JP4389152B2 - 重切削加工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 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、硬質被覆層が一段とすぐれた高温強度を有し、かつ高温硬さと耐熱性にもすぐれ、したがって特に各種の鋼や鋳鉄などの切削加工を、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（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、さらに切刃が断続切削加工形態をとる面削加工や溝加工、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超硬基体の表面に、
組成式：（Ａｌ1-X ＣｒＸ ）２Ｏ３（ただし、原子比で、Ｘは０．１０〜０．３０を示す）、
を満足するＡｌとＣｒの複合酸化物［以下、（Ａｌ，Ｃｒ）２Ｏ３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、特にこれら被覆超硬工具は、これの硬質被覆層が高Ａｌ含有による一段とすぐれた高温硬さと耐熱性、さらにＣｒ含有による高温強度も具備することから、各種の鋼や鋳鉄などの連続切削や断続切削で、すぐれた耐摩耗性を示すことが知られている（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−Ｃｒ合金がセットされたカソード電極（蒸発源）との間で、例えばスパッタ出力：４ｋＷの条件でスパッタリングを行ない、同時に装置内に反応ガスとして酸素とＡｒ（アルゴン）の混合ガス（容量比で、酸素／Ａｒ＝１／１０）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，Ｃｒ）２Ｏ３層からなる硬質被覆層を蒸着形成することにより製造されることも知られている。
【０００５】
【特許文献１】
特許第３３２３５３４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、切削加工は高切り込みや高送りなどの重切削条件で行なわれる傾向にあるが、上記の従来被覆超硬工具においては、これを通常の切削加工条件で用いた場合には問題はないが、切削加工を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は、特に硬質被覆層の高温強度不足が原因で切刃部にチッピング（微小割れ）が発生し易くなり、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、特に重切削加工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に示されるスパッタリ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，Ｃｒ）２Ｏ３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物理蒸着装置、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、一方側に相対的にＡｌ含有割合の高いＡｌ−Ｃｒ合金、他方側に相対的にＣｒ含有割合の高いＣｒ−Ａｌ合金をそれぞれカソード電極（蒸発源）として設置したスパッタリング装置（以下、ＳＰ装置という）を対向配置した物理蒸着装置を用い、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酸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でスパッタを行ない、前記超硬基体の表面に（Ａｌ，Ｃｒ）２Ｏ３層を形成すると、この結果の（Ａｌ，Ｃｒ）２Ｏ３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含有割合の高いＡｌ−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Ｃｒ含有割合の高いＣｒ−Ａｌ合金のカソード電極に最も接近した時点で層中にＣｒ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Ｃｒ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Ｃｒ最高含有点、前記Ｃｒ最高含有点から前記Ａｌ最高含有点へＡｌおよびＣｒ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，Ｃｒ）２Ｏ３層において、対向配置の一方側のカソード電極（蒸発源）である相対的にＡｌ含有割合の高いＡｌ−Ｃｒ合金におけるＡｌ含有割合を上記の従来被覆超硬工具を構成する（Ａｌ，Ｃｒ）２Ｏ３層の形成に用いられたＡｌ−Ｃｒ合金と同じＡｌ含有割合とし、かつ同他方側のカソード電極（蒸発源）であるＣｒ−Ａｌ合金におけるＡｌ含有割合を前記の一方側のカソード電極であるＡｌ−Ｃｒ合金のＡｌ含有割合に比して相対的に低いものとする共に、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 ＣｒＸ ）２Ｏ３（ただし、原子比で、Ｘは０．１０〜０．３０を示す）、
上記Ｃｒ最高含有点が、組成式：（Ｃｒ1-Y ＡｌY ）２Ｏ３（ただし、原子比で、Ｙは０．０５〜０．２５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Ｃｒ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，Ｃｒ）２Ｏ３層と同等のＡｌ含有割合となることから、上記の従来硬質被覆層を構成する（Ａｌ，Ｃｒ）２Ｏ３層と同等のすぐれた高温硬さと耐酸化性を示し、一方上記Ｃｒ最高含有点部分では、前記Ａｌ最高含有点部分に比してＡｌ含有割合が低く、Ｃｒ含有割合の高いものとなるので、一段と高い高温強度が確保され、かつこれらＡｌ最高含有点とＣｒ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すぐれた高温硬さと耐酸化性を保持した状態で、一段とすぐれた高温強度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（Ａｌ，Ｃｒ）２Ｏ３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、特に高い機械的衝撃を伴うので、高い高温強度が要求される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、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング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、（Ａｌ，Ｃｒ）２Ｏ３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Ｃｒ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Ｃｒ最高含有点、前記Ｃｒ最高含有点から前記Ａｌ最高含有点へＢ含有量が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 ＣｒＸ ）２Ｏ３（ただし、原子比で、Ｘは０．１０〜０．３０を示す）、
