JP4120500B2 - 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 - Google Patents
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 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、表面被覆層が、すぐれた高温硬さおよび耐熱性を有する耐摩耗硬質層と、すぐれた高温耐酸化性を有する表面層によって構成され、したがって特に各種の鋼や鋳鉄などの高熱発生を伴う高速切削加工で、長期に亘って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、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）基超硬合金または炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）基サーメットで構成された超硬基体の表面に、
組成式：（Ａｌ1-X ＴｉX ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．３５〜０．６０を示す）、
を満足するＡｌとＴｉの複合窒化物［以下、（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎで示す］層からなる耐摩耗硬質層を表面被覆層として０．５〜１０μｍの平均層厚で物理蒸着してなる被覆超硬工具が知られており、前記（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層が、構成成分であるＡｌによって高温硬さと耐熱性、同Ｔｉによって高温強度を具備することから、前記被覆超硬工具を各種の鋼や鋳鉄などの連続切削や断続切削加工に用いた場合にすぐれた切削性能を発揮す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Ａｌ−Ｔｉ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（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる耐摩耗硬質層を表面被覆層として蒸着することにより製造されることも知られている（例えば特許文献１参照）。
【０００５】
【特許文献１】
特許第２６４４７１０号明細書
【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、切削加工は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、これを通常の切削加工条件で用いた場合には問題はないが、これを高い発熱を伴う高速切削条件で用いた場合、耐摩耗硬質層の摩耗進行が著しく促進す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、特に高速切削加工で耐摩耗硬質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耐摩耗硬質層からなる表面被覆層に着目し、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（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎからなる耐摩耗硬質層は、層厚全体に亘って均質な高温硬さと耐熱性、および高温強度を有するが、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（以下、ＡＩＰ装置と略記する）とスパッタリング装置（以下、ＳＰ装置と略記する）が共存の蒸着装置、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、一方側に上記の従来（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層の形成にカソード電極（蒸発源）として用いられたＡｌ−Ｔｉ合金に相当する相対的にＴｉ含有量の高いＡｌ−Ｔｉ合金、他方側に相対的にＴｉ含有量の低いＡｌ−Ｔｉ合金をいずれもカソード電極（蒸発源）として対向配置した蒸着装置を用い、この装置の前記回転テーブル上の中心軸から半径方向に所定距離離れた位置に外周部に沿って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、蒸着形成される耐摩耗硬質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（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層を形成すると、この結果の（Ａｌ，Ｔｉ）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Ｔｉ含有量の高いＡｌ−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最低含有点が形成され、また前記超硬基体が上記の他方側の相対的にＴｉ含有量の低いＡｌ−Ｔｉ合金のカソード電極に最も接近した時点で層中にＡｌ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最低含有点とＡｌ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最低含有点から前記Ａｌ最高含有点、前記Ａｌ最高含有点から前記Ａｌ最低含有点へＡｌおよびＴｉ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（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層において、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最低含有点が、組成式：（Ａｌ1-X ＴｉX ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．３５〜０．６０を示す）、
上記Ａｌ最高含有点が、組成式：（Ａｌ1-Y ＴｉY ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｙは０．０５〜０．３０を示す）、
をそれぞれ満足し、かつ隣り合う上記Ａｌ最低含有点とＡｌ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（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層に比してＡｌ含有割合が相対的に高くなることから、より一段とすぐれた高温硬さと耐熱性を示し、一方上記Ａｌ最低含有点部分は、上記従来（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層と同等の組成、すなわち前記Ａｌ最高含有点部分に比して相対的にＡｌ含有量が低く、Ｔｉ含有割合の高い組成をもつので、高い高温強度を保持し、かつこれらＡｌ最低含有点とＡｌ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い高温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ること。
【０００９】
（Ｃ）さらに、上記（Ａ）および（Ｂ）の繰り返し連続変化成分濃度分布構造の（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層を０．５〜１０μｍの平均層厚で耐摩耗硬質層として蒸着形成し、ついで、同じく図１の蒸着装置におけるＳＰ装置を用い、Ａｒ(アルゴン)ガス雰囲気中で、同じくカソード電極（蒸発源）として配置したＣｒ硼化物（以下、ＣｒＢ２で示す）合金のスパッタリングを行い、前記（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層に重ねて表面層として０．５〜５μｍの平均層厚でＣｒＢ２層を蒸着形成すると、この結果の被覆超硬工具は、特に高熱発生を伴なう高速切削で、上記従来（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層に比して一段とすぐれた高温硬さと耐熱性を有する上記繰り返し連続変化成分濃度分布構造の（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる耐摩耗硬質層が、すぐれた高温耐酸化性を有する前記ＣｒＢ２層からなる表面層によって切削時の高温酸化雰囲気から保護され、摩耗促進の原因となる雰囲気酸化が著しく抑制されることから、長期に亘ってすぐれた耐摩耗性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。
【００１０】
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、ＡＩＰ装置とＳＰ装置を備え、装置中央部に超硬基体装着用回転テーブルを設けた蒸着装置を用い、
（ａ）上記回転テーブルを挟んで、上記ＡＩＰ装置のカソード電極（蒸発源）を両側に対向配置し、一方側のカソード電極（蒸発源）としてＡｌ最高含有点形成用Ａｌ−Ｔｉ合金、他方側のカソード電極（蒸発源）としてＡｌ最低含有点形成用Ａｌ−Ｔｉ合金をそれぞれ配置し、前記回転テーブル上の中心軸から半径方向に所定距離離れた位置にテーブルの外周部に沿って複数の超硬基体をリング状に装着し、この状態で蒸着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、前記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蒸着してなる、０．５〜１０μｍの平均層厚を有し、
層厚方向にそって、Ａｌ最高含有点とＡｌ最低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Ａｌ最低含有点、前記Ａｌ最低含有点から前記Ａｌ最高含有点へＡｌおよびＴｉ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最低含有点が、組成式：（Ａｌ1- ＸＴｉＸ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．３５〜０．６０を示す）、
上記Ａｌ最高含有点が、組成式：（Ａｌ1- ＹＴｉＹ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｙは０．０５〜０．３０を示す）、
をそれぞれ満足し、かつ隣り合う上記Ａｌ最低含有点とＡｌ最高含有点の間隔が、０．０１〜０．１μmである、（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる耐摩耗硬質層、
（ｂ）蒸着装置内雰囲気をＡｒガス雰囲気として上記回転テーブルを回転させると共に、前記回転テーブル上に同じくリング状に装着した上記超硬基体自体も自転させながら、前記回転テーブルに面して配置した上記ＳＰ装置のカソード電極（蒸発源）であるＣｒＢ ２ 合金とアノード電極との間でスパッタリングを行い、前記回転テーブル上の前記超硬基体表面に蒸着形成した上記耐摩耗硬質層に重ねて蒸着してなる、０．５〜５μｍの平均層厚を有するＣｒＢ２層からなる表面層、
以上（ａ）および（ｂ）からなる表面被覆層を蒸着形成してなる、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被覆超硬工具に特徴を有するものである。
【００１１】
つぎに、この発明の被覆超硬工具において、これを構成する表面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）耐摩耗硬質層におけるＡｌ最高含有点の組成
Ａｌ最高含有点の（Ａｌ，Ｔｉ）ＮにおけるＡｌ成分には高温硬さと耐熱性を向上させ、一方同Ｔｉ成分には、高温強度を向上させる作用があるので、前記Ａｌ最高含有点では相対的にＴｉ含有量を低くし、Ａｌ含有量を高くして、高熱発生を伴う高速切削に適応するすぐれた高温硬さと耐熱性を具備せしめたものであるが、Ｔｉの割合を示すＹ値がＡｌとの合量に占める割合（原子比、以下同じ）で０．０５未満になると、相対的にＡｌの割合が多くなり過ぎて、高い高温強度を有するＡｌ最低含有点が隣接して存在しても層自体の高温強度の低下は避けられず、この結果チッピングなどが発生し易くなり、一方Ｔｉの割合を示すＹ値が同０．３０を越えると、相対的にＡｌの割合が少なくなり過ぎて、高速切削に要求されるすぐれた高温硬さと耐熱性を確保することができなくなることから、Ｙ値を０．０５〜０．３０と定めた。
【００１２】
（ｂ）耐摩耗硬質層におけるＡｌ最低含有点の組成
上記の通りＡｌ最高含有点は高温硬さと耐熱性のすぐれたものであるが、反面高温強度の劣るものであるため、このＡｌ最高含有点の高温強度不足を補う目的で、上記の従来（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層と同等の組成、すなわち相対的にＴｉ含有割合が高く、一方Ａｌ含有量が低く、これによって高い高温強度を有するようになるＡｌ最低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Ｔｉの割合を示すＸ値がＡｌ成分との合量に占める割合で０．３５未満では、所望のすぐれた高温強度を確保することができず、一方同Ｘ値が０．６０を越えると、Ａｌに対するＴｉの割合が多くなり過ぎて、Ａｌ最低含有点の高温硬さと耐熱性が不十分となり、摩耗促進の原因となることから、Ａｌ最低含有点でのＴｉの割合を示すＸ値を０．３５〜０．６０と定めた。
【００１３】
（ｃ）耐摩耗硬質層におけるＡｌ最高含有点とＡｌ最低含有点間の間隔
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、この結果耐摩耗硬質層にすぐれた高温硬さと耐熱性、および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最高含有点であれば高温強度不足、Ａｌ最低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。
【００１４】
（ｄ）耐摩耗硬質層の平均層厚
その平均層厚が０．５μｍ未満では、上記耐摩耗硬質層のもつすぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮するには不十分であり、一方その平均層厚が１０μｍ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０．５〜１０μｍと定めた。
【００１５】
（ｅ）表面層の平均層厚
表面被覆層は、上記の通り耐摩耗硬質層のもつすぐれた高温硬さおよび耐熱性と、表面層であるＣｒＢ２層のもつすぐれた高温耐酸化性との共存によって、高い発熱を伴なう高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮するようになるものであるが、前記ＣｒＢ２層の平均層厚が０．５μｍ未満では、上記耐摩耗硬質層を切削時における高温酸化雰囲気から使用寿命に至るまで保護するには不十分であり、一方その平均層厚が５μｍ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０．５〜５μｍと定めた。
【００１６】
【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：０．０３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。
【００１７】
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（重量比で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系超硬製の超硬基体Ｂ−１〜Ｂ−６を形成した。
【００１８】
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に示される蒸着装置内の回転テーブル上の中心軸から半径方向に所定距離離れた位置に外周部にそって装着し、表面被覆層の耐摩耗硬質層形成に、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Ａｌ最高含有点形成用Ａｌ−Ｔｉ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最低含有点形成用Ａｌ−Ｔｉ合金を前記回転テーブルを挟んで対向配置し、さらに同じくカソード電極として表面層形成用ＣｒＢ２合金およびボンバード洗浄用金属Ｃｒも装着し、まず装置内を排気して０．１Ｐａ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Ｃｒ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Ｃｒ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３Ｐａ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Ａｌ最高含有点形成用Ａｌ−Ｔｉ合金およびＡｌ最低含有点形成用Ａｌ−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Ａｌ最低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最低含有点から前記Ａｌ最高含有点、前記Ａｌ最高含有点から前記Ａｌ最低含有点へＡｌおよびＴｉの含有割合が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（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層を表面被覆層の耐摩耗硬質層として蒸着形成し、ついで上記のＡｌ最高含有点形成用Ａｌ−Ｔｉ合金およびＡｌ最低含有点形成用Ａｌ−Ｔｉ合金のカソード電極とアノード電極との間のアーク放電を停止し、装置内に導入するガスをＡｒと窒素の混合ガス（容量比で、Ａｒ／窒素＝７０／３０）に切り替えて、装置内を３Ｐａの雰囲気とすると共に、カソード電極である前記ＣｒＢ２合金とアノード電極との間で、スパッタ出力：１ｋＷの条件でスパッタリングを開始し、スパッタリング開始後１５分経過した時点で装置内に導入するガスを前記Ａｒと窒素の混合ガスからＡｒガスに切り替える以外は同一の条件でスパッタリングを続行し、同じく表３，４に示される目標層厚のＣｒＢ２層を表面被覆層の表面層として蒸着形成しすることにより、本発明被覆超硬工具としての本発明表面被覆超硬製スローアウエイチップ（以下、本発明被覆チップと云う）１〜１６をそれぞれ製造した。
