4120467B2 (ja) | 2003-05-19 | 2003-05-19 | 高速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およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4120467B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5315533B2 (ja) * | 2011-02-16 | 2013-10-16 | 住友電工ハードメタル株式会社 | 表面被覆切削工具 |
| JP5315532B2 (ja) * | 2011-02-16 | 2013-10-16 | 住友電工ハードメタル株式会社 | 表面被覆切削工具 |
| JPWO2017094440A1 (ja) * | 2015-12-02 | 2018-04-12 | 三菱日立ツール株式会社 | 硬質皮膜、硬質皮膜被覆部材及びその製造方法、及び硬質皮膜の製造に用いるターゲット及びその製造方法 |
| CN105970163A (zh) * | 2016-06-24 | 2016-09-28 | 李晓马 | 一种不锈钢真空多弧离子镀膜卧式炉专用转架 |
-
2003
- 2003-05-19 JP JP2003139948A patent/JP4120467B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2004338060A (ja) | 2004-12-02 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4120467B2 (ja) | 高速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およびその製造方法 | |
| JP4367032B2 (ja) | 高速切削加工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 | |
| JP3985227B2 (ja) | 高速重切削条件で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 | |
| JP4244377B2 (ja) | 高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆サーメット製切削工具 | |
| JP4150914B2 (ja) | 高速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およびその製造方法 | |
| JP4150913B2 (ja) | 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およびその製造方法 | |
| JP4120442B2 (ja) | 高速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およびその製造方法 | |
| JP3969260B2 (ja) | 高速重切削条件で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 | |
| JP4244379B2 (ja) | 高速切削加工で表面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 | |
| JP4211508B2 (ja) | 難削材の高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆サーメット製切削工具 | |
| JP4120458B2 (ja) | 高速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およびその製造方法 | |
| JP4366987B2 (ja) | 高速重切削条件で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 | |
| JP4120456B2 (ja) | 高速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およびその製造方法 | |
| JP4193110B2 (ja) | 高速切削条件ですぐれた耐摩耗性を発揮する硬質被覆層を切削工具表面に形成する方法 | |
| JP4211500B2 (ja) | 高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆サーメット製切削工具 | |
| JP3962913B2 (ja) | 高速切削加工ですぐれた耐摩耗性を発揮する硬質被覆層を切削工具表面に形成する方法 | |
| JP4120499B2 (ja) | 高速切削加工で表面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 | |
| JP4150916B2 (ja) | 高速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およびその製造方法 | |
| JP4150915B2 (ja) | 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およびその製造方法 | |
| JP4029331B2 (ja) | 高速重切削条件で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆サーメット製切削工具 | |
| JP4485146B2 (ja) | 高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆サーメット製切削工具 | |
| JP4379907B2 (ja) | 高速重切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 | |
| JP3981973B2 (ja) | 難削材の重切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 | |
| JP4379911B2 (ja) | 高速切削加工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 | |
| JP4379908B2 (ja) | 高速重切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20060512 |
|
| A711 | Notification of change in applicant |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A712 Effective date: 20071226 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20080401 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20080414 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110509 Year of fee payment: 3 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110509 Year of fee payment: 3 |
|
| S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110509 Year of fee payment: 3 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110509 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120509 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120509 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130509 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130509 Year of fee payment: 5 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |