JP4730656B2

JP4730656B2 - 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サーメット製切削工具

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Publication number: JP4730656B2
Application number: JP2005291003A
Authority: JP
Inventors: 惠滋中村; 晃長田; 尚志本間
Original assignee: Mitsubishi Materials Corp
Current assignee: Mitsubishi Materials Corp
Priority date: 2005-10-04
Filing date: 2005-10-04
Publication date: 2011-07-20
Anticipated expiration: 2025-10-04
Also published as: JP2007098503A

Description

この発明は、特に鋼や鋳鉄などの高速重切削加工で、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サーメット製切削工具（以下、被覆サーメット工具という）に関するものである。

従来、一般に、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基体（以下、これらを総称して工具基体という）の表面に、
（ａ）下部層として、いずれも化学蒸着形成された、炭化チタン（以下、ＴｉＣで示す）層、窒化チタン（以下、同じくＴｉＮで示す）層、炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）層、炭酸化チタン（以下、ＴｉＣＯで示す）層、および炭窒酸化チタン（以下、ＴｉＣＮＯで示す）層のうちの１層以上からなり、かつ３〜２０μｍの合計平均層厚を有するＴｉ化合物層、
（ｂ）上部層として、１〜１５μｍの平均層厚、および化学蒸着形成された状態でα型の結晶構造を有する酸化アルミニウム層（以下、α型Ａｌ₂Ｏ₃層で示す）、
以上（ａ）および（ｂ）で構成された硬質被覆層を形成してなる被覆サーメット工具が知られており、この被覆サーメット工具が、例えば各種の鋼や鋳鉄などの連続切削や断続切削に用いられていることも知られている。
特開平６−３１５０３号公報

近年の切削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、切削効率の向上を目的として、切削速度を高速化し、かつ切り込みや送りなどを大きくする高速重切削条件での切削加工が行われる傾向にあるが、上記の従来被覆サーメット工具においては、これを鋼や鋳鉄などの通常の条件での連続切削や断続切削に用いた場合には問題はないが、特にこれを切削条件の厳しい高速重切削加工、すなわち切刃部にきわめて高い機械的負荷が加わる高速重切削加工に用いた場合、これを構成する硬質被覆層は下部層のＴｉ化合物層による高温強度、同上部層の高温硬質層として知られるα型Ａｌ₂Ｏ₃層による高温硬さおよび耐熱性を具備するものの、前記Ｔｉ化合物層による高温強度が不十分であるために、前記の機械的高負荷に対して満足に対応することができず、この結果硬質被覆層にはチッピング（微小欠け）が発生し易くなることから、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、上記の被覆サーメット工具の硬質被覆層の耐チッピング性向上をはかるべく、これの下部層であるＴｉ化合物層のうちで高温強化層として知られるＴｉＣ層およびＴｉＣＮ層、すなわちＴｉ化合物層のうちで相対的に高い高温硬さと高温強度を有し、かつ前記ＴｉＣＮ層について示せば、図１（ａ）に模式図で示される通り、格子点にＴｉ、炭素、および窒素からなる構成原子がそれぞれ存在するＮａＣｌ型面心立方晶の結晶構造［なお、図１（ｂ）は（０１１）面で切断した状態を示す］を有するＴｉＣＮ層、および前記ＴｉＣＮ層の結晶構造における格子点の窒素が炭素で置換されたＮａＣｌ型面心立方晶の結晶構造を有するＴｉＣ層に着目し、研究を行った結果、
（ａ）従来被覆サーメット工具の硬質被覆層の下部層を構成するＴｉＣＮ層（以下、従来ＴｉＣＮ層と云う）は、例えば、通常の化学蒸着装置にて、
反応ガス組成：容量％で、ＴｉＣｌ_４：２〜１０％、ＣＨ_３ＣＮ：０．５〜３％、Ｎ₂：１０〜３０％、Ｈ₂：残り、
反応雰囲気温度：８００〜９００℃、
反応雰囲気圧力：１５〜２５ｋＰａ、
の条件（通常条件という）で蒸着形成されるが、これを、
反応ガス組成：容量％で、ＴｉＣｌ_４：０．１〜０．８％、ＣＨ_３ＣＮ：０．０５〜０．３％、Ａｒ：１０〜３０％、Ｈ₂：残り、
反応雰囲気温度：９３０〜１０００℃、
反応雰囲気圧力：６〜１３ｋＰａ、
の条件、すなわち上記の通常条件に比して、反応ガス組成では、ＴｉＣｌ_４およびＣＨ_３ＣＮを相対的に低く、かつＮ₂ガスに代ってＡｒガスを添加し、さらに雰囲気温度を相対的に高く、雰囲気圧力を低くした条件で蒸着形成すると、この結果形成されたＴｉＣＮ層は、（以下、改質ＴｉＣＮ層と云う）は、高温強度が一段と向上したものになっているので、切刃部にきわめて高い機械的負荷が加わる高速重切削加工でも、前記硬質被覆層の耐チッピング性向上に寄与すること。

