JP4535255B2 - 高硬度鋼の高速切削加工で表面被覆層がすぐれた耐摩耗性および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の製造方法 - Google Patents

Description

この発明は、特に合金工具鋼や軸受鋼の焼入れ材などの高硬度鋼の高速切削加工で、表面被覆層がすぐれた耐摩耗性および耐チッピング性を発揮し、長期に亘ってすぐれた切削性能を示す表面被覆超硬合金製切削工具（以下、被覆超硬工具という）の製造方法に関するものである。

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。

また、上記の被覆超硬工具が、
（ａ）例えば図２（ａ）に概略平面図、同（ｂ）に概略正面図で示される、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、すなわち、中央部に回転テーブルを設け、前記回転テーブルを挟んで、カソード電極（蒸発源）として表面被覆層を構成する硬質層形成用Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金、同じくカソード電極（蒸発源）として同潤滑層形成用金属Ｃｒを設けたアークイオンプレーティング装置を用い、
（ｂ）上記回転テーブル上に炭化タングステン（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を装着し、
（ｃ）まず、ヒータで装置内を、例えば５００℃の温度に加熱した状態で、まず、Ａｒガスを装置内に導入して１０ＰａのＡｒガス雰囲気とし、前記超硬基体には、例えば−８００Ｖのバイアス電圧を印加して、前記超硬基体表面をＡｒガスボンバード洗浄処理し、
（ｄ）ついで、硬質層形成用カソード電極（蒸発源）として装着された所定組成を有するＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金とアノード電極との間に、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、
組成式：（Ｔｉ_{1-（X＋Ｚ）} Ａｌ_X Ｓｉ_Ｚ ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．２５〜０．６５、Ｚは０．０１〜０．１０を示す）、
を満足するＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物［以下、（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎで示す］層からなる硬質層を１〜１０μｍの平均層厚で蒸着形成し、
（ｅ）さらに、装置内雰囲気を、例えば２．７ｍＰａ以下の真空とした状態で、上記超硬基体には、例えば−８００Ｖの直流バイアス電圧を印加して、前記（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層（硬質層）の表面を真空ボンバード洗浄処理し、
（ｆ）上記超硬基体に印加される直流バイアス電圧を、例えば−１００Ｖとして、前記潤滑層形成用のカソード電極（蒸発源）として配置した金属Ｃｒとアノード電極との間に、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酸素ガスを導入して、例えば２Ｐａの反応雰囲気した条件で、上記硬質層に重ねて、酸化クロム（以下、Ｃｒ−Ｏで示す）層からなる潤滑層を０．３〜１０μｍの平均層厚で蒸着形成する、
以上（ａ）〜（ｆ）の工程で製造されることも知られており、前記（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）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し、さらに同Ｓｉによって一段の耐熱性向上効果を有し、これに加えてすぐれた潤滑性を有する上記Ｃｒ−Ｏ層と相俟って、この結果製造された被覆超硬工具は、特に上記の高硬度鋼などの被削材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。
特開２０００−２３３３２４号公報 特開２００２−２５４２０４号公報

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、特に上記の高硬度鋼などの被削材の切削加工を通常の切削加工条件で行うのに用いた場合には問題はないが、これを高速連続切削加工条件で用いると、特に表面被覆層を構成する潤滑層であるＣｒ−Ｏ層の摩耗進行がきわめて速くなり、これが短時間で摩滅することから、以後の切削加工は潤滑効果の伴なわない状態で、同硬質層である（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層単独での切削加工を余儀なくされるようになるため、特に高速連続切削加工では前記硬質層の摩耗も急激に加速し、また、前記硬質層である（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層の超硬基体表面および潤滑層であるＣｒ−Ｏ層に対する密着接合性が十分でないために、特に断続切削加工を高速で行った場合には、表面被覆層にチッピング（微少欠け）なども発生し易くなり、この結果使用寿命（切削加工時間）の短縮化は避けられないのが現状である。

