JP5327534B2 - 硬質被覆層の耐欠損性、耐剥離性に優れる表面被覆切削工具 - Google Patents
硬質被覆層の耐欠損性、耐剥離性に優れる表面被覆切削工具 Download PDFInfo
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この発明は、ＷＣ基超硬合金からなる切削工具基体表面に、少なくともＴｉＮ層を含む硬質被覆層が物理蒸着により形成されてなる表面被覆切削工具において、工具基体表面とＴｉＮ層間に、ヘテロエピタキシャル界面を形成することにより、溶着チッピングの生じやすい小径低速切削加工、あるいは、切刃に対して高負荷が作用する高速重切削加工において、硬質被覆層が優れた耐欠損性、耐剥離性を示す表面被覆切削工具（以下、被覆工具という）に関するものである。
一般に、被覆工具には、各種の鋼や鋳鉄などの被削材の旋削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インサートや、前記インサートを着脱自在に取り付けて、面削加工や溝加工、さらに肩加工などに用いられるソリッドタイプのエンドミルと同様に切削加工を行うインサート式エンドミルや、穴あけ加工を行うドリルなどが知られている。
例えば、特許文献１においては、ＷＣ基超硬合金からなる切削工具基体表面に、化学蒸着（ＣＶＤ）法により硬質被覆層としてのＴｉＣＮ層を蒸着形成するにあたり、ＷＣ結晶粒とＴｉＣＮ結晶粒との間にエピタキシャル界面（例えば、ＷＣの（０００１）面とＴｉＣＮの（１１１）面が平行で、かつ、ＷＣの[１１−２０]方位とＴｉＣＮの[−１１０]方位が平行である界面）を形成することにより、工具基体と硬質被覆層間の付着性の改善を図ることが知られている。
また、例えば、特許文献２においては、ＷＣ基超硬合金からなる切削工具基体表面に、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層からなる中間層を有する硬質被覆層を物理蒸着（ＰＶＤ）法の１種であるアークイオンプレーティング（ＡＩＰ）法により蒸着形成する被覆工具（以下、従来被覆工具という）において、ＷＣの（０００１）面と中間層の（１−１１）面が平行で、かつ、ＷＣの＜１１−２０＞方位と中間層の＜１１０＞方位とが平行であるエピタキシャル界面を形成することにより、中間層（硬質被覆層）の耐欠損性、耐剥離性を高めることが知られている。
近年の切削加工装置のＦＡ化はめざましく、加えて切削加工に対する省力化、省エネ化、低コスト化さらに効率化の要求も強く、より一層厳しい条件下での切削加工が行われるようになってきており、これらの切削条件に適う切削性能を備えた被覆工具が求められている。
例えば、上記特許文献１に示す被覆工具においては、工具基体と硬質被覆層間に、化学蒸着（ＣＶＤ）法によるエピタキシャル界面を形成することにより、硬質被覆層の付着性を改善する試みがなされているが、化学蒸着（ＣＶＤ）法でエピタキシャル界面を形成しようとする場合、エピタキシャル界面の生成が実質的にＷＣ結晶粒の（０００１）面上あるいは（１０−１０）面上に限られていることから、より高次なＷＣ結晶面が露出している一般的な工具基体表面上においては、エピタキシャル界面が形成される面積割合が十分とは言えず、付着力の弱い非エピタキシャル界面が広く形成され、重切削時には弱い界面が膜剥離の起点となるため、所望の耐剥離性が得られないばかりか、蒸着時に基体が高温（約１０００℃）に曝されるため、基体組織にη相が形成され、残留応力が導入できず、クラックが発生しやすくなるため、付着性の改善が図られたとしても、被覆工具としての切削性能が満足できるものであるとはいえない。