【００１９】
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、それぞれ同じく図１に示される蒸着装置に装入し、カソード電極（蒸発源）として種々の成分組成をもったＡｌ−Ｔｉ合金（一方側のみ）およびＣｒＢ２合金を装着し、またボンバード洗浄用金属Ｃｒも装着し、まず、装置内を排気して０．１Ｐａ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Ｃｒ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Ｃｒ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３Ｐａ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−１００Ｖに下げて、前記Ａｌ−Ｔｉ合金のカソード電極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（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる耐摩耗硬質層を表面被覆層として蒸着形成し、ついで前記Ａｌ−Ｔｉ合金のカソード電極とアノード電極との間のアーク放電を停止し、前記（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる耐摩耗硬質層を蒸着形成したもののうちの半数について、同じく装置内に導入するガスをＡｒと窒素の混合ガス（容量比で、Ａｒ／窒素＝７０／３０）に切り替えて、装置内を３Ｐａの雰囲気とすると共に、カソード電極である前記ＣｒＢ２合金とアノード電極との間で、スパッタ出力：１ｋＷの条件でスパッタリングを開始し、スパッタリング開始後１５分経過した時点で装置内に導入するガスを前記Ａｒと窒素の混合ガスからＡｒガスに切り替える以外は同一の条件でスパッタリングを続行し、同じく表５に示される目標層厚のＣｒＢ２層を表面被覆層の表面層として蒸着形成することにより、比較被覆超硬工具としての比較表面被覆超硬製スローアウエイチップ（以下、比較被覆チップと云う）１〜１６をそれぞれ製造した。
【００２０】
つぎに、上記の各種の被覆チップを、いずれも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、本発明被覆チップ１〜１６および比較被覆チップ１〜１６について、
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：３３０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：２．５ｍｍ、
送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：２分、
の条件での合金鋼の乾式断続高速切削加工試験（通常の切削速度は１８０ｍ／ｍｉｎ．）、
被削材：ＪＩＳ・Ｓ４５Ｃの丸棒、
切削速度：３００ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：２ｍｍ、
送り：０．４ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：５分、
の条件での炭素鋼の乾式連続高速切削加工試験（通常の切削速度は２００ｍ／ｍｉｎ．）、
被削材：ＪＩＳ・ＦＣ３００の丸棒、
切削速度：３２０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１．５ｍｍ、
送り：０．５ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：４分、
の条件での鋳鉄の乾式連続高速切削加工試験（通常の切削速度は２００ｍ／ｍｉｎ．）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。
【００２１】
【表１】
【００２２】
【表２】
【００２３】
【表３】
【００２４】
【表４】
【００２５】
【表５】
【００２６】
【表６】
【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ＷＣ基超硬合金製の超硬基体（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に示される蒸着装置に装入し、上記実施例１と同一の条件で、層厚方向に沿って表８に示される目標組成のＡｌ最高含有点とＡｌ最低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最低含有点から前記Ａｌ最高含有点、前記Ａｌ最高含有点から前記Ａｌ最低含有点へＡｌおよびＴｉ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、同じく表８に示される目標層厚の（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる耐摩耗硬質層と、同じく表８に示される目標層厚のＣｒＢ２層からなる表面層で構成された表面被覆層を蒸着形成することにより、本発明被覆超硬工具としての本発明表面被覆超硬製エンドミル（以下、本発明被覆エンドミルと云う）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に示される蒸着装置に装入し、上記実施例１と同一の条件で、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（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる耐摩耗硬質層を表面被覆層として蒸着形成し、さらに前記（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる耐摩耗硬質層を蒸着形成したもののうちの半数について、同じく表９に示される目標層厚のＣｒＢ２層を表面被覆層の表面層として蒸着形成しすることにより、比較被覆超硬工具としての比較表面被覆超硬製エンドミル（以下、比較被覆エンドミルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。
【００３０】
つぎに、上記本発明被覆エンドミル１〜８および比較被覆エンドミル１〜８のうち、本発明被覆エンドミル１〜３および比較被覆エンドミル１〜３については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・ＳＣＭ４４０の板材、
切削速度：１８０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：３．５ｍｍ、
テーブル送り：８００ｍｍ／分、
の条件での合金鋼の乾式高速溝切削加工試験（通常の切削速度は１００ｍ／ｍｉｎ．）、本発明被覆エンドミル４〜６および比較被覆エンドミル４〜６については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・Ｓ５０Ｃの板材、
切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：５ｍｍ、
テーブル送り：７００ｍｍ／分、
の条件での炭素鋼の乾式高速溝切削加工試験（通常の切削速度は１００ｍ／ｍｉｎ．）、本発明被覆エンドミル７，８および比較被覆エンドミル７，８については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・ＳＫＤ６１の板材、
切削速度：１８０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：８ｍｍ、
テーブル送り：３００ｍｍ／分、
の条件での工具鋼の乾式高速溝切削加工試験（通常の切削速度は１００ｍ／ｍｉｎ．）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８、９にそれぞれ示した。
【００３１】
【表７】
【００３２】
【表８】
【００３３】
【表９】