上記Ｃｒ最高含有点が、
組成式：（Ｃｒ1-Y ＡｌY ）２Ｏ３（ただし、原子比で、Ｙは０．０５〜０．２５を示す）、
を満足し、かつ隣り合う上記Ａｌ最高含有点とＣｒ最高含有点の間隔が、０．０１〜０．１μmである、
重切削加工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
Ａｌ最高含有点の（Ａｌ，Ｃｒ）２Ｏ３におけるＡｌ成分は、高温硬さおよび耐酸化性を向上させ、一方Ｃｒ成分は高温強度を向上させる作用をもち、したがってＡｌ成分の含有割合が高くなればなるほど高温硬さおよび耐酸化性は向上したものになるが、Ｃｒの割合を示すＸ値がＡｌとの合量に占める割合（原子比、以下同じ）で０．１０未満では、すぐれた高温強度を有するＣｒ最高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、一方同Ｘ値が同０．３０を越えると、高温硬さおよび耐酸化性が急激に低下し、摩耗が急速に進行するようになることから、Ａｌ最高含有点でのＣｒの含有割合を示すＸ値を０．１０〜０．３０と定めた。
【００１１】
（ｂ）Ｃｒ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酸化性のすぐれたものであるが、反面高温強度の低いものであるため、このＡｌ最高含有点の高温強度不足を補う目的で、相対的にＣｒの含有割合が高く、これによって一段と高い高温強度を有するようになるＣｒ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の含有割合を示すＹ値がＣｒとの合量に占める割合で０．３０を越えると、高温強度が急激に低下し、所望のすぐれた高温強度を確保することができなくなり、特に重切削加工条件では切刃部にチッピンが発生し易くなり、一方同Ｙ値が０．０５未満では、Ｃｒ最高含有点に所定の高温硬さおよび耐酸化性を具備せしめることができず、この結果層の摩耗が促進するようになることから、Ｃｒ最高含有点でのＡｌの含有割合を示すＹ値を０．０５〜０．２５と定めた。
【００１２】
（ｃ）Ａｌ最高含有点とＣｒ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強度、さらに高温硬さおよび耐酸化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高温強度不足、Ｃｒ最高含有点であれば高温硬さおよび耐酸化性不足が層内に局部的に現れ、これが原因で重切削条件では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Ａ１〜Ａ１０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（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系サーメット製の超硬基体Ｂ１〜Ｂ６を形成した。
【００１６】
ついで、上記の超硬基体Ａ１〜Ａ１０およびＢ１〜Ｂ６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に示される物理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、前記回転テーブルを挟んで対向配置したＳＰ装置の一方側のＳＰ装置に、カソード電極（蒸発源）として種々の成分組成をもったＣｒ最高含有点形成用Ｃｒ−Ａｌ合金、他方側の同じくＳＰ装置に、カソード電極（蒸発源）として上記の従来（Ａｌ，Ｃｒ）２Ｏ３層形成に用いられたＡｌ−Ｃｒ合金と同じ成分組成をもった種々のＡｌ最高含有点形成用Ａｌ−Ｃｒ合金を設置し、またボンバート洗浄用金属Ｔｉもアークイオンプレーティング装着（以下、ＡＩＰ装置という）のカソード電極（蒸発源）として設置し、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、前記ＡＩＰ装置のカソード電極である前記金属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、引続いて前記金属Ｔｉとアノード電極との間にアーク放電を発生させた状態で、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１０分間印加して、前記超硬基体表面に対する硬質被覆層の密着性向上のための予備処理を行なった後、前記金属Ｔｉとアノード電極との間のアーク放電を停止し、ついで装置内に導入する反応ガスを酸素とＡｒ（アルゴン）の混合ガス（容量比で、酸素／Ａｒ＝１／１０）に切り替えて、装置内を２Ｐａの反応雰囲気とすると共に、前記Ｃｒ最高含有点形成用Ｃｒ−Ａｌ合金および前記Ａｌ最高含有点形成用Ａｌ−Ｃｒ合金からなるカソード電極のそれぞれとアノード電極との間で、スパッタ出力：４ｋＷの条件でスパッタリングを行ない、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（目標Ｘ値および目標Ｙ値）のＡｌ最高含有点とＣｒ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Ｃｒ最高含有点、前記Ｃｒ最高含有点から前記Ａｌ最高含有点へＡｌおよびＣｒ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（Ａｌ，Ｃｒ）２Ｏ３層からなる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Ａ１〜Ａ１０およびＢ１〜Ｂ６を、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、それぞれ図１に示される物理蒸着装置に装入し、一方側のＳＰ装置だけに、カソード電極（蒸発源）として上記の従来（Ａｌ，Ｃｒ）２Ｏ３層形成に用いられたＡｌ−Ｃｒ合金と同じ成分組成をもった種々のＡｌ−Ｃｒ合金を設置し、またボンバート洗浄用金属ＴｉもＡＩＰ装置のカソード電極（蒸発源）として設置し、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