そこで、本発明者等は、上述のような観点から、特に合金工具鋼や軸受鋼の焼入れ材などの高硬度鋼の高速連続および断続切削加工で表面被覆層が長期に亘ってすぐれた耐摩耗性および耐チッピング性を発揮する被覆超硬工具を製造すべく、特に上記の従来被覆超硬工具の製造方法に着目し、研究を行った結果、
（ａ）上記の従来被覆超硬工具の製造方法においては、潤滑層であるＣｒ−Ｏ層は、例えば図２に示されるアークイオンプレーティング装置を用い、カソード電極（蒸発源）として設置した金属Ｃｒとアノード電極との間に発生させたアーク放電でＣｒイオンを放出し、同時に装置内に反応ガスとして導入した酸素ガスと反応させることにより形成されるため、Ｃｒと酸素の結合反応が不安定であり、この結果Ｃｒと酸素の結合割合が変化した状態でＣｒ−Ｏ層が形成されるようになることから、層自体の強度に局部的バラツキが生じ、かつ強度の低いものとならざるを得ないこと。

（ｂ）一方、カソード電極（蒸発源）としてＣｒと酸素の組成割合が一定の酸化クロム、例えば原子比でＣｒ_２Ｏ_３の組成式を満足する安定した酸化クロム（以下、Ｃｒ_２Ｏ_３で示す）、例えばＣｒ_２Ｏ_３粉末の焼結体を備えたスパッタリング装置と、カソード電極（蒸発源）として金属Ｃｒを備えたアーク放電装置を設けた蒸着装置を用い、かつ装置内に反応ガスとして、酸素ガスとＡｒガスを導入して、装置内雰囲気を、望ましくは酸素ガスがＡｒガスとの合量に占める割合で４０〜６０容量％を占める酸化性混合ガス雰囲気とし（この場合酸素ガスの割合が４０容量％未満では、酸化反応が十分に行われず、一方同割合が６０容量％を越えると、相対的にＡｒガスの割合が少なくなり過ぎて、スパッタ反応が急激に低下するようになる）、前記スパッタリング装置のカソード電極であるＣｒ_２Ｏ_３に印加して、前記反応雰囲気中のＡｒの作用で、Ｃｒ_２Ｏ_３をスパッタ放出させ、同時に前記アーク放電装置のカソード電極である金属Ｃｒとアノード電極との間にアーク放電を発生させて、Ｃｒをイオン化放出させ、前記反応雰囲気中で前記スパッタ放出Ｃｒ_２Ｏ_３の存在下で、前記反応雰囲気中の酸素と反応させてＣｒ−Ｏを生成させると、前記スパッタ放出Ｃｒ_２Ｏ_３が前記Ｃｒ−Ｏ合成の触媒として作用することから、前記Ｃｒ−Ｏの生成反応が著しく活性化し、Ｃｒと酸素の結合反応が著しく安定化し、Ｃｒと酸素の結合割合が一定化したＣｒ−Ｏが形成されるようになり、したがって、前記スパッタ放出Ｃｒ_２Ｏ_３と反応生成Ｃｒ−Ｏで構成された潤滑層、望ましくはそれぞれの前記カソード電極に印可されるスパッタ出力およびアーク放電電流を調整して、前記スパッタ放出Ｃｒ_２Ｏ_３が全体の５〜３５質量％を占め、残りを反応生成Ｃｒ−Ｏで構成してなる潤滑層（この場合前記スパッタ放出Ｃｒ_２Ｏ_３の割合が５質量％未満では、残りの反応生成Ｃｒ−ＯのＣｒと酸素の組成割合が不安定になり、層全体に亘って均質な性質を確保することができず、一方、その割合が３５質量％を越えると、層自体の強度が低下し、チッピングが発生し易くなる。なお、この層を、以下、Ｃｒ_２Ｏ_３・Ｃｒ−Ｏ複合潤滑層という）は、層全体に亘って組成が均一化し、これに伴なって層自体の性質も均質化するようになり、かつ高強度を具備するようになること。