また、上記特許文献２に示す従来被覆工具においては、物理蒸着（ＰＶＤ）法により、ＷＣの（０００１）面とＴｉＮの（１１１）面が平行で、かつ、ＷＣの[１１−２０]方位とＴｉＮの[１１０]方位とが平行であるエピタキシャル界面を形成することにより、通常条件での切削加工においては、硬質被覆層の耐欠損性、耐剥離性の向上が図られるものの、より厳しい切削加工条件下、例えば、高熱発生を伴い切刃に高負荷が作用する鋼や鋳鉄等の高速重切削加工、においては、硬質被覆層の耐欠損性、耐剥離性が不十分であるため、工具寿命が短命であるという問題点があった。また、該従来被覆工具の母材は、（０００１）面が成長した板状晶ＷＣ粒子を多く含有するという特殊な組成が要求されることから、（０００１）面が成長していない市販の超硬合金粉末で作製された一般工具基体や、小径ドリルなどの微細あるいは複雑な形状をもつ工具基体上への適用は実質的に困難であった。
例えば、上記特許文献１に示す被覆工具においては、工具基体と硬質被覆層間に、化学蒸着（ＣＶＤ）法によるエピタキシャル界面を形成することにより、硬質被覆層の付着性を改善する試みがなされているが、化学蒸着（ＣＶＤ）法でエピタキシャル界面を形成しようとする場合、エピタキシャル界面の生成が実質的にＷＣ結晶粒の（０００１）面上あるいは（１０−１０）面上に限られていることから、より高次なＷＣ結晶面が露出している一般的な工具基体表面上においては、エピタキシャル界面が形成される面積割合が十分とは言えず、付着力の弱い非エピタキシャル界面が広く形成され、重切削時には弱い界面が膜剥離の起点となるため、所望の耐剥離性が得られないばかりか、蒸着時に基体が高温（約１０００℃）に曝されるため、基体組織にη相が形成され、残留応力が導入できず、クラックが発生しやすくなるため、付着性の改善が図られたとしても、被覆工具としての切削性能が満足できるものであるとはいえない。
また、上記特許文献２に示す従来被覆工具においては、物理蒸着（ＰＶＤ）法により、ＷＣの（０００１）面とＴｉＮの（１１１）面が平行で、かつ、ＷＣの[１１−２０]方位とＴｉＮの[１１０]方位とが平行であるエピタキシャル界面を形成することにより、通常条件での切削加工においては、硬質被覆層の耐欠損性、耐剥離性の向上が図られるものの、より厳しい切削加工条件下、例えば、高熱発生を伴い切刃に高負荷が作用する鋼や鋳鉄等の高速重切削加工、においては、硬質被覆層の耐欠損性、耐剥離性が不十分であるため、工具寿命が短命であるという問題点があった。また、該従来被覆工具の母材は、（０００１）面が成長した板状晶ＷＣ粒子を多く含有するという特殊な組成が要求されることから、（０００１）面が成長していない市販の超硬合金粉末で作製された一般工具基体や、小径ドリルなどの微細あるいは複雑な形状をもつ工具基体上への適用は実質的に困難であった。
そこで、本発明者等は、上述のような観点から、溶着チッピングの生じやすい小径低速切削加工、あるいは、切刃に対して高負荷が作用する高速重切削加工高熱発生を伴い切刃に高負荷が作用する鋼や鋳鉄等の高速重切削加工に用いた場合でも、耐欠損性、耐剥離性のすぐれた被覆工具を提供すべく、鋭意研究を行った結果、以下の知見を得た。
工具基体表面と硬質被覆層間のエピタキシャル界面の形成を、上記特許文献１に示される被覆工具では化学蒸着（ＣＶＤ）法で、また、上記特許文献２に示される被覆工具では物理蒸着（ＰＶＤ）法の１種であるアークイオンプレーティング（ＡＩＰ）法により行っていた。
しかし、本発明者らは、ＷＣ基超硬合金からなる工具基体（以下、ＷＣ超硬基体という）表面に隣接する硬質被覆層としてのＴｉＮ層の形成を、例えば図１に概略説明図で示される物理蒸着（ＰＶＤ）装置の１種である圧力勾配型Ａｒプラズマガンを利用したイオンプレーティング装置により形成することにより、ＷＣ超硬基体表面と硬質被覆層（ＴｉＮ層）間に、特定のエピタキシャル関係を満足するヘテロエピタキシャル界面を形成し得ることを見出した。