【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ＷＣ基超硬合金製の超硬基体（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に示される蒸着装置に装入し、上記実施例１と同一の条件で、層厚方向に沿って表１０に示される目標組成のＡｌ最高含有点とＡｌ最低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最低含有点から前記Ａｌ最高含有点、前記Ａｌ最高含有点から前記Ａｌ最低含有点へＡｌおよびＴｉ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（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる耐摩耗硬質層と、同じく表１０に示される目標層厚のＣｒＢ２層からなる表面層で構成された表面被覆層を蒸着形成することにより、本発明被覆超硬工具としての本発明表面被覆超硬製ドリル（以下、本発明被覆ドリルと云う）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の表面に、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に示される蒸着装置に装入し、上記実施例１と同一の条件で、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（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる耐摩耗硬質層を表面被覆層として蒸着形成し、さらに前記（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる耐摩耗硬質層を蒸着形成したもののうちの半数について、同じく表１１に示される目標層厚のＣｒＢ２層を表面被覆層の表面層として蒸着形成することにより、比較被覆超硬工具としての比較表面被覆超硬製ドリル（以下、比較被覆ドリルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。
【００３７】
つぎに、上記本発明被覆ドリル１〜８および比較被覆ドリル１〜８のうち、本発明被覆ドリル１〜３および比較被覆ドリル１〜３については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０、厚さ：５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・ＳＣＭ４４０の板材、
切削速度：８０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：８ｍｍ、
の条件での合金鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験（通常の切削速度は４０ｍ／ｍｉｎ．）、本発明被覆ドリル４〜６および比較被覆ドリル４〜６については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・ＦＣ４００の板材、
切削速度：１８０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：１５ｍｍ、
の条件でのダクタイル鋳鉄の湿式高速穴あけ切削加工試験（通常の切削速度は６０ｍ／ｍｉｎ．）、本発明被覆ドリル７，８および比較被覆ドリル７，８については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・ＳＫＤ６１の板材、
切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：２０ｍｍ、
の条件での工具鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験（通常の切削速度は６０ｍ／ｍｉｎ．）、をそれぞれ行い、いずれの湿式高速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。
【００３８】
【表１０】
【００３９】
【表１１】
【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チップ１〜１６、本発明被覆エンドミル１〜８、および本発明被覆ドリル１〜８の表面被覆層を構成する耐摩耗硬質層におけるＡｌ最低含有点とＡｌ最高含有点の組成、並びに比較被覆超硬工具としての比較被覆チップ１〜１６、比較被覆エンドミル１〜８、および比較被覆ドリル１〜８の表面被覆層の耐摩耗硬質層について、厚さ方向に沿ってＡｌおよびＴｉの含有量を透過型電子顕微鏡を用いてのエネルギー分散Ｘ線分析法により測定したところ、前記本発明被覆超硬工具の耐摩耗硬質層では、Ａｌ最低含有点とＡｌ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最低含有点から前記Ａｌ最高含有点、前記Ａｌ最高含有点から前記Ａｌ最低含有点へＡｌおよびＴｉ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、一方前記比較被覆超硬工具の耐摩耗硬質層を構成する（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層では厚さ方向に沿って組成変化が見られなかったが、目標組成と実質的に同じ組成を示した。
また、上記の表面被覆層の表面層および耐摩耗硬質層の平均層厚を走査型電子顕微鏡を用いて断面測定したところ、いずれも目標層厚と実質的に同じ平均値（５ヶ所の平均値）を示した。
【００４１】
【発明の効果】
表３〜１１に示される結果から、表面被覆層が、層厚方向にＡｌ最高含有点とＡｌ最低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最低含有点から前記Ａｌ最高含有点、前記Ａｌ最高含有点から前記Ａｌ最低含有点へＡｌおよびＴｉ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、前記成分濃度分布構造によって従来（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層のもつ高温強度と同等の高温強度を具備した状態で、より一段とすぐれた高温硬さおよび耐熱性を有するようになる（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層の耐摩耗硬質層と、すぐれた高温耐酸化性を有し、切削時の高温酸化雰囲気から前記耐摩耗硬質層を保護するＣｒＢ２層の表面層で構成された本発明被覆超硬工具は、いずれも鋼や鋳鉄の切削加工を高い発熱を伴う高速で行っても、すぐれた耐摩耗性を発揮するのに対して、耐摩耗硬質層が従来（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層、すなわち層厚方向に沿って実質的に組成変化のない（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる比較被覆超硬工具においては、表面被覆層として前記ＣｒＢ２層の表面層を形成したとしても高熱発生を伴う高速切削加工では切刃部の摩耗進行が速く、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、特に各種の鋼や鋳鉄などの通常の切削条件での切削加工は勿論のこと、切削加工を高速条件で行なった場合にもすぐれた耐摩耗性を発揮し、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】被覆超硬工具を構成する表面被覆層を形成するのに用いた蒸着装置を示し、（ａ）は概略平面図、（ｂ）は概略正面図である。
【図２】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、表面被覆層が、すぐれた高温硬さおよび耐熱性を有する耐摩耗硬質層と、すぐれた高温耐酸化性を有する表面層によって構成され、したがって特に各種の鋼や鋳鉄などの高熱発生を伴う高速切削加工で、長期に亘って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、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）基超硬合金または炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）基サーメットで構成された超硬基体の表面に、
組成式：（Ａｌ1-X ＴｉX ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．３５〜０．６０を示す）、