、前記ＡＩＰ装置のカソード電極である前記金属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、引続いて前記金属Ｔｉとアノード電極との間のアーク放電を保持したままで、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１０分間印加して、前記超硬基体表面に対する硬質被覆層の密着性向上のための予備処理を行なった後、前記金属Ｔｉとアノード電極との間のアーク放電を停止し、ついで装置内に導入する反応ガスを酸素とＡｒ（アルゴン）の混合ガス（容量比で、酸素／Ａｒ＝１／１０）に切り替えて、装置内を２Ｐａの反応雰囲気とすると共に、前記Ａｌ−Ｃｒ合金からなるカソード電極とアノード電極との間で、スパッタ出力：４ｋＷの条件でスパッタリングを行ない、もって前記超硬基体Ａ１〜Ａ１０およびＢ１〜Ｂ６のそれぞれの表面に、表５，６に示される目標組成（目標Ｘ値）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，Ｃｒ）２Ｏ３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について、これを工具鋼製バイトの先端部に固定治具にてネジ止めした状態で、
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：２．８ｍｍ、
送り：０．１８ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：１０分、
の条件での合金鋼の乾式断続高切り込み切削加工試験（通常の切り込み量は１．５ｍｍ）、
被削材：ＪＩＳ・Ｓ５０Ｃの丸棒、
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：３ｍｍ、
送り：０．２０ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：１０分、
の条件での炭素鋼の乾式連続高切り込み切削加工試験（通常の切り込み量は１．５ｍｍ）、さらに、
被削材：ＪＩＳ・ＦＣ３００の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１．５ｍｍ、
送り：０．３８ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：１０分、
の条件での鋳鉄の乾式断続高送り切削加工試験（通常の送り量は０．２０ｍｍ／ｒｅｖ．）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３〜６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。
【００２６】
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に示される物理蒸着に装入し、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（目標Ｘ値および目標Ｙ値）のＡｌ最高含有点とＣｒ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最高含有点から前記Ｃｒ最高含有点、前記Ｃｒ最高含有点から前記Ａｌ最高含有点へＡｌおよびＣｒ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（Ａｌ，Ｃｒ）２Ｏ３層からなる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。
【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１に示される物理蒸着装置に装入し、上記実施例１と同一の条件で、表９に示される目標組成（目標Ｘ値）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，Ｃｒ）２Ｏ３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。
【００２８】
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−平面が１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さが５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・ＳＫＤ６１の板材、
切削速度：６０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：４ｍｍ、
テーブル送り：２７０ｍｍ／分、
の条件での工具鋼の乾式高切り込み溝切削加工試験（通常の切り込み量は２ｍｍ）、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−平面が１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さが５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・Ｓ４５Ｃの板材、
切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：３ｍｍ、
テーブル送り：９００ｍｍ／分、
の条件での炭素鋼の乾式高送り溝切削加工試験（通常のテーブル送り量は４７０ｍｍ／分）、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−平面が１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さが５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・ＳＮＣＭ４３９の板材、
切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：１０ｍｍ、
テーブル送り：２４０ｍｍ／分、
の条件での合金鋼の乾式高切り込み溝切削加工試験（通常の切り込み量は６ｍｍ）をそれぞれ行い、いずれの乾式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。
【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に示される物理蒸着装置に装入し、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（目標Ｘ値および目標Ｙ値）のＡｌ最高含有点とＣｒ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最高含有点から前記Ｃｒ最高含有点、前記Ｃｒ最高含有点から前記Ａｌ最高含有点へＢ含有量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１０に示される目標層厚の（Ａｌ，Ｃｒ）２Ｏ３層からなる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。