（ｂ）同じく従来被覆サーメット工具の硬質被覆層の下部層を構成するＴｉＣ層（以下、従来ＴｉＣ層と云う）は、例えば、通常の化学蒸着装置にて、
反応ガス組成：容量％で、ＴｉＣｌ_４：２〜１０％、ＣＨ_４：２〜１０％、Ｈ₂：残り、
反応雰囲気温度：９５０〜１０００℃、
反応雰囲気圧力：２０〜４０ｋＰａ、
の条件（通常条件という）で蒸着形成されるが、これを、
反応ガス組成：容量％で、ＴｉＣｌ_４：０．５〜１．５％、ＣＨ_４：０．５〜３％、Ｈ₂：残り、
反応雰囲気温度：１０００〜１０５０℃、
反応雰囲気圧力：６〜１５ｋＰａ、
の条件、すなわち上記の通常条件に比して、反応ガス組成では、ＴｉＣｌ_４およびＣＨ_４を相対的に低く、かつ雰囲気温度を相対的に高く、雰囲気圧力を低くした条件で蒸着形成すると、この結果形成されたＴｉＣ層は、（以下、改質ＴｉＣ層と云う）は、高温強度が一段と向上したものになっているので、切刃部にきわめて高い機械的負荷が加わる高速重切削加工でも、前記硬質被覆層の耐チッピング性向上に寄与すること。

（ｃ）上記の従来ＴｉＣＮ層および従来ＴｉＣ層と、上記の改質ＴｉＣＮ層および改質ＴｉＣ層について、
電界放出型走査電子顕微鏡を用い、図２（ａ），（ｂ）に概略説明図で例示される通り、表面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（００１）面および（０１１）面の法線がなす傾斜角（図２(ａ)には前記結晶面のうち（００１）面の傾斜角が０度、（０１１）面の傾斜角が４５度の場合、同（ｂ）には（００１）面の傾斜角が４５度、（０１１）面の傾斜角が０度の場合を示しているが、これらの角度を含めて前記結晶粒個々のすべての傾斜角）を測定し、この場合前記結晶粒は、上記の通り格子点に、ＴｉＣＮ層であればＴｉと炭素と窒素からなる構成原子、またＴｉＣ層であればＴｉと炭素からなる構成原子がそれぞれ存在するＮａＣｌ型面心立方晶の結晶構造を有し、この結果得られた測定傾斜角に基づいて、相互に隣接する結晶粒の界面で、前記構成原子のそれぞれが前記結晶粒相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（ＮはＮａＣｌ型面心立方晶の結晶構造上２以上の偶数となる）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で現し、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体（ただし、頻度の関係で上限値を２８とする）に占める分布割合を示す構成原子共有格子点分布グラフを作成した場合、前記改質ＴｉＣＮ層および改質ＴｉＣ層は、図３，４に例示される通り、いずれもΣ３に最高ピークが存在し、かつ、Σ３の分布割合が６０％以上のきわめて高い構成原子共有格子点分布グラフを示すのに対して、前記従来ＴｉＣＮ層および従来ＴｉＣ層は、図５，６に例示される通り、Σ３の分布割合が３０％以下の相対的に低い構成原子共有格子点分布グラフを示し、これらの高いΣ３の分布割合は、上記の蒸着条件を調整することにより変化すること。