（ｃ）表面被覆層を構成する硬質層の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層は、上記の通り、超硬基体表面およびＣｒ_２Ｏ_３・Ｃｒ−Ｏ複合潤滑層に対する密着接合性が十分でないために、特に高速断続切削加工に際しては、前記密着接合性不足が原因で、表面被覆層にチッピングが発生し易くなるが、前記超硬基体表面に対しては、上記アーク放電装置のカソード電極である金属Ｃｒとアノード電極との間にアーク放電を発生させて、上記超硬基体表面をＣｒボンバード洗浄処理することによって密着接合性が著しく向上し、また前記Ｃｒ_２Ｏ_３・Ｃｒ−Ｏ複合潤滑層に対しては、上記蒸着装置内の反応雰囲気を窒素ガス雰囲気とした状態で、上記アーク放電装置のカソード電極である金属Ｃｒとアノード電極との間にアーク放電を発生させて、窒化クロム（以下、ＣｒＮで示す）層を介在形成すると、前記ＣｒＮ層は前記（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層およびＣｒ_２Ｏ_３・Ｃｒ−Ｏ複合潤滑層のいずれにもきわめて強固な密着接合性を示すこと。

（ｄ）したがって、上記（ａ）〜（ｃ）の工程で製造された被覆超硬工具は、これを構成する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層からなる硬質層が超硬基体およびＣｒ_２Ｏ_３・Ｃｒ−Ｏ複合潤滑層にきわめて強固に密着接合し、前記（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層自体がすぐれた高温硬さと耐熱性、さらにすぐれた高温強度を有し、また前記Ｃｒ_２Ｏ_３・Ｃｒ−Ｏ複合潤滑層も組成的に安定し、層全体に亘って均質な性質を有し、かつ高強度を具備することから、上記の高硬度鋼の高速連続切削加工では摩耗進行が著しく抑制され、また高速断続切削加工でもチッピングの発生なく、長期に亘ってすぐれた切削性能を発揮すること。
以上（ａ）〜（ｄ）に示される研究結果を得たのである。

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、
（ａ）例えば図１（ａ）に概略平面図、同（ｂ）に概略正面図で示される蒸着装置、すなわち、中央部に回転テーブルを設け、前記回転テーブルを挟んで、カソード電極（蒸発源）としてＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金を備えた表面被覆層を構成する硬質層形成用アーク放電装置、カソード電極（蒸発源）としてＣｒ_２Ｏ_３を備えた同じく表面被覆層を構成する潤滑層形成用スパッタリング装置、さらにカソード電極として金属Ｃｒを備えた超硬基体表面ボンバード洗浄、密着接合層、および同潤滑層形成用アーク放電装置を設けた蒸着装置を用い、
（ｂ）上記蒸着装置の回転テーブル上に、ＷＣ基超硬合金またはＴｉＣＮ基サーメットで構成された超硬基体を装着し、
（ｃ）まず、上記超硬基体表面ボンバード洗浄用アーク放電装置のカソード電極である金属Ｃｒとアノード電極との間にアーク放電を発生させて、上記超硬基体表面をＣｒボンバード洗浄処理し、
（ｄ）ついで、上記蒸着装置内の雰囲気を窒素ガス雰囲気とすると共に、上記硬質層形成用アーク放電装置のカソード電極であるＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金とアノード電極との間にアーク放電を発生させて、上記超硬基体の表面に、
組成式：（Ｔｉ_{1-（X＋Ｚ）} Ａｌ_X Ｓｉ_Ｚ ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．２５〜０．６５、Ｚは０．０１〜０．１０を示す）、
を満足する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層からなる硬質層を１〜１０μｍの平均層厚で形成し、
（ｅ）同じく上記蒸着装置内の反応雰囲気を窒素ガス雰囲気とした状態で、上記密着接合層形成用アーク放電装置のカソード電極である金属Ｃｒとアノード電極との間にアーク放電を発生させ、もって、上記硬質層に重ねて、０．１〜５μｍの平均層厚でＣｒＮ層からなる密着接合層を形成し、
（ｆ）上記蒸着装置内の反応雰囲気を、酸素ガスとＡｒガスの酸化性混合ガス雰囲気とした状態で、上記潤滑層形成用スパッタリング装置のカソード電極であるＣｒ_２Ｏ_３に印加して、前記反応雰囲気中のＡｒの作用で、Ｃｒ_２Ｏ_３をスパッタ放出させ、同時に上記潤滑層形成用アーク放電装置のカソード電極である金属Ｃｒとアノード電極との間にアーク放電を発生させて、Ｃｒをイオン化放出させ、前記反応雰囲気中で前記スパッタ放出Ｃｒ_２Ｏ_３の存在下で、前記反応雰囲気中の酸素と反応させてＣｒ−Ｏを生成させ、もって、Ｃｒ_２Ｏ_３・Ｃｒ−Ｏ複合潤滑層を、上記密着接合層に重ねて、０．３〜１０μｍの平均層厚で形成する、
以上（ａ）〜（ｆ）の工程で、特に上記の高硬度鋼の高速切削加工で表面被覆層がすぐれた耐摩耗性および耐チッピング性を発揮する被覆超硬工具を製造する方法に特徴を有するものである。