【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１に示される通常の物理蒸着装置に装入し、上記実施例１と同一の条件で、表１１に示される目標組成（目標Ｘ値）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，Ｃｒ）２Ｏ３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。
【００３５】
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−平面が１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さが５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・ＳＣＭ４３５の板材、
切削速度：６０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：８ｍｍ
の条件での合金鋼の湿式高送り穴あけ切削加工試験（通常の送り量は０．１１ｍｍ／ｒｅｖ）、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−平面が１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さが５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・Ｓ５０Ｃの板材、
切削速度：８０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．４ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：１６ｍｍ
の条件での炭素鋼の湿式高送り穴あけ切削加工試験（通常の送り量は０．２３ｍｍ／ｒｅｖ）、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−平面が１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さが５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・ＦＣＤ６００の板材、
切削速度：６０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．５ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：３２ｍｍ
の条件でのダクタイル鋳鉄の湿式高送り穴あけ切削加工試験（通常の送り量は０．２７ｍｍ／ｒｅｖ）、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１０、１１にそれぞれ示した。
【００３６】
【表１０】
【００３７】
【表１１】
【００３８】
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を構成する硬質被覆層、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ＡｌおよびＣｒの含有量を測定した。これらの測定結果から、前記本発明被覆超硬工具の硬質被覆層では、厚さ方向に沿って目標組成（目標Ｘ値および目標Ｙ値）と実質的に同じ組成（Ｘ値およびＹ値）を有するＡｌ最高含有点とＣｒ最高含有点とが目標間隔と実質的に同じ間隔で交互に存在し、かつ硬質被覆層の平均層厚（５ヶ所の平均値、以下同じ）も目標層厚と実質的に同じ値を示し、さらに前記Ａｌ最高含有点から前記Ｃｒ最高含有点、前記Ｃｒ最高含有点から前記Ａｌ最高含有点へＡｌおよびＣｒ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ことも確認された。一方前記従来被覆超硬工具の硬質被覆層においては、厚さ方向に沿って組成変化が見られず、かつ目標組成（目標Ｘ値）と実質的に同じ組成（Ｘ値）および目標層厚と実質的に同じ平均層厚を示すことが確認された。
【００３９】
【発明の効果】
表３〜１１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酸化性を有するＡｌ最高含有点と、一段とすぐれた高温強度を有するＣｒ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Ｃｒ最高含有点、前記Ｃｒ最高含有点から前記Ａｌ最高含有点へＡｌおよびＣｒ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，Ｃｒ）２Ｏ３層からな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も、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング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（Ａｌ，Ｃｒ）２Ｏ３層からなる従来被覆超硬工具においては、前記硬質被覆層がすぐれた高温硬さと耐酸化性を有するものの、高温強度が不十分であるために、切刃部にチッピングが発生し、これが原因で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切削加工を、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も、すぐれた耐チッピング性を発揮し、長期に亘ってすぐれた耐摩耗性を示すものであるから、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】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物理蒸着装置を示し、（ａ）は概略平面図、（ｂ）は概略正面図である。
【図２】通常の物理蒸着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強度を有し、かつ高温硬さと耐熱性にもすぐれ、したがって特に各種の鋼や鋳鉄などの切削加工を、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（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、さらに切刃が断続切削加工形態をとる面削加工や溝加工、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超硬基体の表面に、
