JP4621974B2 - 耐熱合金の高速切削で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 - Google Patents

Description

この発明は、特にＴｉ基合金やＮｉ基合金、さらにＣｏ基合金などの耐熱合金の切削を高い発熱を伴なう高速切削条件で行った場合にも、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。

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、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：（Ｔｉ_1-(Ｘ+Ｚ)Ａｌ_Ｘ Ｂ_Ｚ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．２５〜０．６５、Ｚ：０．０１〜０．１０を示す）を満足するＴｉとＡｌとＢ（ボロン）の複合窒化物［以下、（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎで示す］層からなる硬質被覆層を１〜１０μｍの平均層厚で物理蒸着してなる被覆超硬工具が知られており、かつ前記被覆超硬工具の硬質被覆層である（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）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Ｂによる一段の高温硬さ向上効果と相俟って、これ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。

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−Ｂ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，Ｂ）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知られている。
特許第２７９３６９６号明細書

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、これを鋼や鋳鉄などの切削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、特にＴｉ基合金やＮｉ基合金、さらにＣｏ基合金などの耐熱合金などの切削を、高速切削条件で行なった場合には、特に高い発熱を伴なうことから、前記被覆超硬工具および被削材は高温に加熱された状態となり、この結果前記耐熱合金の被削材と硬質被覆層である（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層の反応が著しく活発になり、前記硬質被覆層の摩耗進行が一段と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。

そこで、本発明者等は、上述のような観点から、特に耐熱合金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被覆超硬工具を開発すべく、上記の従来被覆超硬工具に着目し、研究を行った結果、
（ａ）上記従来被覆超硬工具の硬質被覆層である（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層を下部層とし、これの上に上部層として硼化クロム（以下、ＣｒＢ_２で示す）層を形成すると、前記ＣｒＢ_２層は熱的安定性にすぐれ、特に被削材である耐熱合金の高速切削時に発生する高熱で高温加熱された状態でも前記被削材である耐熱合金との親和性がきわめて低く、低い反応性を保持することから、前記下部層である（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層は保護され、この結果（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層のもつすぐれた特性が長期に亘って十分に発揮されるようになること。

（ｂ）しかし、上記上部層であるＣｒＢ_２層と下部層である（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層との密着性は十分でなく、特に断続切削を高速で行った場合に剥離現象が発生し易いが、前記ＣｒＢ_２層と（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層との間に窒化クロム（以下、ＣｒＮで示す）層を介在させると、前記ＣｒＮ層は前記ＣｒＢ_２層および（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層のいずれとも強固に密着することから、前記（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層が超硬基体表面に対してすぐれた密着性を有することと相俟って、前記ＣｒＢ_２層と（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層との間にＣｒＮ層を介在させてなる硬質被覆層は、高熱発生を伴なう耐熱合金の高速切削でも、層間剥離の発生なく、すぐれた耐摩耗性を発揮するようになること。

（ｃ）上記（ｂ）の硬質被覆層は、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、一方側に前記ＡＩＰ装置のカソード電極（蒸発源）として金属Ｃｒ、他方側に前記ＳＰ装置のカソード電極（蒸発源）としてＣｒＢ_２焼結体（例えば原料粉末としてＣｒＢ_２粉末を用いて、ホットプレスにより成形された焼結体）を対向配置し、さらに前記回転テーブルに沿って、かつ前記金属ＣｒおよびＣｒＢ_２焼結体のそれぞれから９０度離れた位置に前記ＡＩＰ装置のカソード電極（蒸発源）として所定の組成を有するＴｉ−Ａｌ−Ｂ合金を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、基本的に、まず前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｂ合金のカソード電極（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下部層として（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層を０．８〜５μｍの平均層厚で蒸着し、ついで、前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｂ合金のカソード電極（蒸発源）とアノード電極との間のアーク放電を停止し、前記ＡＩＰ装置のカソード電極（蒸発源）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、密着接合層としてＣｒＮ層を０．１〜０．５μｍの平均層厚で蒸着した後、前記蒸着装置内の雰囲気を、窒素雰囲気に代って、Ａｒと窒素の混合ガス雰囲気とするが、経時的にＡｒの導入割合を漸次増加させ、一方窒素の導入割合は漸次減少させた雰囲気として、最終的にＡｒ雰囲気とすると共に、前記ＳＰ装置のカソード電極（蒸発源）として配置したＣｒＢ_２焼結体のスパッタリングを開始し、前記スパッタリング開始後所定時間経過して、前記金属Ｃｒとアノード電極との間のアーク放電を停止し、所定時間の前記ＣｒＢ_２焼結体のスパッタリングを行って前記ＣｒＮ層に重ねて上部層として０．８〜５μｍの平均層厚でＣｒＢ_２層を蒸着することにより形成することができること。