つぎに、この発明の被覆超硬工具の製造方法において、上記の通りに数値限定した理由を説明する。
（ａ）硬質層の組成および平均層厚
硬質層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層における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、さらに同Ｓｉ成分にはＡｌとの共存において一段と耐熱性を向上させる作用があるが、Ａｌの割合を示すＸ値がＴｉとＳｉとの合量に占める割合（原子比、以下同じ）で０．２５未満になると、相対的にＴｉの割合が多くなり過ぎて、すぐれた高温硬さと耐熱性を確保することができず、摩耗進行が急激に促進するようになり、一方Ａｌの割合を示すＸ値が同０．６５を越えると、相対的にＴｉの割合が少なくなり過ぎて、高温強度が急激に低下し、摩耗が発生し易くなることから、Ｘ値を０．２５〜０．６５と定めた。
また、Ｓｉの割合を示すＺ値がＴｉとＡｌの合量に占める割合で、０．０１未満では、所望の耐熱性向上効果が得られず、一方同Ｚ値が０．１０を超えると、高温強度が低下するようになることから、Ｚ値を０．０１〜０．１０と定めた。
さらに、その平均層厚が１μｍ未満では、自身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、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。

（ｂ）密着接合層の平均層厚
密着接合層を構成するＣｒＮ層には、上記の通り硬質層の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層およびＣｒ_２Ｏ_３・Ｃｒ−Ｏ複合潤滑層のいずれにも強固に密着接合し、高速断続切削加工でも表面被覆層に密着接合性不足が原因のチッピングが発生するのを防止する作用があるが、その平均層厚が０．１μｍ未満では、所望のすぐれた密着接合性を確保することができず、一方その平均層厚が５μｍを越えると、ＣｒＮ層による強度低下が表面被覆層に現れ、これが原因でチッピングが発生し易くなることから、その平均層厚を０．１〜５μｍと定めた。

（ｂ）Ｃｒ_２Ｏ_３・Ｃｒ−Ｏ複合潤滑層
上記の通り、Ｃｒ_２Ｏ_３・Ｃｒ−Ｏ複合潤滑層は、これを構成するＣｒと酸素の組成割合が安定し、層全体に亘って均質な性質を有し、かつ相対的に高強度を具備したものとなるため、高速切削加工で、すぐれた潤滑性をチッピングの発生なく発揮するが、その平均層厚が０．３μｍ未満では、前記潤滑性を十分に発揮することができず、一方その平均層厚が１０μｍを越えて厚くなり過ぎると、層自体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０．３〜１０μｍと定めた。