即ち、ＷＣ超硬基体を、上記の圧力勾配型Ａｒプラズマガンを利用したイオンプレーティング装置内に装着し、例えば、
ＷＣ超硬基体温度：２００〜４５０ ℃、
プラズマガン放電電力：３ ｋＷ、
放電ガス流量：アルゴン（Ａｒ）ガス ２５〜４０ ｓｃｃｍ、
工具基体に印加する直流バイアス電圧： −５００ Ｖ
という特定の条件で前処理を行ったのち、
ＷＣ超硬基体温度：２００〜４５０ ℃、
蒸発源：金属Ｔｉ、
プラズマガン放電電力：１２ ｋＷ、
反応ガス流量：窒素（Ｎ２）ガス ５０〜１５０ ｓｃｃｍ、
放電ガス流量：アルゴン（Ａｒ）ガス ３０〜６０ ｓｃｃｍ、
工具基体に印加する直流バイアス電圧： ０ Ｖ
という特定の条件で蒸着を行うと、この結果形成されたＴｉＮ層（以下、改質ＴｉＮ層という）中のＴｉＮ結晶粒と、ＷＣ超硬基体中のＷＣ結晶粒との間には、以下のエピタキシャル関係を満足するヘテロエピタキシャル界面が形成される。
つまり、ＷＣ超硬基体と改質ＴｉＮ層との界面の断面について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子線後方散乱回折装置で測定して求めた、ＷＣ結晶粒の[０００１]方位とＴｉＮ結晶粒の[１１０]方位が平行で、かつ、ＷＣ結晶粒の[１０−１０]方位とＴｉＮ結晶粒の[００１]方位が平行である結晶粒の占める界面長さをＸＡとし、
また、同じく電界放出型走査電子顕微鏡と電子線後方散乱回折装置で測定して求めた、ＷＣ結晶粒の[０００１]方位とＴｉＮ結晶粒の[１１１]方位が平行で、かつ、ＷＣ結晶粒の[１１−２０]方位とＴｉＮ結晶粒の[１１０]方位が平行である結晶粒の、界面の全長に占める長さをＸＣとした場合に、
上記ＷＣ超硬基体表面とこれに隣接する改質ＴｉＮ層間には、
１＞（ＸＡ＋ＸＣ）／Ｘ≧０．３、
を満足する（但し、Ｘは、界面の全長を表す）ヘテロエピタキシャル界面が形成される。
そして、ＷＣ超硬基体表面とこれに隣接する改質ＴｉＮ層間に、上記のヘテロエピタキシャル界面が形成されることにより、ＷＣ超硬基体と硬質被覆層との密着強度が大幅に向上し、その結果、このような被覆工具を、溶着チッピングの生じやすい小径低速切削加工、あるいは、切刃に対して高送り、高切込みによる高負荷が作用する高速重切削加工に用いた場合でも、すぐれた耐欠損性、耐剥離性を示し、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮することを見出したのである。
しかし、本発明者らは、ＷＣ基超硬合金からなる工具基体（以下、ＷＣ超硬基体という）表面に隣接する硬質被覆層としてのＴｉＮ層の形成を、例えば図１に概略説明図で示される物理蒸着（ＰＶＤ）装置の１種である圧力勾配型Ａｒプラズマガンを利用したイオンプレーティング装置により形成することにより、ＷＣ超硬基体表面と硬質被覆層（ＴｉＮ層）間に、特定のエピタキシャル関係を満足するヘテロエピタキシャル界面を形成し得ることを見出した。
即ち、ＷＣ超硬基体を、上記の圧力勾配型Ａｒプラズマガンを利用したイオンプレーティング装置内に装着し、例えば、
ＷＣ超硬基体温度：２００〜４５０ ℃、
プラズマガン放電電力：３ ｋＷ、
放電ガス流量：アルゴン（Ａｒ）ガス ２５〜４０ ｓｃｃｍ、
工具基体に印加する直流バイアス電圧： −５００ Ｖ
という特定の条件で前処理を行ったのち、
ＷＣ超硬基体温度：２００〜４５０ ℃、
蒸発源：金属Ｔｉ、
プラズマガン放電電力：１２ ｋＷ、
反応ガス流量：窒素（Ｎ２）ガス ５０〜１５０ ｓｃｃｍ、
放電ガス流量：アルゴン（Ａｒ）ガス ３０〜６０ ｓｃｃｍ、
工具基体に印加する直流バイアス電圧： ０ Ｖ
という特定の条件で蒸着を行うと、この結果形成されたＴｉＮ層（以下、改質ＴｉＮ層という）中のＴｉＮ結晶粒と、ＷＣ超硬基体中のＷＣ結晶粒との間には、以下のエピタキシャル関係を満足するヘテロエピタキシャル界面が形成される。