（ｄ）上記の下部層、密着接合層、および上部層で構成された硬質被覆層を蒸着形成してなる被覆超硬工具は、特に著しい高熱発生を伴なうＴｉ基合金やＮｉ基合金、さらにＣｏ基合金などの耐熱合金などの高速切削でも、下部層である（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層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、かつ密着接合層としてのＣｒＮ層によって強固に密着したＣｒＢ_２層によって、被削材である耐熱合金との間にすぐれた熱的安定性（きわめて低い反応性）が確保されることから、層間剥離の発生なく、すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮するようになること。
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、超硬基体の表面に、
（ａ）０．８〜５μｍの平均層厚を有し、かつ、組成式：（Ｔｉ_1-(X+Z) Ａｌ_XＢ_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，Ｂ）Ｎ層からなる下部層、
（ｂ）０．１〜０．５μｍの平均層厚を有するＣｒＮ層からなる密着接合層、
（ｃ）０．８〜５μｍの平均層厚を有するＣｒＢ_２層からなる上部層、
以上（ａ）〜（ｃ）で構成された硬質被覆層を形成してなる、耐熱合金の高速切削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。

つぎに、この発明の被覆超硬工具の硬質被覆層の構成層に関し、上記の通りに数値限定した理由を説明する。
（ａ）下部層の組成式のＸ値およびＺ値、並びに平均層厚
下部層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）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Ｂ成分にはＡｌとの共存において一段と高温硬さを向上させる作用があるが、Ａｌの割合を示すＸ値がＴｉとＢ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、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り、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、この結果切刃部にチッピング（微少欠け）など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、Ｂの割合がを示すＺ値がＴｉとＡｌの合量に占める割合で０．０１未満では所望の高温硬さ向上効果が得られず、さらに同Ｚ値が０．１０を超えると、高温強度が急激に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０．８μｍ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５μｍを越えると、上記の耐熱合金の高速切削では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０．８〜５μｍと定めた。

（ｂ）密着接合層の平均層厚
その平均層厚が０．１μｍ未満では、上部層と下部層の間に強固な接合強度を確保することができず、一方その平均層厚が０．５μｍを越えると、硬質被覆層の強度が密着接合層部分で急激に低下するようになり、これがチッピング発生の原因となることから、その平均層厚を０．１〜０．５μｍと定めた。

（ｃ）上部層の平均層厚
上部層を構成するＣｒＢ_２層は、上記の通り熱的にきわめて安定した性質を有し、高温加熱された被削材および切粉との反応性の著しく低い特性をもつものであるから、熱発生が著しい耐熱合金の高速切削でも、下部層である（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層を前記高温加熱された被削材および切粉から保護し、これの摩耗進行を抑制する作用を発揮するが、その平均層厚が０．８μｍ未満では、前記作用に所望の効果が得られず、一方その平均層厚が５μｍを越えて厚くなり過ぎると、チッピング発生の原因となることから、その平均層厚を０．８〜５μｍと定めた。

この発明の被覆超硬工具は、硬質被覆層を構成する下部層の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層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、かつ同密着接合層としてのＣｒＮ層によって強固に密着接合した上部層としてのＣｒＢ_２層によって、被削材との間にすぐれた熱的安定性（きわめて低い反応性）が確保されることから、特に著しい高熱発生を伴なうＴｉ基合金やＮｉ基合金、さらにＣｏ基合金などの耐熱合金などの高速切削でも、層間剥離の発生なく、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系超硬製の超硬基体Ｂ−１〜Ｂ−６を形成した。
さらに、硬質被覆層の上部層形成用カソード電極（蒸発源）として、０．８μｍの平均粒径を有するＣｒＢ_２粉末を温度：１５００℃、圧力：２０Ｐａ、保持時間：３時間の条件でホットプレスして成形したＣｒＢ_２焼結体を用意した。