この発明の方法によれば、表面被覆層が超硬基体表面に対してすぐれた密着接合性を有し、さらに表面被覆層の構成層間の密着接合性にもすぐれ、かつ表面被覆層を構成するＣｒ_２Ｏ_３・Ｃｒ−Ｏ複合潤滑層が層全体に亘って均質な性質を有し、かつ相対的に高強度を具備する被覆超硬工具を製造することができ、したがって、この結果製造された被覆超硬工具は、特に上記の高硬度鋼の高速切削加工でも、表面被覆層にチッピングの発生なく、すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮するものである。

つぎに、この発明の被覆超硬工具の製造方法を実施例により具体的に説明する。

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。

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基サーメットの超硬基体Ｂ−１〜Ｂ−６を形成した。

さらに、Ｃｒ_２Ｏ_３・Ｃｒ−Ｏ複合潤滑層形成用スパッタリング装置のカソード電極（蒸発源）として、０．８μｍの平均粒径を有し、かつ組成式（原子比）：Ｃｒ_２Ｏ_３を満足するＣｒ_２Ｏ_３粉末を温度：１５００℃、圧力：２０ＭＰａ、保持時間：３時間の条件でホットプレスして成形したＣｒ_２Ｏ_３焼結体を用意した。

（ａ）ついで、図１に示される蒸着装置、すなわち、中央部に回転テーブルを設け、前記回転テーブルを挟んで、一方側にカソード電極（蒸発源）として所定の組成を有する硬質層形成用Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金を備えたアーク放電装置、他方側にカソード電極（蒸発源）としてＣｒ_２Ｏ_３焼結体を備えた潤滑層形成用スパッタリング装置を対向配置し、さらにこれらの装置から９０度離れた位置に、カソード電極として金属Ｃｒを備えた超硬基体表面ボンバード洗浄、密着接合層、および潤滑層形成用アーク放電装置を配置した蒸着装置を用い、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、前記蒸着装置内の前記回転テーブル上に、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、
（ｂ）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ボンバード洗浄処理し、
（ｃ）上記のボンバード洗浄用金属Ｃｒ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、かつカソード電極の前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金とアノード電極との間に１００Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、もって前記超硬基体の表面に、表３に示される目標組成および目標層厚の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層を硬質層として蒸着形成し、
（ｄ）ついで、上記の硬質層形成用Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ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、超硬基体への直流バイアス電圧（−１００Ｖ）および装置内の雰囲気（３Ｐａの窒素雰囲気）は同じくしたままで、上記アーク放電装置のカソード電極である金属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、もって上記硬質層である（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層の表面に、ＣｒＮ層を同じく表３に示される目標層厚で蒸着形成し、
（ｅ）上記金属Ｃｒとアノード電極とのアーク放電を続行させながら、前記蒸着装置内の雰囲気を、窒素雰囲気に代って、酸素ガスとＡｒガスを導入して、酸素ガス：５０容量％を含有し、残りがＡｒガスからなる３Ｐａの酸化性混合ガス雰囲気とし、同時に前記スパッタリング装置のカソード電極（蒸発源）として配置したＣｒ_２Ｏ_３焼結体に、スパッタ出力：３ｋＷの条件で印可して、スパッタリングを開始し、スパッタ放出Ｃｒ_２Ｏ_３が目標割合で全体の２０質量％を占め、残りが反応生成Ｃｒ−ＯからなるＣｒ_２Ｏ_３・Ｃｒ−Ｏ複合潤滑層を同じく表３に示される目標層厚で蒸着形成することにより、本発明方法１〜１６を実施し、被覆超硬工具としての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。