（ｄ）上記の改質ＴｉＣＮ層および改質ＴｉＣ層は、ＴｉＣＮ自体およびＴｉＣ自体が具備する高温硬さと高温強度に加えて、上記従来ＴｉＣＮ層および従来ＴｉＣ層に比して一段と高い高温強度を有するので、前記改質ＴｉＣＮ層を硬質被覆層の下側高温強化層、前記改質ＴｉＣ層を同上側高温強化層として蒸着形成してなる被覆サーメット工具は、同上部層である高温硬質層のα型Ａｌ₂Ｏ₃層が具備するすぐれた高温硬さおよび耐熱性と相俟って、特にきわめて高い負荷のかかる高速重切削加工でも、前記硬質被覆層が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、ＷＣ基超硬合金またはＴｉＣＮ基サーメットで構成された工具基体の表面に、化学蒸着形成された硬質被覆層を、工具基体側から順に、
（ａ）０．１〜１μｍの平均層厚を有するＴｉＮ層からなる基体密着層、
（ｂ）２〜１５μｍの平均層厚を有するＴｉＣＮ層からなる下側高温強化層、
（ｃ）２〜１０μｍの平均層厚を有するＴｉＣ層からなる上側高温強化層、
（ｄ）０．１〜１μｍの平均層厚を有する、ＴｉＣＯ層およびＴｉＣＮＯ層のうちのいずれか１層、または両層からなる層間密着層、
（ｅ）１〜１５μｍの平均層厚を有するα型Ａｌ₂Ｏ₃層からなる高温硬質層、
以上（ａ）〜（ｅ）で構成すると共に、上記下側高温強化層および上側高温強化層を、
電界放出型走査電子顕微鏡を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（００１）面および（０１１）面の法線がなす傾斜角を測定し、この場合前記結晶粒は、格子点にＴｉと炭素と窒素（下側高温強化層の場合）、またはＴｉと炭素（上側高温強化層の場合）からなる構成原子がそれぞれ存在するＮａＣｌ型面心立方晶の結晶構造を有し、この結果得られた測定傾斜角に基づいて、相互に隣接する結晶粒の界面で、前記構成原子のそれぞれが前記結晶粒相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（ＮはＮａＣｌ型面心立方晶の結晶構造上２以上の偶数となる）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で現した場合、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体（ただし、頻度の関係で上限値を２８とする）に占める分布割合を示す構成原子共有格子点分布グラフにおいて、いずれもΣ３に最高ピークが存在し、かつ前記Σ３のΣＮ＋１全体に占める分布割合が６０％以上である構成原子共有格子点分布グラフを示す改質ＴｉＣＮ層および改質ＴｉＣ層、
で構成してなる、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被覆サーメット工具に特徴を有するものである。

つぎに、この発明の被覆サーメット工具の硬質被覆層の構成層について、上記の通りに数値限定した理由を以下に説明する。
（ａ）ＴｉＮ層（基体密着層）
ＴｉＮ層は、工具基体および下側高温強化層である改質ＴｉＣＮ層のいずれにも強固に密着し、よって硬質被覆層の工具基体に対する密着性向上に寄与する作用をもつが、その平均層厚が０．１μｍ未満では、所望の密着性を確保することができず、一方前記密着性は１μｍの平均層厚で十分であることから、その平均層厚を０．１〜１μｍと定めた。

（ｂ）改質ＴｉＣＮ層（下側高温強化層）
上記の改質ＴｉＣＮ層は、上記の通り、従来ＴｉＣＮ層に比して一段と高温強度の向上したもになっており、この特性は構成原子共有格子点分布グラフにおけるΣ３の分布割合が、蒸着条件を調整して６０％以上となるようにすることによって可能となり、したがって、Σ３の分布割合が６０％未満では、高速重切削加工で、硬質被覆層にチッピングが発生しない、すぐれた高温強度向上効果を確保することができないことになることから、Σ３の分布割合を６０％以上と定めた。
このように前記改質ＴｉＣＮ層は、上記の通りＴｉＣＮ自体のもつ高温硬さと高温強度に加えて、さらに一段とすぐれた高温強度を有するようになるが、その平均層厚が２μｍ未満では所望のすぐれた高温強度向上効果を硬質被覆層に十分に具備せしめることができず、一方その平均層厚が１５μｍを越えると、偏摩耗の原因となる熱塑性変形が発生し易くなり、摩耗が加速するようになることから、その平均層厚を２〜１５μｍと定めた。

（ｃ）改質ＴｉＣ層（上側高温強化層）
上記の改質ＴｉＣ層は、上記の改質ＴｉＣＮ層に比して、高温強度の点では及ばないが、相対的に高い高温硬さを有するので、硬質被覆層の耐摩耗性向上に寄与するほか、上記の通り、従来ＴｉＣ層に比してすぐれた高温強度を有するので、高速重切削加工で、硬質被覆層の耐チッピング性向上にも寄与するが、これらの特性は、構成原子共有格子点分布グラフにおけるΣ３の分布割合が、蒸着条件を調整して６０％以上となるようにすることによって可能となり、したがって、Σ３の分布割合が６０％未満では、高速重切削加工で、硬質被覆層にチッピングが発生しない、すぐれた高温強度向上効果を確保することができないことから、Σ３の分布割合を６０％以上と定めた。
このように前記改質ＴｉＣ層は、ＴｉＣ自体のもつ高温硬さに加えて、さらに従来ＴｉＣ層に比して一段とすぐれた高温強度を有するようになるが、その平均層厚が２μｍ未満では所望のすぐれた高温硬さおよび高温強度を硬質被覆層に十分に具備せしめることができず、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２〜１０μｍと定めた。