を満足するＡｌとＴｉの複合窒化物［以下、（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎで示す］層からなる耐摩耗硬質層を表面被覆層として０．５〜１０μｍの平均層厚で物理蒸着してなる被覆超硬工具が知られており、前記（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層が、構成成分であるＡｌによって高温硬さと耐熱性、同Ｔｉによって高温強度を具備することから、前記被覆超硬工具を各種の鋼や鋳鉄などの連続切削や断続切削加工に用いた場合にすぐれた切削性能を発揮す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Ａｌ−Ｔｉ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（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる耐摩耗硬質層を表面被覆層として蒸着することにより製造されることも知られている（例えば特許文献１参照）。
【０００５】
【特許文献１】
特許第２６４４７１０号明細書
【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、切削加工は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、これを通常の切削加工条件で用いた場合には問題はないが、これを高い発熱を伴う高速切削条件で用いた場合、耐摩耗硬質層の摩耗進行が著しく促進す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、特に高速切削加工で耐摩耗硬質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耐摩耗硬質層からなる表面被覆層に着目し、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（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎからなる耐摩耗硬質層は、層厚全体に亘って均質な高温硬さと耐熱性、および高温強度を有するが、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（以下、ＡＩＰ装置と略記する）とスパッタリング装置（以下、ＳＰ装置と略記する）が共存の蒸着装置、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、一方側に上記の従来（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層の形成にカソード電極（蒸発源）として用いられたＡｌ−Ｔｉ合金に相当する相対的にＴｉ含有量の高いＡｌ−Ｔｉ合金、他方側に相対的にＴｉ含有量の低いＡｌ−Ｔｉ合金をいずれもカソード電極（蒸発源）として対向配置した蒸着装置を用い、この装置の前記回転テーブル上の中心軸から半径方向に所定距離離れた位置に外周部に沿って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、蒸着形成される耐摩耗硬質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（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層を形成すると、この結果の（Ａｌ，Ｔｉ）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Ｔｉ含有量の高いＡｌ−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最低含有点が形成され、また前記超硬基体が上記の他方側の相対的にＴｉ含有量の低いＡｌ−Ｔｉ合金のカソード電極に最も接近した時点で層中にＡｌ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最低含有点とＡｌ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最低含有点から前記Ａｌ最高含有点、前記Ａｌ最高含有点から前記Ａｌ最低含有点へＡｌおよびＴｉ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（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層において、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最低含有点が、組成式：（Ａｌ1-X ＴｉX ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．３５〜０．６０を示す）、
上記Ａｌ最高含有点が、組成式：（Ａｌ1-Y ＴｉY ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｙは０．０５〜０．３０を示す）、
をそれぞれ満足し、かつ隣り合う上記Ａｌ最低含有点とＡｌ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（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層に比してＡｌ含有割合が相対的に高くなることから、より一段とすぐれた高温硬さと耐熱性を示し、一方上記Ａｌ最低含有点部分は、上記従来（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層と同等の組成、すなわち前記Ａｌ最高含有点部分に比して相対的にＡｌ含有量が低く、Ｔｉ含有割合の高い組成をもつので、高い高温強度を保持し、かつこれらＡｌ最低含有点とＡｌ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い高温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ること。
【０００９】
（Ｃ）さらに、上記（Ａ）および（Ｂ）の繰り返し連続変化成分濃度分布構造の（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層を０．５〜１０μｍの平均層厚で耐摩耗硬質層として蒸着形成し、ついで、同じく図１の蒸着装置におけるＳＰ装置を用い、Ａｒ(アルゴン)ガス雰囲気中で、同じくカソード電極（蒸発源）として配置したＣｒ硼化物（以下、ＣｒＢ２で示す）合金のスパッタリングを行い、前記（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層に重ねて表面層として０．５〜５μｍの平均層厚でＣｒＢ２層を蒸着形成すると、この結果の被覆超硬工具は、特に高熱発生を伴なう高速切削で、上記従来（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層に比して一段とすぐれた高温硬さと耐熱性を有する上記繰り返し連続変化成分濃度分布構造の（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる耐摩耗硬質層が、すぐれた高温耐酸化性を有する前記ＣｒＢ２層からなる表面層によって切削時の高温酸化雰囲気から保護され、摩耗促進の原因となる雰囲気酸化が著しく抑制されることから、長期に亘ってすぐれた耐摩耗性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。
【００１０】
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、ＡＩＰ装置とＳＰ装置を備え、装置中央部に超硬基体装着用回転テーブルを設けた蒸着装置を用い、
（ａ）上記回転テーブルを挟んで、上記ＡＩＰ装置のカソード電極（蒸発源）を両側に対向配置し、一方側のカソード電極（蒸発源）としてＡｌ最高含有点形成用Ａｌ−Ｔｉ合金、他方側のカソード電極（蒸発源）としてＡｌ最低含有点形成用Ａｌ−Ｔｉ合金をそれぞれ配置し、前記回転テーブル上の中心軸から半径方向に所定距離離れた位置にテーブルの外周部に沿って複数の超硬基体をリング状に装着し、この状態で蒸着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、前記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蒸着してなる、０．５〜１０μｍの平均層厚を有し、
層厚方向にそって、Ａｌ最高含有点とＡｌ最低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Ａｌ最低含有点、前記Ａｌ最低含有点から前記Ａｌ最高含有点へＡｌおよびＴｉ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最低含有点が、組成式：（Ａｌ1- ＸＴｉＸ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．３５〜０．６０を示す）、