組成式：（Ａｌ1-X ＣｒＸ ）２Ｏ３（ただし、原子比で、Ｘは０．１０〜０．３０を示す）、
を満足するＡｌとＣｒの複合酸化物［以下、（Ａｌ，Ｃｒ）２Ｏ３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、特にこれら被覆超硬工具は、これの硬質被覆層が高Ａｌ含有による一段とすぐれた高温硬さと耐熱性、さらにＣｒ含有による高温強度も具備することから、各種の鋼や鋳鉄などの連続切削や断続切削で、すぐれた耐摩耗性を示すことが知られている（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−Ｃｒ合金がセットされたカソード電極（蒸発源）との間で、例えばスパッタ出力：４ｋＷの条件でスパッタリングを行ない、同時に装置内に反応ガスとして酸素とＡｒ（アルゴン）の混合ガス（容量比で、酸素／Ａｒ＝１／１０）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，Ｃｒ）２Ｏ３層からなる硬質被覆層を蒸着形成することにより製造されることも知られている。
【０００５】
【特許文献１】
特許第３３２３５３４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、切削加工は高切り込みや高送りなどの重切削条件で行なわれる傾向にあるが、上記の従来被覆超硬工具においては、これを通常の切削加工条件で用いた場合には問題はないが、切削加工を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は、特に硬質被覆層の高温強度不足が原因で切刃部にチッピング（微小割れ）が発生し易くなり、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、特に重切削加工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に示されるスパッタリ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，Ｃｒ）２Ｏ３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物理蒸着装置、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、一方側に相対的にＡｌ含有割合の高いＡｌ−Ｃｒ合金、他方側に相対的にＣｒ含有割合の高いＣｒ−Ａｌ合金をそれぞれカソード電極（蒸発源）として設置したスパッタリング装置（以下、ＳＰ装置という）を対向配置した物理蒸着装置を用い、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酸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でスパッタを行ない、前記超硬基体の表面に（Ａｌ，Ｃｒ）２Ｏ３層を形成すると、この結果の（Ａｌ，Ｃｒ）２Ｏ３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含有割合の高いＡｌ−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Ｃｒ含有割合の高いＣｒ−Ａｌ合金のカソード電極に最も接近した時点で層中にＣｒ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Ｃｒ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Ｃｒ最高含有点、前記Ｃｒ最高含有点から前記Ａｌ最高含有点へＡｌおよびＣｒ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，Ｃｒ）２Ｏ３層において、対向配置の一方側のカソード電極（蒸発源）である相対的にＡｌ含有割合の高いＡｌ−Ｃｒ合金におけるＡｌ含有割合を上記の従来被覆超硬工具を構成する（Ａｌ，Ｃｒ）２Ｏ３層の形成に用いられたＡｌ−Ｃｒ合金と同じＡｌ含有割合とし、かつ同他方側のカソード電極（蒸発源）であるＣｒ−Ａｌ合金におけるＡｌ含有割合を前記の一方側のカソード電極であるＡｌ−Ｃｒ合金のＡｌ含有割合に比して相対的に低いものとする共に、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 ＣｒＸ ）２Ｏ３（ただし、原子比で、Ｘは０．１０〜０．３０を示す）、
上記Ｃｒ最高含有点が、組成式：（Ｃｒ1-Y ＡｌY ）２Ｏ３（ただし、原子比で、Ｙは０．０５〜０．２５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Ｃｒ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，Ｃｒ）２Ｏ３層と同等のＡｌ含有割合となることから、上記の従来硬質被覆層を構成する（Ａｌ，Ｃｒ）２Ｏ３層と同等のすぐれた高温硬さと耐酸化性を示し、一方上記Ｃｒ最高含有点部分では、前記Ａｌ最高含有点部分に比してＡｌ含有割合が低く、Ｃｒ含有割合の高いものとなるので、一段と高い高温強度が確保され、かつこれらＡｌ最高含有点とＣｒ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すぐれた高温硬さと耐酸化性を保持した状態で、一段とすぐれた高温強度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（Ａｌ，Ｃｒ）２Ｏ３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、特に高い機械的衝撃を伴うので、高い高温強度が要求される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、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング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、（Ａｌ，Ｃｒ）２Ｏ３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Ｃｒ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Ｃｒ最高含有点、前記Ｃｒ最高含有点から前記Ａｌ最高含有点へＢ含有量が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 ＣｒＸ ）２Ｏ３（ただし、原子比で、Ｘは０．１０〜０．３０を示す）、