（ｄ）ＴｉＣＯ層およびＴｉＣＮＯ層（層間密着層）
ＴｉＣＯ層およびＴｉＣＮＯ層は、上側高温強化層である改質ＴｉＣ層および高温硬質層であるα型Ａｌ₂Ｏ₃層のいずれにも強固に密着し、よって硬質被覆層の工具基体に対する密着性向上に寄与する作用をもつが、その平均層厚が０．１μｍ未満では、所望の密着性を確保することができず、一方前記のすぐれた密着性は１μｍの平均層厚で十分確保できることから、その平均層厚を０．１〜１μｍと定めた。

（ｅ）α型Ａｌ₂Ｏ₃層（高温硬質層）
α型Ａｌ₂Ｏ₃層は、すぐれた高温硬さと耐熱性を有し、硬質被覆層の耐摩耗性向上に寄与するが、その平均層厚が１μｍ未満では、硬質被覆層に十分な耐摩耗性を長期に亘って発揮せしめることができず、一方その平均層厚が１５μｍを越えて厚くなりすぎると、チッピングが発生し易くなることから、その平均層厚を１〜１５μｍと定めた。

なお、切削工具の使用前後の識別を目的として、黄金色の色調を有するＴｉＮ層を、必要に応じて蒸着形成してもよいが、この場合の平均層厚は０．１〜１μｍでよく、これは０．１μｍ未満では、十分な識別効果が得られず、一方前記ＴｉＮ層による前記識別効果は１μｍまでの平均層厚で十分であるという理由からである。

この発明被覆サーメット工具は、機械的負荷がきわめて高い鋼や鋳鉄などの高速重切削加工でも、硬質被覆層の下側高温強化層および上側高温強化層が、従来ＴｉＣＮ層および従来ＴｉＣ層に比して、一段とすぐれた高温強度を有する改質ＴｉＣＮ層および改質ＴｉＣ層で構成されているので、硬質被覆層にチッピングの発生なく、すぐれた耐摩耗性を示すものである。

つぎに、この発明の被覆サーメット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、Ｃｒ₃Ｃ₂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、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、９８ＭＰａの圧力で所定形状の圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を５Ｐａの真空中、１３７０〜１４７０℃の範囲内の所定の温度に１時間保持の条件で真空焼結し、焼結後、切刃部にＲ：０．０７ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ・ＣＮＭＧ１５０６１２に規定するスローアウエイチップ形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体Ａ〜Ｆをそれぞれ製造した。

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（質量比でＴｉＣ／ＴｉＮ＝５０／５０）粉末、Ｍｏ₂Ｃ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、９８ＭＰａの圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を１．３ｋＰａの窒素雰囲気中、温度：１５４０℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、切刃部分にＲ：０．０７ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１５０６１２のチップ形状をもったＴｉＣＮ基サーメット製の工具基体ａ〜ｆを形成した。

つぎに、これらの工具基体Ａ〜Ｆおよび工具基体ａ〜ｆの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、まず、硬質被覆層の基体密着層として、表３に示される条件で、表６に示される目標平均層厚のＴｉＮ層を形成し、ついで、表４に示される条件で、下側高温強化層および上側高温強化層として、改質ＴｉＣＮ層および改質ＴｉＣ層を、表６に示される組み合わせおよび目標平均層厚で形成し、さらに、層間密着層として、同じく表３に示される条件で、ＴｉＣＯ層およびＴｉＣＮＯ層のいずれか、または両方を同じく表６に示される組み合わせおよび目標平均層厚で形成した状態で、同じく高温硬質層として、表３に示される条件で、表６に示される目標平均層厚のα型Ａｌ₂Ｏ₃層を形成することにより本発明被覆サーメット工具１〜１２をそれぞれ製造した。