つまり、ＷＣ超硬基体と改質ＴｉＮ層との界面の断面について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子線後方散乱回折装置で測定して求めた、ＷＣ結晶粒の[０００１]方位とＴｉＮ結晶粒の[１１０]方位が平行で、かつ、ＷＣ結晶粒の[１０−１０]方位とＴｉＮ結晶粒の[００１]方位が平行である結晶粒の占める界面長さをＸＡとし、
また、同じく電界放出型走査電子顕微鏡と電子線後方散乱回折装置で測定して求めた、ＷＣ結晶粒の[０００１]方位とＴｉＮ結晶粒の[１１１]方位が平行で、かつ、ＷＣ結晶粒の[１１−２０]方位とＴｉＮ結晶粒の[１１０]方位が平行である結晶粒の、界面の全長に占める長さをＸＣとした場合に、
上記ＷＣ超硬基体表面とこれに隣接する改質ＴｉＮ層間には、
１＞（ＸＡ＋ＸＣ）／Ｘ≧０．３、
を満足する（但し、Ｘは、界面の全長を表す）ヘテロエピタキシャル界面が形成される。
そして、ＷＣ超硬基体表面とこれに隣接する改質ＴｉＮ層間に、上記のヘテロエピタキシャル界面が形成されることにより、ＷＣ超硬基体と硬質被覆層との密着強度が大幅に向上し、その結果、このような被覆工具を、溶着チッピングの生じやすい小径低速切削加工、あるいは、切刃に対して高送り、高切込みによる高負荷が作用する高速重切削加工に用いた場合でも、すぐれた耐欠損性、耐剥離性を示し、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮することを見出したのである。
この発明は、上記の知見に基づいてなされたものであって、
「 炭化タングステン基超硬合金からなる切削工具基体の表面に、少なくともＴｉＮ層を含む硬質被覆層が物理蒸着により形成されてなる表面被覆切削工具であって、
上記切削工具基体の表面に隣接して、０．２〜２μｍの層厚を有し、幅１０〜１００ｎｍの柱状晶組織からなるＴｉＮ層が形成され、
さらに、上記切削工具基体とＴｉＮ層との界面の断面における炭化タングステン結晶粒とＴｉＮ結晶粒について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子線後方散乱回折装置を用いて、それぞれの結晶面と結晶方位を求め、
（ａ）炭化タングステン結晶粒の[０００１]方位とＴｉＮ結晶粒の[１１０]方位が平行で、かつ、炭化タングステン結晶粒の[１０−１０]方位とＴｉＮ結晶粒の[００１]方位が平行である界面の占める長さをＸＡとし、
（ｂ）炭化タングステン結晶粒の[０００１]方位とＴｉＮ結晶粒の[１１１]方位が平行で、かつ、炭化タングステン結晶粒の[１１−２０]方位とＴｉＮ結晶粒の[１１０]方位が平行である界面の占める長さをＸＣとした場合に、
上記切削工具基体表面とこれに隣接するＴｉＮ層の界面には、
１＞（ＸＡ＋ＸＣ）／Ｘ≧０．３、
を満足する（但し、Ｘは、界面の全長を表す）ヘテロエピタキシャル界面が形成されていることを特徴とする表面被覆切削工具。」
に特徴を有するものである。
「 炭化タングステン基超硬合金からなる切削工具基体の表面に、少なくともＴｉＮ層を含む硬質被覆層が物理蒸着により形成されてなる表面被覆切削工具であって、
上記切削工具基体の表面に隣接して、０．２〜２μｍの層厚を有し、幅１０〜１００ｎｍの柱状晶組織からなるＴｉＮ層が形成され、
さらに、上記切削工具基体とＴｉＮ層との界面の断面における炭化タングステン結晶粒とＴｉＮ結晶粒について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子線後方散乱回折装置を用いて、それぞれの結晶面と結晶方位を求め、
（ａ）炭化タングステン結晶粒の[０００１]方位とＴｉＮ結晶粒の[１１０]方位が平行で、かつ、炭化タングステン結晶粒の[１０−１０]方位とＴｉＮ結晶粒の[００１]方位が平行である界面の占める長さをＸＡとし、