上記Ｃｒ最高含有点が、
組成式：（Ｃｒ1-Y ＡｌY ）２Ｏ３（ただし、原子比で、Ｙは０．０５〜０．２５を示す）、
を満足し、かつ隣り合う上記Ａｌ最高含有点とＣｒ最高含有点の間隔が、０．０１〜０．１μmである、
重切削加工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
Ａｌ最高含有点の（Ａｌ，Ｃｒ）２Ｏ３におけるＡｌ成分は、高温硬さおよび耐酸化性を向上させ、一方Ｃｒ成分は高温強度を向上させる作用をもち、したがってＡｌ成分の含有割合が高くなればなるほど高温硬さおよび耐酸化性は向上したものになるが、Ｃｒの割合を示すＸ値がＡｌとの合量に占める割合（原子比、以下同じ）で０．１０未満では、すぐれた高温強度を有するＣｒ最高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、一方同Ｘ値が同０．３０を越えると、高温硬さおよび耐酸化性が急激に低下し、摩耗が急速に進行するようになることから、Ａｌ最高含有点でのＣｒの含有割合を示すＸ値を０．１０〜０．３０と定めた。
【００１１】
（ｂ）Ｃｒ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酸化性のすぐれたものであるが、反面高温強度の低いものであるため、このＡｌ最高含有点の高温強度不足を補う目的で、相対的にＣｒの含有割合が高く、これによって一段と高い高温強度を有するようになるＣｒ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の含有割合を示すＹ値がＣｒとの合量に占める割合で０．３０を越えると、高温強度が急激に低下し、所望のすぐれた高温強度を確保することができなくなり、特に重切削加工条件では切刃部にチッピンが発生し易くなり、一方同Ｙ値が０．０５未満では、Ｃｒ最高含有点に所定の高温硬さおよび耐酸化性を具備せしめることができず、この結果層の摩耗が促進するようになることから、Ｃｒ最高含有点でのＡｌの含有割合を示すＹ値を０．０５〜０．２５と定めた。
【００１２】
（ｃ）Ａｌ最高含有点とＣｒ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強度、さらに高温硬さおよび耐酸化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高温強度不足、Ｃｒ最高含有点であれば高温硬さおよび耐酸化性不足が層内に局部的に現れ、これが原因で重切削条件では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Ａ１〜Ａ１０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（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系サーメット製の超硬基体Ｂ１〜Ｂ６を形成した。
【００１６】
ついで、上記の超硬基体Ａ１〜Ａ１０およびＢ１〜Ｂ６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に示される物理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、前記回転テーブルを挟んで対向配置したＳＰ装置の一方側のＳＰ装置に、カソード電極（蒸発源）として種々の成分組成をもったＣｒ最高含有点形成用Ｃｒ−Ａｌ合金、他方側の同じくＳＰ装置に、カソード電極（蒸発源）として上記の従来（Ａｌ，Ｃｒ）２Ｏ３層形成に用いられたＡｌ−Ｃｒ合金と同じ成分組成をもった種々のＡｌ最高含有点形成用Ａｌ−Ｃｒ合金を設置し、またボンバート洗浄用金属Ｔｉもアークイオンプレーティング装着（以下、ＡＩＰ装置という）のカソード電極（蒸発源）として設置し、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、前記ＡＩＰ装置のカソード電極である前記金属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、引続いて前記金属Ｔｉとアノード電極との間にアーク放電を発生させた状態で、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１０分間印加して、前記超硬基体表面に対する硬質被覆層の密着性向上のための予備処理を行なった後、前記金属Ｔｉとアノード電極との間のアーク放電を停止し、ついで装置内に導入する反応ガスを酸素とＡｒ（アルゴン）の混合ガス（容量比で、酸素／Ａｒ＝１／１０）に切り替えて、装置内を２Ｐａの反応雰囲気とすると共に、前記Ｃｒ最高含有点形成用Ｃｒ−Ａｌ合金および前記Ａｌ最高含有点形成用Ａｌ−Ｃｒ合金からなるカソード電極のそれぞれとアノード電極との間で、スパッタ出力：４ｋＷの条件でスパッタリングを行ない、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（目標Ｘ値および目標Ｙ値）のＡｌ最高含有点とＣｒ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Ｃｒ最高含有点、前記Ｃｒ最高含有点から前記Ａｌ最高含有点へＡｌおよびＣｒ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（Ａｌ，Ｃｒ）２Ｏ３層からなる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Ａ１〜Ａ１０およびＢ１〜Ｂ６を、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、それぞれ図１に示される物理蒸着装置に装入し、一方側のＳＰ装置だけに、カソード電極（蒸発源）として上記の従来（Ａｌ，Ｃｒ）２Ｏ３層形成に用いられたＡｌ−Ｃｒ合金と同じ成分組成をもった種々のＡｌ−Ｃｒ合金を設置し、またボンバート洗浄用金属ＴｉもＡＩＰ装置のカソード電極（蒸発源）として設置し、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、前記ＡＩＰ装置のカソード電極である前記金属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、引続いて前記金属Ｔｉとアノード電極との間のアーク放電を保持したままで、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１０分間印加して、前記超硬基体表面に対する硬質被覆層の密着性向上のための予備処理を行なった後、前記金属Ｔｉとアノード電極との間のアーク放電を停止し、ついで装置内に導入する反応ガスを酸素とＡｒ（アルゴン）の混合ガス（容量比で、酸素／Ａｒ＝１／１０）に切り替えて、装置内を２Ｐａの反応雰囲気とすると共に、前記Ａｌ−Ｃｒ合金からなるカソード電極とアノード電極との間で、スパッタ出力：４ｋＷの条件でスパッタリングを行ない、もって前記超硬基体Ａ１〜Ａ１０およびＢ１〜Ｂ６のそれぞれの表面に、表５，６に示される目標組成（目標Ｘ値）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，Ｃｒ）２Ｏ３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について、これを工具鋼製バイトの先端部に固定治具にてネジ止めした状態で、