また、比較の目的で、表７に示される通り、硬質被覆層の下側高温強化層および上側高温強化層として、上記の改質ＴｉＣＮ層および改質ＴｉＣ層に代って、表５に示される条件で、従来ＴｉＣＮ層および従来ＴｉＣ層を形成する以外は、同一の条件で従来被覆サーメット工具１〜１２をそれぞれ製造した。

ついで、上記の本発明被覆サーメット工具と従来被覆サーメット工具の硬質被覆層を構成する改質ＴｉＣＮ層および改質ＴｉＣ層、さらに従来ＴｉＣＮ層および従来ＴｉＣ層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用いて、構成原子共有格子点分布グラフをそれぞれ作成した。
すなわち、上記構成原子共有格子点分布グラフは、上記の改質ＴｉＣＮ層および改質ＴｉＣ層、さらに従来ＴｉＣＮ層および従来ＴｉＣ層の表面をそれぞれ研磨面とした状態で、電界放出型走査電子顕微鏡の鏡筒内にセットし、前記研磨面に７０度の入射角度で１５ｋＶの加速電圧の電子線を１ｎＡの照射電流で、前記表面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に照射して、電子後方散乱回折像装置を用い、３０×５０μｍの領域を０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（００１）面および（０１１）面の法線がなす傾斜角を測定し、この結果得られた測定傾斜角に基づいて、相互に隣接する結晶粒の界面で、前記構成原子のそれぞれが前記結晶粒相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（ＮはＮａＣｌ型面心立方晶の結晶構造上２以上の偶数となる）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で現した場合、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体（ただし、頻度の関係で上限値を２８とする）に占める分布割合を求めることにより作成した。

この結果得られた各種の改質ＴｉＣＮ層および改質ＴｉＣ層、さらに従来ＴｉＣＮ層および従来ＴｉＣ層の構成原子共有格子点分布グラフにおいて、ΣＮ＋１全体（Ｎは２〜２８の範囲内のすべての偶数）に占めるΣ３の分布割合をそれぞれ表８にそれぞれ示した。

上記の各種の構成原子共有格子点分布グラフにおいて、表８にそれぞれ示される通り、本発明被覆サーメット工具１〜１２の改質ＴｉＣＮ層および改質ＴｉＣ層は、いずれもΣ３の占める分布割合が６０％以上である構成原子共有格子点分布グラフを示すのに対して、従来被覆サーメット工具１〜１２の従来ＴｉＣＮ層および従来ＴｉＣ層は、いずれもΣ３の分布割合が３０％以下の構成原子共有格子点分布グラフを示すものであった。
なお、図３，４は、本発明被覆サーメット工具４の改質ＴｉＣＮ層（図３）および改質ＴｉＣ層（図４）の構成原子共有格子点分布グラフ、図５，６は、従来被覆サーメット工具４の従来ＴｉＣＮ層の（図５）および従来ＴｉＣ層（図６）構成原子共有格子点分布グラフをそれぞれ示すものである。

さらに、上記の本発明被覆サーメット工具１〜１２および従来被覆サーメット工具１〜１２について、これの硬質被覆層の構成層を電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）およびオージェ分光分析装置を用いて観察（層の縦断面を観察）したところ、前者および後者とも目標組成と実質的に同じ組成を有することが確認され、また、これらの被覆サーメット工具の硬質被覆層の構成層の厚さを、走査型電子顕微鏡を用いて測定（同じく縦断面測定）したところ、いずれも目標層厚と実質的に同じ平均層厚（５点測定の平均値）を示した。

つぎに、上記の各種の被覆サーメット工具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、本発明被覆サーメット工具１〜１２および従来被覆サーメット工具１〜１２について、
被削材：ＪＩＳ・Ｓ１０Ｃの丸棒、
切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：７．５ｍｍ、
送り：０．３５ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：８分、
の条件（切削条件Ａ）での炭素鋼の乾式連続高速高切り込み切削試験（通常の切削速度および切り込みは２００ｍ／ｍｉｎおよび３ｍｍ）、
被削材：ＪＩＳ・ＳＣｒ４２０Ｈの長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：７．５ｍｍ、
送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：８分、
の条件（切削条件Ｂ）での合金鋼の乾式断続高速高切り込み切削試験（通常の切削速度および切り込みは２００ｍ／ｍｉｎおよび２ｍｍ）、
被削材：ＪＩＳ・ＦＣＤ５００の丸棒、
切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：３ｍｍ、
送り：０．８ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：８分、
の条件（切削条件Ｃ）での鋳鉄の乾式連続高速高送り切削試験（通常の切削速度および送りは１８０ｍ／ｍｉｎおよび０．４ｍｍ／ｒｅｖ）を行い、いずれの切削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８に示した。