（ｂ）炭化タングステン結晶粒の[０００１]方位とＴｉＮ結晶粒の[１１１]方位が平行で、かつ、炭化タングステン結晶粒の[１１−２０]方位とＴｉＮ結晶粒の[１１０]方位が平行である界面の占める長さをＸＣとした場合に、
上記切削工具基体表面とこれに隣接するＴｉＮ層の界面には、
１＞（ＸＡ＋ＸＣ）／Ｘ≧０．３、
を満足する（但し、Ｘは、界面の全長を表す）ヘテロエピタキシャル界面が形成されていることを特徴とする表面被覆切削工具。」
に特徴を有するものである。
この発明の被覆工具の、ＷＣ超硬基体表面に隣接する硬質被覆層を構成する改質ＴｉＮ層において、Ｔｉ成分は高温強度を向上させ、また、Ｎ成分には層の強度を向上させる作用があるため、改質ＴｉＮ層は、高い硬さとすぐれた強度を具備し、被覆工具の耐摩耗性向上に寄与するが、この発明の被覆工具では、これに加え、さらに、改質ＴｉＮ層とＷＣ超硬基体表面にヘテロエピタキシャル界面を形成し、改質ＴｉＮ層とＷＣ超硬基体表面間での密着強度を向上させているので、硬質被覆層の耐欠損性、耐剥離性が大幅に向上し、工具の長寿命化が図られる。
ＷＣ超硬基体上へＴｉＮ層を蒸着形成するに際し、図１に示される圧力勾配型Ａｒプラズマガンを利用したイオンプレーティングにより、例えば、
ＷＣ超硬基体温度：２００〜４５０ ℃、
プラズマガン放電電力：３ ｋＷ、
放電ガス流量：アルゴン（Ａｒ）ガス ２５〜４０ ｓｃｃｍ、
工具基体に印加する直流バイアス電圧： −５００ Ｖ、
という特定の条件でボンバード処理を行ったのち、
ＷＣ超硬基体温度：２００〜４５０ ℃、
蒸発源：金属Ｔｉ、
プラズマガン放電電力：１２ ｋＷ、
反応ガス流量：窒素（Ｎ２）ガス １００ ｓｃｃｍ、
放電ガス流量：アルゴン（Ａｒ）ガス ４５ ｓｃｃｍ、
工具基体に印加する直流バイアス電圧： ０ Ｖ、
蒸着時間： ３０〜１５０ ｍｉｎ、
という特定の条件に調整して改質ＴｉＮ層を蒸着すると、
上記ＷＣ超硬基体表面に垂直な任意の断面において、上記ＷＣ超硬基体表面とこれに隣接する改質ＴｉＮ層との界面には、
（ａ）炭化タングステン結晶粒の[０００１]方位とＴｉＮ結晶粒の[１１０]方位が平行で、かつ、炭化タングステン結晶粒の[１０−１０]方位とＴｉＮ結晶粒の[００１]方位が平行である界面の占める長さをＸＡとし、
（ｂ）炭化タングステン結晶粒の[０００１]方位とＴｉＮ結晶粒の[１１１]方位が平行で、かつ、炭化タングステン結晶粒の[１１−２０]方位とＴｉＮ結晶粒の[１１０]方位が平行である界面の占める長さをＸＣとした場合に、
１＞（ＸＡ＋ＸＣ）／Ｘ≧０．３、
を満足する（但し、Ｘは、界面の全長を表す）ヘテロエピタキシャル関係を備えた界面が形成される。
そして、上記の改質ＴｉＮ層を走査型電子顕微鏡により観察すると、幅１０〜１００ｎｍ、高さ０．２〜２μｍの柱状晶の改質ＴｉＮの形成が観察される。
また、上記の改質ＴｉＮの柱状晶の幅及び高さは、上記蒸着条件のうちの、特に、蒸着時間によって影響を受けるが、３０〜１５０ｍｉｎの蒸着によって、上記の幅、高さの柱状晶の改質ＴｉＮが形成される。
なお、改質ＴｉＮ層の層厚０．２〜２μｍは、ここでいう柱状晶の高さ０．２〜２μｍに対応するものである。
ここで、改質ＴｉＮ層の層厚（柱状晶の高さ）が０．２μｍ未満では、所望の密着強度を確保するのに不十分であり、一方その層厚（柱状晶の高さ）が２μｍを越えると、柱状晶が粗大化し表面平滑性が失われ、耐欠損性が低下するようになることから、改質ＴｉＮ層の層厚（柱状晶の高さ）を０．２〜２μｍと定めた。
ＷＣ超硬基体温度：２００〜４５０ ℃、
プラズマガン放電電力：３ ｋＷ、
放電ガス流量：アルゴン（Ａｒ）ガス ２５〜４０ ｓｃｃｍ、
工具基体に印加する直流バイアス電圧： −５００ Ｖ、
という特定の条件でボンバード処理を行ったのち、
ＷＣ超硬基体温度：２００〜４５０ ℃、
蒸発源：金属Ｔｉ、