また、比較の目的で、
（ａ）図２に示されるアークイオンプレーティング装置、すなわち、中央部に回転テーブルを設け、前記回転テーブル挟んで、一方側にカソード電極（蒸発源）として所定の組成を有する硬質層形成用Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金を配置し、他方側にカソード電極（蒸発源）として潤滑層形成用金属Ｃｒを対向配置したアークイオンプレーティング装置を用い、上記の超硬基体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、前記装置の前記回転テーブル上に、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、
（ｂ）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、Ａｒガスを装置内に導入して１０ＰａのＡｒガス雰囲気とし、前記超硬基体に−８００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、もって超硬基体表面をＡｒガスボンバード洗浄処理し、
（ｃ）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Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ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４に示される目標組成および目標層厚の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層を硬質層として蒸着形成し、
（ｄ）さらに、装置内雰囲気を、２．７ｍＰａ以下の真空とした状態で、上記超硬基体には、例えば−８００Ｖの直流バイアス電圧を印加して、前記（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層（硬質層）の表面を真空ボンバード洗浄処理し、
（ｅ）上記超硬基体へ印可する直流バイアス電圧を−１００Ｖとし、前記潤滑層形成用のカソード電極（蒸発源）として配置した金属Ｃｒとアノード電極との間に９０Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、同時に装置内に反応ガスとして酸素ガスを導入して、２Ｐａの酸素ガス雰囲気とした条件で、同じく表３に示される目標層厚のＣｒ−Ｏ層を潤滑層として上記硬質層に重ねて蒸着形成することにより従来方法１〜１６を実施し、従来被覆超硬工具としての従来表面被覆超硬製スローアウエイチップ（以下、従来被覆チップと云う）１〜１６をそれぞれ製造した。

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および従来被覆チップ１〜１６について、
被削材：ＪＩＳ・ＳＫＤ１１（硬さ：ＨＲＣ５８）の丸棒、
切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：０．５ｍｍ、
送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：４分、
の条件（切削条件Ａ）での高硬度鋼の乾式連続高速切削加工試験（通常の切削速度は８０ｍ／ｍｉｎ．）、
被削材：ＪＩＳ・ＳＵＪ２（硬さ：ＨＲＣ５２）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：０．８ｍｍ、
送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：２分、
の条件（切削条件Ｂ）での高硬度鋼の乾式断続高速切削加工試験（通常の切削速度は１００ｍ／ｍｉｎ．）、
被削材：ＪＩＳ・ＳＮＣＭ４３９（硬さ：ＨＲＣ５０）の丸棒、
切削速度：１８０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：０．８ｍｍ、
送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：４分、
の条件（切削条件Ｃ）での高硬度鋼の乾式連続高速切削加工試験（通常の切削速度は１００ｍ／ｍｉｎ．）を行い、いずれの高速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５に示した。

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６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。

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、表７に示される目標組成および目標層厚の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層からなる硬質層、同じく表７に示される目標層厚のＣｒＮ層からなる密着接合層およびＣｒ_２Ｏ_３・Ｃｒ−Ｏ複合潤滑層を蒸着形成する本発明方法１７〜２４を実施し、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）１７〜２４をそれぞれ製造した。

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２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、同じく表７に示される目標組成および目標層厚の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層からなる硬質層、同じく表７に示される目標層厚のＣｒ−Ｏ層からなる潤滑層を蒸着形成する従来方法１７〜２４を実施し、従来被覆超硬工具としての従来表面被覆超硬製エンドミル（以下、従来被覆エンドミルと云う）１７〜２４をそれぞれ製造した。