（ａ）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、一方側のＡＩＰ装置のカソード電極（蒸発源）として密着接合層形成用金属Ｃｒ、他方側のＳＰ装置のカソード電極（蒸発源）として上部層形成用ＣｒＢ_２焼結体を対向配置し、さらに前記回転テーブルに沿って、かつ前記金属ＣｒおよびＣｒＢ_２焼結体のそれぞれから９０度離れた位置にＡＩＰ装置のカソード電極（蒸発源）として所定の組成を有する下部層形成用Ｔｉ−Ａｌ−Ｂ合金を配置し、
（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Ｔｉ−Ａｌ−Ｂ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、もって超硬基体表面を前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｂ合金によってボンバード洗浄し、
（ｃ）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−Ｂ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，Ｂ）Ｎ層を硬質被覆層の下部層として蒸着形成し、
（ｄ）上記の下部層形成用Ｔｉ−Ａｌ−Ｂ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、装置内の雰囲気を同じ３Ｐａの窒素雰囲気に保持すると共に、超硬基体への直流バイアス電圧（−１００Ｖ）も同じくしたままで、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、もって同じく表３に示される目標層厚のＣｒＮ層を硬質被覆層の密着接合層として蒸着形成し、
（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、Ａｒと窒素の混合ガス雰囲気とするが、経時的にＡｒの導入割合を漸次増加させ、一方窒素の導入割合は漸次減少させた雰囲気として、最終的にＡｒ雰囲気とすると共に、この間の反応雰囲気も同じく経時的に３Ｐａから０．３Ｐａに漸減し、かつ前記蒸着装置中へのＡｒと窒素の混合ガス導入と同時に前記ＳＰ装置のカソード電極（蒸発源）として配置したＣｒＢ_２焼結体に、スパッタ出力：３ｋＷの条件でスパッタリングを開始し、前記金属Ｃｒとアノード電極とのアーク放電は前記反応雰囲気のＡｒと窒素の混合ガスの窒素の割合が１０容量％になった時点で中止し、
（ｆ）以後、上記の０．３ＰａのＡｒ雰囲気を保持しながら、上記ＣｒＢ_２焼結体とアノード電極と間のスパッタ出力も３ｋＷと同じくした条件でスパッタリングを続行し、同じく表３に示される目標層厚のＣｒＢ_２層を硬質被覆層の上部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。

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Ｔｉ−Ａｌ−Ｂ合金を装着し、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Ｔｉ−Ａｌ−Ｂ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、もって超硬基体表面を前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｂ合金でボンバード洗浄し、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Ｔｉ−Ａｌ−Ｂ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，Ｂ）Ｎ層を硬質被覆層として蒸着形成することにより、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：質量％で、Ｔｉ−６％Ａｌ−４％Ｖの組成を有するＴｉ基合金の丸棒
切削速度：１２０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１．２ｍｍ、
送り：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：３分、
の条件（切削条件Ａ）でのＴｉ基合金の乾式連続高速切削加工試験（通常の切削速度は５０ｍ／ｍｉｎ．）、
被削材：質量％で、Ｎｉ−１９％Ｃｒ−１４％Ｃｏ−４．５％Ｍｏ−２．５％Ｔｉ−２％Ｆｅ−１．２％Ａｌ−０．７％Ｍｎ−０．４％Ｓｉの組成を有するＮｉ基合金の丸棒
切削速度：８０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：０．３ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：８分、
の条件（切削条件Ｂ）でのＮｉ基合金の乾式連続高速切削加工試験（通常の切削速度は４５ｍ／ｍｉｎ．）、
被削材：質量％で、Ｃｏ−２３％Ｃｒ−６％Ｍｏ−２％Ｎｉ−１％Ｆｅ−０．６％Ｓｉ−０．４％Ｃの組成を有するＣｏ基合金の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒
切削速度：６０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：０．５ｍｍ、
送り：０．１ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：４分、
の条件（切削条件Ｃ）でのＣｏ基合金の乾式断続高速切削加工試験（通常の切削速度は３０ｍ／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，Ｂ）Ｎ層からなる下部層と、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ＣｒＢ_２層からなる上部層で構成された硬質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。

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，Ｂ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着することにより、従来被覆超硬工具としての従来表面被覆超硬製エンドミル（以下、従来被覆エンドミルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。