上記Ａｌ最高含有点が、組成式：（Ａｌ1- ＹＴｉＹ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｙは０．０５〜０．３０を示す）、
をそれぞれ満足し、かつ隣り合う上記Ａｌ最低含有点とＡｌ最高含有点の間隔が、０．０１〜０．１μmである、（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる耐摩耗硬質層、
（ｂ）蒸着装置内雰囲気をＡｒガス雰囲気として上記回転テーブルを回転させると共に、前記回転テーブル上に同じくリング状に装着した上記超硬基体自体も自転させながら、前記回転テーブルに面して配置した上記ＳＰ装置のカソード電極（蒸発源）であるＣｒＢ ２ 合金とアノード電極との間でスパッタリングを行い、前記回転テーブル上の前記超硬基体表面に蒸着形成した上記耐摩耗硬質層に重ねて蒸着してなる、０．５〜５μｍの平均層厚を有するＣｒＢ２層からなる表面層、
以上（ａ）および（ｂ）からなる表面被覆層を蒸着形成してなる、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被覆超硬工具に特徴を有するものである。
【００１１】
つぎに、この発明の被覆超硬工具において、これを構成する表面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）耐摩耗硬質層におけるＡｌ最高含有点の組成
Ａｌ最高含有点の（Ａｌ，Ｔｉ）ＮにおけるＡｌ成分には高温硬さと耐熱性を向上させ、一方同Ｔｉ成分には、高温強度を向上させる作用があるので、前記Ａｌ最高含有点では相対的にＴｉ含有量を低くし、Ａｌ含有量を高くして、高熱発生を伴う高速切削に適応するすぐれた高温硬さと耐熱性を具備せしめたものであるが、Ｔｉの割合を示すＹ値がＡｌとの合量に占める割合（原子比、以下同じ）で０．０５未満になると、相対的にＡｌの割合が多くなり過ぎて、高い高温強度を有するＡｌ最低含有点が隣接して存在しても層自体の高温強度の低下は避けられず、この結果チッピングなどが発生し易くなり、一方Ｔｉの割合を示すＹ値が同０．３０を越えると、相対的にＡｌの割合が少なくなり過ぎて、高速切削に要求されるすぐれた高温硬さと耐熱性を確保することができなくなることから、Ｙ値を０．０５〜０．３０と定めた。
【００１２】
（ｂ）耐摩耗硬質層におけるＡｌ最低含有点の組成
上記の通りＡｌ最高含有点は高温硬さと耐熱性のすぐれたものであるが、反面高温強度の劣るものであるため、このＡｌ最高含有点の高温強度不足を補う目的で、上記の従来（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層と同等の組成、すなわち相対的にＴｉ含有割合が高く、一方Ａｌ含有量が低く、これによって高い高温強度を有するようになるＡｌ最低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Ｔｉの割合を示すＸ値がＡｌ成分との合量に占める割合で０．３５未満では、所望のすぐれた高温強度を確保することができず、一方同Ｘ値が０．６０を越えると、Ａｌに対するＴｉの割合が多くなり過ぎて、Ａｌ最低含有点の高温硬さと耐熱性が不十分となり、摩耗促進の原因となることから、Ａｌ最低含有点でのＴｉの割合を示すＸ値を０．３５〜０．６０と定めた。
【００１３】
（ｃ）耐摩耗硬質層におけるＡｌ最高含有点とＡｌ最低含有点間の間隔
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、この結果耐摩耗硬質層にすぐれた高温硬さと耐熱性、および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最高含有点であれば高温強度不足、Ａｌ最低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。
【００１４】
（ｄ）耐摩耗硬質層の平均層厚
その平均層厚が０．５μｍ未満では、上記耐摩耗硬質層のもつすぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮するには不十分であり、一方その平均層厚が１０μｍ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０．５〜１０μｍと定めた。
【００１５】
（ｅ）表面層の平均層厚
表面被覆層は、上記の通り耐摩耗硬質層のもつすぐれた高温硬さおよび耐熱性と、表面層であるＣｒＢ２層のもつすぐれた高温耐酸化性との共存によって、高い発熱を伴なう高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮するようになるものであるが、前記ＣｒＢ２層の平均層厚が０．５μｍ未満では、上記耐摩耗硬質層を切削時における高温酸化雰囲気から使用寿命に至るまで保護するには不十分であり、一方その平均層厚が５μｍ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０．５〜５μｍと定めた。
【００１６】
【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：０．０３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。
【００１７】
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（重量比で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系超硬製の超硬基体Ｂ−１〜Ｂ−６を形成した。
【００１８】
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に示される蒸着装置内の回転テーブル上の中心軸から半径方向に所定距離離れた位置に外周部にそって装着し、表面被覆層の耐摩耗硬質層形成に、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Ａｌ最高含有点形成用Ａｌ−Ｔｉ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最低含有点形成用Ａｌ−Ｔｉ合金を前記回転テーブルを挟んで対向配置し、さらに同じくカソード電極として表面層形成用ＣｒＢ２合金およびボンバード洗浄用金属Ｃｒも装着し、まず装置内を排気して０．１Ｐａ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Ｃｒ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Ｃｒ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３Ｐａ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Ａｌ最高含有点形成用Ａｌ−Ｔｉ合金およびＡｌ最低含有点形成用Ａｌ−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Ａｌ最低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最低含有点から前記Ａｌ最高含有点、前記Ａｌ最高含有点から前記Ａｌ最低含有点へＡｌおよびＴｉの含有割合が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（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層を表面被覆層の耐摩耗硬質層として蒸着形成し、ついで上記のＡｌ最高含有点形成用Ａｌ−Ｔｉ合金およびＡｌ最低含有点形成用Ａｌ−Ｔｉ合金のカソード電極とアノード電極との間のアーク放電を停止し、装置内に導入するガスをＡｒと窒素の混合ガス（容量比で、Ａｒ／窒素＝７０／３０）に切り替えて、装置内を３Ｐａの雰囲気とすると共に、カソード電極である前記ＣｒＢ２合金とアノード電極との間で、スパッタ出力：１ｋＷの条件でスパッタリングを開始し、スパッタリング開始後１５分経過した時点で装置内に導入するガスを前記Ａｒと窒素の混合ガスからＡｒガスに切り替える以外は同一の条件でスパッタリングを続行し、同じく表３，４に示される目標層厚のＣｒＢ２層を表面被覆層の表面層として蒸着形成しすることにより、本発明被覆超硬工具としての本発明表面被覆超硬製スローアウエイチップ（以下、本発明被覆チップと云う）１〜１６をそれぞれ製造した。
【００１９】