つぎに、この結果得られた本発明被覆エンドミル１７〜２４および従来被覆エンドミル１７〜２４のうち、本発明被覆エンドミル１７〜１９および従来被覆エンドミル１７〜１９については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・ＳＫＤ６１（硬さ：ＨＲＣ５３）の板材、
切削速度：８０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：０．３ｍｍ、
テーブル送り：２００ｍｍ／分、
の条件での高硬度鋼の乾式高速溝切削加工試験（通常の切削速度は４０ｍ／ｍｉｎ．）、本発明被覆エンドミル２０〜２２および従来被覆エンドミル２０〜２２については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・ＳＫＤ１１（硬さ：ＨＲＣ５８）の板材、
切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：０．５ｍｍ、
テーブル送り：１００ｍｍ／分、
の条件での高硬度鋼の乾式高速溝切削加工試験（通常の切削速度は５０ｍ／ｍｉｎ．）、本発明被覆エンドミル２３，２４および従来被覆エンドミル２３，２４については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・ＳＣＭ４１５（硬さ：ＨＲＣ５１）の板材、
切削速度：９０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：１ｍｍ、
テーブル送り：９０ｍｍ／分、
の条件での高硬度鋼の乾式高速溝切削加工試験（通常の切削速度は４５ｍ／ｍｉｎ．）をそれぞれ行い、いずれの高速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７にそれぞれ示した。

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。

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、表８に示される目標組成および目標層厚の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層からなる硬質層、同じく表８に示される目標層厚のＣｒＮ層からなる密着接合層およびＣｒ_２Ｏ_３・Ｃｒ−Ｏ複合潤滑層を蒸着形成する本発明方法２５〜３２を実施し、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）２５〜３２をそれぞれ製造した。

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２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、同じく表８に示される目標組成および目標層厚を有する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層からなる硬質層、同じく表８に示される目標層厚のＣｒ−Ｏ層からなる潤滑層を蒸着形成する従来方法２５〜３２を実施し、従来被覆超硬工具としての従来表面被覆超硬製ドリル（以下、従来被覆ドリルと云う）２５〜３２をそれぞれ製造した。

つぎに、この結果得られた上記本発明被覆ドリル２５〜３２および従来被覆ドリル２５〜３２のうち、本発明被覆ドリル２５〜２７および従来被覆ドリル２５〜２７については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・ＳＫＤ１１（硬さ：ＨＲＣ５８）の板材、
切削速度：８０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．１２ｍｍ／ｒｅｖ．、
穴深さ：８ｍｍ、
の条件での高硬度鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験（通常の切削速度は４５ｍ／ｍｉｎ．）、本発明被覆ドリル２８〜３０および従来被覆ドリル２８〜３０については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・ＳＵＪ２（硬さ：ＨＲＣ５２）の板材、
切削速度：５０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：１６ｍｍ、
の条件での高硬度鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験（通常の切削速度は２５ｍ／ｍｉｎ．）、本発明被覆ドリル３１，３２および従来被覆ドリル３１，３２については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・ＳＫＤ６１（硬さ：ＨＲＣ５３）の板材、
切削速度：３０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：３２ｍｍ、
の条件での高硬度鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験（通常の切削速度は１５ｍ／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８にそれぞれ示した。

この結果得られた本発明被覆超硬工具としての本発明被覆チップ１〜１６、本発明被覆エンドミル１７〜２４、および本発明被覆ドリル２５〜３２、並びに従来被覆超硬工具としての従来被覆チップ１〜１６、従来被覆エンドミル１７〜２４、および従来被覆ドリル２５〜３２の表面被覆層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層からなる硬質層の組成を、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、それぞれ目標組成と実質的に同じ組成を示した。

また、上記の硬質層，密着接合層、および潤滑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。

表３〜８に示される結果から、本発明方法１〜３２によれば、表面被覆層の硬質層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層が超硬基体表面に対してすぐれた密着接合性を有し、さらに密着接合層であるＣｒＮ層によって前記（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層とＣｒ_２Ｏ_３・Ｃｒ−Ｏ複合潤滑層間にもすぐれた密着接合性が確保され、かつ表面被覆層を構成する前記Ｃｒ_２Ｏ_３・Ｃｒ−Ｏ複合潤滑層が層全体に亘って均質な性質を有し、かつ相対的に高強度を具備する本発明被覆超硬工具１〜３２を製造することができ、したがって、この結果製造された被覆超硬工具は、各種鋼の高速切削加工でも、表面被覆層にチッピングの発生なく、すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮するのに対して、従来方法１〜３２で製造された従来被覆超硬工具１〜３２においては、いずれも表面被覆層の超硬基体表面に対する密着接合性、並びに表面被覆層の構成層間の相互密着接合性が十分でなく、さらに潤滑層であるＣｒ−Ｏ層におけるＣｒと酸素の割合が組成的にバラツキ、層全体の性質が不均一化し、相対的に強度の低いものとなることから、高速連続切削加工では摩耗がきわめて速く、また高速断続切削加工（エンドミルおよびドリルでは断続切削加工形態をとる）では前記表面被覆層にチッピングが発生し、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。