表６〜８に示される結果から、本発明被覆サーメット工具１〜１２は、いずれも硬質被覆層の下側高温強化層および上側高温強化層が、Σ３の分布割合が６０％以上の構成原子共有格子点分布グラフを示す改質ＴｉＣＮ層および改質ＴｉＣ層で構成され、機械的負荷がきわめて高い鋼や鋳鉄の高速重切削でも、前記改質ＴｉＣＮ層および改質ＴｉＣ層が一段とすぐれた高温強度を有し、すぐれた耐チッピング性を発揮することから、硬質被覆層のチッピング発生が著しく抑制され、すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮するのに対して、硬質被覆層の下側高温強化層および上側高温強化層が、Σ３の分布割合が３０％以下の構成原子共有格子点分布グラフを示す従来ＴｉＣＮ層および従来ＴｉＣ層で構成された従来被覆サーメット工具１〜１２においては、いずれも高速重切削では硬質被覆層の高温強度不足が原因で、硬質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、この発明の被覆サーメット工具は、各種鋼や鋳鉄などの通常の条件での連続切削や断続切削は勿論のこと、特に高い高温強度が要求される高速重切削加工でも硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を示し、長期に亘ってすぐれた切削性能を発揮するものであるから、切削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。

硬質被覆層の下側高温強化層を構成するＴｉＣＮ層が有するＮａＣｌ型面心立方晶の結晶構造（上側高温強化層のＴｉＣ層は前記ＴｉＣＮ層のＮ原子がＣ原子に置換したもので同じ結晶構造を有する）を示す模式図である。硬質被覆層の下側高温強化層および上側高温強化層を構成するＴｉＣＮ層およびＴｉＣ層における結晶粒の（００１）面および（０１１）面の傾斜角の測定態様を示す概略説明図である。本発明被覆サーメット工具４の硬質被覆層の下側高温強化層を構成する改質ＴｉＣＮ層の構成原子共有格子点分布グラフである。本発明被覆サーメット工具４の硬質被覆層の上側高温強化層を構成する改質ＴｉＣ層の構成原子共有格子点分布グラフである。従来被覆サーメット工具４の硬質被覆層の下側高温強化層を構成する従来ＴｉＣＮ層の構成原子共有格子点分布グラフである。従来被覆サーメット工具４の硬質被覆層の上側高温強化層を構成する従来ＴｉＣ層の構成原子共有格子点分布グラフである。

Claims

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工具基体の表面に、化学蒸着形成された硬質被覆層を、工具基体側から順に、
（ａ）０．１〜１μｍの平均層厚を有する窒化チタン層からなる基体密着層、
（ｂ）２〜１５μｍの平均層厚を有する炭窒化チタン層からなる下側高温強化層、
（ｃ）２〜１０μｍの平均層厚を有する炭化チタン層からなる上側高温強化層、
（ｄ）０．１〜１μｍの平均層厚を有する、炭酸化チタン層および炭窒酸化チタン層のうちのいずれか１層、または両層からなる層間密着層、
（ｅ）１〜１５μｍの平均層厚および化学蒸着した状態でα型結晶構造を有する酸化アルミニウム層からなる高温硬質層、
以上（ａ）〜（ｅ）で構成すると共に、上記上側高温強化層および下側高温強化層を、
電界放出型走査電子顕微鏡を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（００１）面および（０１１）面の法線がなす傾斜角を測定し、この場合前記結晶粒は、格子点にＴｉと炭素（上側高温強化層の場合）、またはＴｉと炭素と窒素（下側高温強化層の場合）からなる構成原子がそれぞれ存在するＮａＣｌ型面心立方晶の結晶構造を有し、この結果得られた測定傾斜角に基づいて、相互に隣接する結晶粒の界面で、前記構成原子のそれぞれが前記結晶粒相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（ＮはＮａＣｌ型面心立方晶の結晶構造上２以上の偶数となる）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で現した場合、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体（ただし、頻度の関係で上限値を２８とする）に占める分布割合を示す構成原子共有格子点分布グラフにおいて、いずれもΣ３に最高ピークが存在し、かつ前記Σ３のΣＮ＋１全体に占める分布割合が６０％以上である構成原子共有格子点分布グラフを示す改質炭化チタン層および改質炭窒化チタン層、
で構成したことを特徴とする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サーメット製切削工具。