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、それぞれ同じく図１に示される蒸着装置に装入し、カソード電極（蒸発源）として種々の成分組成をもったＡｌ−Ｔｉ合金（一方側のみ）およびＣｒＢ２合金を装着し、またボンバード洗浄用金属Ｃｒも装着し、まず、装置内を排気して０．１Ｐａ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Ｃｒ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Ｃｒ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３Ｐａ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−１００Ｖに下げて、前記Ａｌ−Ｔｉ合金のカソード電極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（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる耐摩耗硬質層を表面被覆層として蒸着形成し、ついで前記Ａｌ−Ｔｉ合金のカソード電極とアノード電極との間のアーク放電を停止し、前記（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる耐摩耗硬質層を蒸着形成したもののうちの半数について、同じく装置内に導入するガスをＡｒと窒素の混合ガス（容量比で、Ａｒ／窒素＝７０／３０）に切り替えて、装置内を３Ｐａの雰囲気とすると共に、カソード電極である前記ＣｒＢ２合金とアノード電極との間で、スパッタ出力：１ｋＷの条件でスパッタリングを開始し、スパッタリング開始後１５分経過した時点で装置内に導入するガスを前記Ａｒと窒素の混合ガスからＡｒガスに切り替える以外は同一の条件でスパッタリングを続行し、同じく表５に示される目標層厚のＣｒＢ２層を表面被覆層の表面層として蒸着形成することにより、比較被覆超硬工具としての比較表面被覆超硬製スローアウエイチップ（以下、比較被覆チップと云う）１〜１６をそれぞれ製造した。
【００２０】
つぎに、上記の各種の被覆チップを、いずれも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、本発明被覆チップ１〜１６および比較被覆チップ１〜１６について、
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：３３０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：２．５ｍｍ、
送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：２分、
の条件での合金鋼の乾式断続高速切削加工試験（通常の切削速度は１８０ｍ／ｍｉｎ．）、
被削材：ＪＩＳ・Ｓ４５Ｃの丸棒、
切削速度：３００ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：２ｍｍ、
送り：０．４ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：５分、
の条件での炭素鋼の乾式連続高速切削加工試験（通常の切削速度は２００ｍ／ｍｉｎ．）、
被削材：ＪＩＳ・ＦＣ３００の丸棒、
切削速度：３２０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１．５ｍｍ、
送り：０．５ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：４分、
の条件での鋳鉄の乾式連続高速切削加工試験（通常の切削速度は２００ｍ／ｍｉｎ．）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。
【００２１】
【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ＷＣ基超硬合金製の超硬基体（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に示される蒸着装置に装入し、上記実施例１と同一の条件で、層厚方向に沿って表８に示される目標組成のＡｌ最高含有点とＡｌ最低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最低含有点から前記Ａｌ最高含有点、前記Ａｌ最高含有点から前記Ａｌ最低含有点へＡｌおよびＴｉ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、同じく表８に示される目標層厚の（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる耐摩耗硬質層と、同じく表８に示される目標層厚のＣｒＢ２層からなる表面層で構成された表面被覆層を蒸着形成することにより、本発明被覆超硬工具としての本発明表面被覆超硬製エンドミル（以下、本発明被覆エンドミルと云う）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に示される蒸着装置に装入し、上記実施例１と同一の条件で、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（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる耐摩耗硬質層を表面被覆層として蒸着形成し、さらに前記（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる耐摩耗硬質層を蒸着形成したもののうちの半数について、同じく表９に示される目標層厚のＣｒＢ２層を表面被覆層の表面層として蒸着形成しすることにより、比較被覆超硬工具としての比較表面被覆超硬製エンドミル（以下、比較被覆エンドミルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。
【００３０】
つぎに、上記本発明被覆エンドミル１〜８および比較被覆エンドミル１〜８のうち、本発明被覆エンドミル１〜３および比較被覆エンドミル１〜３については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・ＳＣＭ４４０の板材、
切削速度：１８０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：３．５ｍｍ、
テーブル送り：８００ｍｍ／分、
の条件での合金鋼の乾式高速溝切削加工試験（通常の切削速度は１００ｍ／ｍｉｎ．）、本発明被覆エンドミル４〜６および比較被覆エンドミル４〜６については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・Ｓ５０Ｃの板材、
切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：５ｍｍ、
テーブル送り：７００ｍｍ／分、
の条件での炭素鋼の乾式高速溝切削加工試験（通常の切削速度は１００ｍ／ｍｉｎ．）、本発明被覆エンドミル７，８および比較被覆エンドミル７，８については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・ＳＫＤ６１の板材、
切削速度：１８０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：８ｍｍ、
テーブル送り：３００ｍｍ／分、
の条件での工具鋼の乾式高速溝切削加工試験（通常の切削速度は１００ｍ／ｍｉｎ．）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８、９にそれぞれ示した。
【００３１】
【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ＷＣ基超硬合金製の超硬基体（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に示される蒸着装置に装入し、上記実施例１と同一の条件で、層厚方向に沿って表１０に示される目標組成のＡｌ最高含有点とＡｌ最低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最低含有点から前記Ａｌ最高含有点、前記Ａｌ最高含有点から前記Ａｌ最低含有点へＡｌおよびＴｉ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（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる耐摩耗硬質層と、同じく表１０に示される目標層厚のＣｒＢ２層からなる表面層で構成された表面被覆層を蒸着形成することにより、本発明被覆超硬工具としての本発明表面被覆超硬製ドリル（以下、本発明被覆ドリルと云う）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の表面に、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に示される蒸着装置に装入し、上記実施例１と同一の条件で、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（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる耐摩耗硬質層を表面被覆層として蒸着形成し、さらに前記（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる耐摩耗硬質層を蒸着形成したもののうちの半数について、同じく表１１に示される目標層厚のＣｒＢ２層を表面被覆層の表面層として蒸着形成することにより、比較被覆超硬工具としての比較表面被覆超硬製ドリル（以下、比較被覆ドリルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。