つぎに、上記本発明被覆エンドミル１〜８および従来被覆エンドミル１〜８のうち、本発明被覆エンドミル１〜３および従来被覆エンドミル１〜３については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法、並びに質量％で、Ｎｉ−１９％Ｃｒ−１８．５％Ｆｅ−５．２％Ｃｄ−５％Ｔａ−３％Ｍｏ−０．９％Ｔｉ−０．５％Ａｌ−０．３％Ｍｎ−０．０５％Ｃｕ−０．０４％Ｃの組成をもったＮｉ基合金の板材、
切削速度：５０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：１ｍｍ、
テーブル送り：３５０ｍｍ／分、
の条件でのＮｉ基合金の乾式高速溝切削加工試験（通常の切削速度は３０ｍ／ｍｉｎ．）、本発明被覆エンドミル４〜６および従来被覆エンドミル４〜６については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法、並びに質量％で、Ｔｉ−３％Ａｌ−２．５％Ｖの組成をもったＴｉ基合金の板材、
切削速度：１２０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：２ｍｍ、
テーブル送り：５４０ｍｍ／分、
の条件でのＴｉ基合金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７，８および従来被覆エンドミル７，８については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法、並びに質量％で、Ｃｏ−２０％Ｃｒ−２０％Ｎｉ−４％Ｍｏ−４％Ｗ−４％Ｃｄ−３％Ｆｅ−１．５％Ｍｎ−０．７％Ｓｉ−０．３８％Ｃの組成をもったＣｏ基合金の板材、
切削速度：４５ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：５ｍｍ、
テーブル送り：１４５ｍｍ／分、
の条件でのＣｏ基合金の乾式高速溝切削加工試験（通常の切削速度は２５ｍ／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，Ｂ）Ｎ層からなる下部層と、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ＣｒＢ_２層からなる上部層で構成された硬質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。

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，Ｂ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着形成することにより、従来被覆超硬工具としての従来表面被覆超硬製ドリル（以下、従来被覆ドリルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。

つぎに、上記本発明被覆ドリル１〜８および従来被覆ドリル１〜８のうち、本発明被覆ドリル１〜３および従来被覆ドリル１〜３については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法、並びに質量％で、Ｃｏ−２０％Ｃｒ−１５％Ｗ−１０％Ｎｉ−１．５％Ｍｎ−１％Ｓｉ−１％Ｆｅ−０．１２％Ｃの組成をもったＣｏ基合金の板材、
切削速度：４５ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．１ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：６ｍｍ、
の条件でのＣｏ基合金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４〜６および従来被覆ドリル４〜６については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法、並びに質量％で、Ｎｉ−１９％Ｃｒ−１４％Ｃｏ−４．５％Ｍｏ−２．５％Ｔｉ−２％Ｆｅ−１．２％Ａｌ−０．７％Ｍｎ−０．４％Ｓｉの組成をもったＮｉ基合金の板材、
切削速度：５０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．１２ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：１４ｍｍ、
の条件でのＮｉ基合金の湿式高速穴あけ切削加工試験（通常の切削速度は３０ｍ／ｍｉｎ．）、本発明被覆ドリル７，８および従来被覆ドリル７，８については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法、並びに質量％で、Ｔｉ−３％Ａｌ−２．５％Ｖの組成をもったＴｉ基合金の板材、
切削速度：７０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：０．２ｍｍ、
テーブル送り：２８ｍｍ／分、
の条件でのＴｉ基合金の湿式高速穴あけ切削加工試験（通常の切削速度は４０ｍ／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１〜８、および本発明被覆ドリル１〜８の硬質被覆層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層（下部層）の組成、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１〜８、および従来被覆ドリル１〜８の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層からなる硬質被覆層の組成を、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、上記の硬質被覆層の構成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、本発明被覆超硬工具は、いずれも著しい高熱発生を伴なうＴｉ基合金やＮｉ基合金、さらにＣｏ基合金からなる耐熱合金の高速切削でも、硬質被覆層の下部層である（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層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、かつ密着接合層としてのＣｒＮ層によって強固に密着したＣｒＢ_２層によって、被削材である耐熱合金との間にすぐれた熱的安定性（きわめて低い反応性）が確保されることから、層間剥離の発生なく、すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮するのに対して、硬質被覆層が（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層で構成された従来被覆超硬工具においては、いずれも前記耐熱合金の高速切削加工では摩耗進行が速く、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、特に高い発熱を伴なう上記の硬質合金の高速切削加工で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および自動化、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。

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の概略説明図である。

Claims (1)

1. 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の表面に、
   （ａ）０．８〜５μｍの平均層厚を有し、かつ、組成式：（Ｔｉ_1-(X+Z) Ａｌ_XＢ_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Ｂ（ボロン）の複合窒化物層からなる下部層、
   （ｂ）０．１〜０．５μｍの平均層厚を有する窒化クロム層からなる密着接合層、
   （ｃ）０．８〜５μｍの平均層厚を有する硼化クロム層からなる上部層、
   以上（ａ）〜（ｃ）で構成された硬質被覆層を形成してなる、耐熱合金の高速切削で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具。

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