上述のように、この発明の方法によれば、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、特に合金工具鋼や軸受鋼の焼入れ材などの高硬度鋼などの高速切削加工に用いた場合にも、すぐれた耐摩耗性および耐チッピング性を発揮し、長期に亘ってすぐれた切削性能を示す被覆超硬工具を製造することができ、切削加工の省力化および省エネ化、さらに低コスト化に寄与するものである。

本発明方法を実施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。 通常の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。

Claims (1)

1. （ａ）中央部に回転テーブルを設け、前記回転テーブルを挟んで、カソード電極（蒸発源）としてＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金を備えた表面被覆層を構成する硬質層形成用アーク放電装置、カソード電極（蒸発源）として酸化クロムを備えた同じく表面被覆層を構成する潤滑層形成用スパッタリング装置、さらにカソード電極として金属Ｃｒを備えた超硬基体表面ボンバード洗浄、密着接合層、および同潤滑層形成用アーク放電装置を設けた蒸着装置を用い、
   （ｂ）上記蒸着装置の回転テーブル上に炭化タングステン基超硬合金または炭窒化チタン基サーメットで構成された超硬基体を装着し、
   （ｃ）上記超硬基体表面ボンバード洗浄用アーク放電装置のカソード電極である金属Ｃｒとアノード電極との間にアーク放電を発生させて、上記超硬基体表面をＣｒボンバード洗浄処理し、
   （ｄ）上記蒸着装置内の反応雰囲気を窒素ガス雰囲気とすると共に、上記硬質層形成用アーク放電装置のカソード電極であるＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金とアノード電極との間にアーク放電を発生させ、もって、上記超硬基体の表面に、
   組成式：（Ｔｉ_{1-（X＋Ｚ）} Ａｌ_X Ｓｉ_Ｚ ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．２５〜０．６５、Ｚは０．０１〜０．１０を示す）、
   を満足するＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物層からなる硬質層を１〜１０μｍの平均層厚で形成し、
   （ｅ）同じく上記蒸着装置内の反応雰囲気を窒素ガス雰囲気とした状態で、上記密着接合層形成用アーク放電装置のカソード電極である金属Ｃｒとアノード電極との間にアーク放電を発生させ、もって、上記硬質層に重ねて、０．１〜５μｍの平均層厚で窒化クロム層からなる密着接合層を形成し、
   （ｆ）上記蒸着装置内の反応雰囲気を、酸素ガスとＡｒガスの酸化性混合ガス雰囲気とした状態で、上記潤滑層形成用スパッタリング装置のカソード電極である酸化クロムに印加して、前記反応雰囲気中のＡｒの作用で、酸化クロムをスパッタ放出させ、同時に上記潤滑層形成用アーク放電装置のカソード電極である金属Ｃｒとアノード電極との間にアーク放電を発生させて、Ｃｒをイオン化放出させ、前記反応雰囲気中で前記スパッタ放出酸化クロムの存在下で、前記反応雰囲気中の酸素と反応させて酸化クロムを生成させ、もって、前記スパッタ放出酸化クロムと反応生成酸化クロムで構成された潤滑層を、上記密着接合層に重ねて、０．３〜１０μｍの平均層厚で形成する、
   以上（ａ）〜（ｆ）の工程からなることを特徴とする、高硬度鋼の高速切削加工で表面被覆層がすぐれた耐摩耗性および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の製造方法。

Images