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：２．８ｍｍ、
送り：０．１８ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：１０分、
の条件での合金鋼の乾式断続高切り込み切削加工試験（通常の切り込み量は１．５ｍｍ）、
被削材：ＪＩＳ・Ｓ５０Ｃの丸棒、
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：３ｍｍ、
送り：０．２０ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：１０分、
の条件での炭素鋼の乾式連続高切り込み切削加工試験（通常の切り込み量は１．５ｍｍ）、さらに、
被削材：ＪＩＳ・ＦＣ３００の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１．５ｍｍ、
送り：０．３８ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：１０分、
の条件での鋳鉄の乾式断続高送り切削加工試験（通常の送り量は０．２０ｍｍ／ｒｅｖ．）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３〜６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。
【００２６】
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に示される物理蒸着に装入し、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（目標Ｘ値および目標Ｙ値）のＡｌ最高含有点とＣｒ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最高含有点から前記Ｃｒ最高含有点、前記Ｃｒ最高含有点から前記Ａｌ最高含有点へＡｌおよびＣｒ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（Ａｌ，Ｃｒ）２Ｏ３層からなる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。
【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１に示される物理蒸着装置に装入し、上記実施例１と同一の条件で、表９に示される目標組成（目標Ｘ値）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，Ｃｒ）２Ｏ３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。
【００２８】
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−平面が１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さが５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・ＳＫＤ６１の板材、
切削速度：６０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：４ｍｍ、
テーブル送り：２７０ｍｍ／分、
の条件での工具鋼の乾式高切り込み溝切削加工試験（通常の切り込み量は２ｍｍ）、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−平面が１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さが５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・Ｓ４５Ｃの板材、
切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：３ｍｍ、
テーブル送り：９００ｍｍ／分、
の条件での炭素鋼の乾式高送り溝切削加工試験（通常のテーブル送り量は４７０ｍｍ／分）、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−平面が１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さが５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・ＳＮＣＭ４３９の板材、
切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：１０ｍｍ、
テーブル送り：２４０ｍｍ／分、
の条件での合金鋼の乾式高切り込み溝切削加工試験（通常の切り込み量は６ｍｍ）をそれぞれ行い、いずれの乾式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。
【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に示される物理蒸着装置に装入し、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（目標Ｘ値および目標Ｙ値）のＡｌ最高含有点とＣｒ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最高含有点から前記Ｃｒ最高含有点、前記Ｃｒ最高含有点から前記Ａｌ最高含有点へＢ含有量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１０に示される目標層厚の（Ａｌ，Ｃｒ）２Ｏ３層からなる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。
【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１に示される通常の物理蒸着装置に装入し、上記実施例１と同一の条件で、表１１に示される目標組成（目標Ｘ値）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，Ｃｒ）２Ｏ３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。