【００３７】
つぎに、上記本発明被覆ドリル１〜８および比較被覆ドリル１〜８のうち、本発明被覆ドリル１〜３および比較被覆ドリル１〜３については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０、厚さ：５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・ＳＣＭ４４０の板材、
切削速度：８０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：８ｍｍ、
の条件での合金鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験（通常の切削速度は４０ｍ／ｍｉｎ．）、本発明被覆ドリル４〜６および比較被覆ドリル４〜６については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・ＦＣ４００の板材、
切削速度：１８０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：１５ｍｍ、
の条件でのダクタイル鋳鉄の湿式高速穴あけ切削加工試験（通常の切削速度は６０ｍ／ｍｉｎ．）、本発明被覆ドリル７，８および比較被覆ドリル７，８については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・ＳＫＤ６１の板材、
切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：２０ｍｍ、
の条件での工具鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験（通常の切削速度は６０ｍ／ｍｉｎ．）、をそれぞれ行い、いずれの湿式高速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。
【００３８】
【表１０】
【表１１】
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チップ１〜１６、本発明被覆エンドミル１〜８、および本発明被覆ドリル１〜８の表面被覆層を構成する耐摩耗硬質層におけるＡｌ最低含有点とＡｌ最高含有点の組成、並びに比較被覆超硬工具としての比較被覆チップ１〜１６、比較被覆エンドミル１〜８、および比較被覆ドリル１〜８の表面被覆層の耐摩耗硬質層について、厚さ方向に沿ってＡｌおよびＴｉの含有量を透過型電子顕微鏡を用いてのエネルギー分散Ｘ線分析法により測定したところ、前記本発明被覆超硬工具の耐摩耗硬質層では、Ａｌ最低含有点とＡｌ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最低含有点から前記Ａｌ最高含有点、前記Ａｌ最高含有点から前記Ａｌ最低含有点へＡｌおよびＴｉ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、一方前記比較被覆超硬工具の耐摩耗硬質層を構成する（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層では厚さ方向に沿って組成変化が見られなかったが、目標組成と実質的に同じ組成を示した。
また、上記の表面被覆層の表面層および耐摩耗硬質層の平均層厚を走査型電子顕微鏡を用いて断面測定したところ、いずれも目標層厚と実質的に同じ平均値（５ヶ所の平均値）を示した。
【００４１】
【発明の効果】
表３〜１１に示される結果から、表面被覆層が、層厚方向にＡｌ最高含有点とＡｌ最低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最低含有点から前記Ａｌ最高含有点、前記Ａｌ最高含有点から前記Ａｌ最低含有点へＡｌおよびＴｉ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、前記成分濃度分布構造によって従来（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層のもつ高温強度と同等の高温強度を具備した状態で、より一段とすぐれた高温硬さおよび耐熱性を有するようになる（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層の耐摩耗硬質層と、すぐれた高温耐酸化性を有し、切削時の高温酸化雰囲気から前記耐摩耗硬質層を保護するＣｒＢ２層の表面層で構成された本発明被覆超硬工具は、いずれも鋼や鋳鉄の切削加工を高い発熱を伴う高速で行っても、すぐれた耐摩耗性を発揮するのに対して、耐摩耗硬質層が従来（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層、すなわち層厚方向に沿って実質的に組成変化のない（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる比較被覆超硬工具においては、表面被覆層として前記ＣｒＢ２層の表面層を形成したとしても高熱発生を伴う高速切削加工では切刃部の摩耗進行が速く、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、特に各種の鋼や鋳鉄などの通常の切削条件での切削加工は勿論のこと、切削加工を高速条件で行なった場合にもすぐれた耐摩耗性を発揮し、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】被覆超硬工具を構成する表面被覆層を形成するのに用いた蒸着装置を示し、（ａ）は概略平面図、（ｂ）は概略正面図である。
【図２】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)
- アークイオンプレーティング装置とスパッタリング装置を備え、装置中央部に炭化タングステン基超硬合金および炭窒化チタン系サーメットのいずれか、または両方からなる超硬基体の装着用回転テーブルを設けた蒸着装置を用い、
（ａ）上記回転テーブルを挟んで、上記アークイオンプレーティング装置のカソード電極（蒸発源）を両側に対向配置し、一方側のカソード電極（蒸発源）としてＡｌ最高含有点形成用Ａｌ−Ｔｉ合金、他方側のカソード電極（蒸発源）としてＡｌ最低含有点形成用Ａｌ−Ｔｉ合金をそれぞれ配置し、前記回転テーブル上の中心軸から半径方向に所定距離離れた位置にテーブルの外周部に沿って複数の上記超硬基体をリング状に装着し、この状態で蒸着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、前記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蒸着してなる、０．５〜１０μｍの平均層厚を有し、
層厚方向にそって、Ａｌ最高含有点とＡｌ最低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Ａｌ最低含有点、前記Ａｌ最低含有点から前記Ａｌ最高含有点へＡｌおよびＴｉ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最低含有点が、組成式：（Ａｌ1- ＸＴｉＸ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．３５〜０．６０を示す）、
上記Ａｌ最高含有点が、組成式：（Ａｌ1- ＹＴｉＹ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｙは０．０５〜０．３０を示す）、
をそれぞれ満足し、かつ隣り合う上記Ａｌ最低含有点とＡｌ最高含有点の間隔が、０．０１〜０．１μmである、ＡｌとＴｉの複合窒化物層からなる耐摩耗硬質層、
（ｂ）蒸着装置内雰囲気をＡｒガス雰囲気として上記回転テーブルを回転させると共に、前記回転テーブル上に同じくリング状に装着した上記超硬基体自体も自転させながら、前記回転テーブルに面して配置した上記スパッタリング装置のカソード電極（蒸発源）であるＣｒ硼化物合金とアノード電極との間でスパッタリングを行い、前記回転テーブル上の前記超硬基体表面に蒸着形成した上記耐摩耗硬質層に重ねて蒸着してなる、０．５〜５μｍの平均層厚を有するＣｒ硼化物層からなる表面層、
以上（ａ）および（ｂ）からなる表面被覆層を蒸着形成してなる、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。
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