【００３５】
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−平面が１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さが５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・ＳＣＭ４３５の板材、
切削速度：６０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：８ｍｍ
の条件での合金鋼の湿式高送り穴あけ切削加工試験（通常の送り量は０．１１ｍｍ／ｒｅｖ）、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−平面が１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さが５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・Ｓ５０Ｃの板材、
切削速度：８０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．４ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：１６ｍｍ
の条件での炭素鋼の湿式高送り穴あけ切削加工試験（通常の送り量は０．２３ｍｍ／ｒｅｖ）、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−平面が１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さが５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・ＦＣＤ６００の板材、
切削速度：６０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．５ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：３２ｍｍ
の条件でのダクタイル鋳鉄の湿式高送り穴あけ切削加工試験（通常の送り量は０．２７ｍｍ／ｒｅｖ）、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１０、１１にそれぞれ示した。
【００３６】
【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を構成する硬質被覆層、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ＡｌおよびＣｒの含有量を測定した。これらの測定結果から、前記本発明被覆超硬工具の硬質被覆層では、厚さ方向に沿って目標組成（目標Ｘ値および目標Ｙ値）と実質的に同じ組成（Ｘ値およびＹ値）を有するＡｌ最高含有点とＣｒ最高含有点とが目標間隔と実質的に同じ間隔で交互に存在し、かつ硬質被覆層の平均層厚（５ヶ所の平均値、以下同じ）も目標層厚と実質的に同じ値を示し、さらに前記Ａｌ最高含有点から前記Ｃｒ最高含有点、前記Ｃｒ最高含有点から前記Ａｌ最高含有点へＡｌおよびＣｒ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ことも確認された。一方前記従来被覆超硬工具の硬質被覆層においては、厚さ方向に沿って組成変化が見られず、かつ目標組成（目標Ｘ値）と実質的に同じ組成（Ｘ値）および目標層厚と実質的に同じ平均層厚を示すことが確認された。
【００３９】
【発明の効果】
表３〜１１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酸化性を有するＡｌ最高含有点と、一段とすぐれた高温強度を有するＣｒ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Ｃｒ最高含有点、前記Ｃｒ最高含有点から前記Ａｌ最高含有点へＡｌおよびＣｒ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，Ｃｒ）２Ｏ３層からな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も、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング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（Ａｌ，Ｃｒ）２Ｏ３層からなる従来被覆超硬工具においては、前記硬質被覆層がすぐれた高温硬さと耐酸化性を有するものの、高温強度が不十分であるために、切刃部にチッピングが発生し、これが原因で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切削加工を、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も、すぐれた耐チッピング性を発揮し、長期に亘ってすぐれた耐摩耗性を示すものであるから、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】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物理蒸着装置を示し、（ａ）は概略平面図、（ｂ）は概略正面図である。
【図２】通常の物理蒸着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Ｃｒの複合酸化物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Ｃｒ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Ｃｒ最高含有点、前記Ｃｒ最高含有点から前記Ａｌ最高含有点へＡｌおよびＣｒ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最高含有点が、
組成式：（Ａｌ1-X ＣｒＸ ）２Ｏ３（ただし、原子比で、Ｘは０．１０〜０．３０を示す）、
上記Ｃｒ最高含有点が、
組成式：（Ｃｒ1-Y ＡｌY ）２Ｏ３（ただし、原子比で、Ｙは０．０５〜０．２５を示す）、
を満足し、かつ隣り合う上記Ａｌ最高含有点とＣｒ最高含有点の間隔が、０．０１〜０．１μmであること、
を特徴とする重切削加工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。
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