プラズマガン放電電力：１２ ｋＷ、
反応ガス流量：窒素（Ｎ２）ガス １００ ｓｃｃｍ、
放電ガス流量：アルゴン（Ａｒ）ガス ４５ ｓｃｃｍ、
工具基体に印加する直流バイアス電圧： ０ Ｖ、
蒸着時間： ３０〜１５０ ｍｉｎ、
という特定の条件に調整して改質ＴｉＮ層を蒸着すると、
上記ＷＣ超硬基体表面に垂直な任意の断面において、上記ＷＣ超硬基体表面とこれに隣接する改質ＴｉＮ層との界面には、
（ａ）炭化タングステン結晶粒の[０００１]方位とＴｉＮ結晶粒の[１１０]方位が平行で、かつ、炭化タングステン結晶粒の[１０−１０]方位とＴｉＮ結晶粒の[００１]方位が平行である界面の占める長さをＸＡとし、
（ｂ）炭化タングステン結晶粒の[０００１]方位とＴｉＮ結晶粒の[１１１]方位が平行で、かつ、炭化タングステン結晶粒の[１１−２０]方位とＴｉＮ結晶粒の[１１０]方位が平行である界面の占める長さをＸＣとした場合に、
１＞（ＸＡ＋ＸＣ）／Ｘ≧０．３、
を満足する（但し、Ｘは、界面の全長を表す）ヘテロエピタキシャル関係を備えた界面が形成される。
そして、上記の改質ＴｉＮ層を走査型電子顕微鏡により観察すると、幅１０〜１００ｎｍ、高さ０．２〜２μｍの柱状晶の改質ＴｉＮの形成が観察される。
また、上記の改質ＴｉＮの柱状晶の幅及び高さは、上記蒸着条件のうちの、特に、蒸着時間によって影響を受けるが、３０〜１５０ｍｉｎの蒸着によって、上記の幅、高さの柱状晶の改質ＴｉＮが形成される。
なお、改質ＴｉＮ層の層厚０．２〜２μｍは、ここでいう柱状晶の高さ０．２〜２μｍに対応するものである。
ここで、改質ＴｉＮ層の層厚（柱状晶の高さ）が０．２μｍ未満では、所望の密着強度を確保するのに不十分であり、一方その層厚（柱状晶の高さ）が２μｍを越えると、柱状晶が粗大化し表面平滑性が失われ、耐欠損性が低下するようになることから、改質ＴｉＮ層の層厚（柱状晶の高さ）を０．２〜２μｍと定めた。
また、切削工具基体とＴｉＮ層との界面の断面におけるＷＣ結晶粒とＴｉＮ結晶粒について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子線後方散乱回折装置を用いて、以下の手順により、それぞれの結晶面配列、結晶方位配向、界面長さＸＡ、界面長さＸＣ、全界面長Ｘを求めた。
すなわち、切削工具基体とＴｉＮ層の断面をイオン研磨により研磨した後、研磨面表面のＷＣ結晶粒とＴｉＮ結晶粒に電子線を照射し、個々のＷＣ結晶粒とＴｉＮ結晶粒の領域を決定し、さらに、測定領域内の切削工具基体とＴｉＮ層の界面において隣接するＷＣ結晶粒とＴｉＮ結晶粒の対について、
（ａ１）ＷＣ結晶粒の[１０−１０]方位とＴｉＮ結晶粒の[１００]方位がなす角度、
（ａ２）ＷＣ結晶粒の[０００１]方位とＴｉＮ結晶粒の[１１０]方位がなす角度、
（ｃ１）ＷＣ結晶粒の[１１−２０]方位とＴｉＮ結晶粒の[１１０]方位がなす角度、
（ｃ２）ＷＣ結晶粒の[０００１]方位とＴｉＮ結晶粒の[１１１]方位がなす角度、
をそれぞれ測定した場合に、
（Ａ）上記（ａ１）で求めた角度と上記（ａ２）で求めた角度がともに１０度以下
となるＷＣ結晶粒とＴｉＮ結晶粒の対
によって形成される特定界面領域の基体表面に沿った距離を測定し、上記（Ａ）の条件を満たすＷＣ結晶粒とＴｉＮ結晶粒の対すべてについて、該界面領域の長さを足した距離をＸＡとし、
さらに、
（Ｃ）上記（ｃ１）で求めた角度と上記（ｃ２）で求めた角度がともに１０度以下
となるＷＣ結晶粒とＴｉＮ結晶粒の対
によって形成される特定界面領域の基体表面に沿った距離を測定し、上記（Ｃ）の条件を満たすＷＣ結晶粒とＴｉＮ結晶粒の対すべてについて、該界面領域の長さを足した距離をＸＣとし、
さらに、測定された工具基体とＴｉＮ層の界面において、工具基体表面に沿った全界面領域の長さをＸとした。
上記測定で求めたＸＡ、ＸＣ、Ｘの値に基づき算出すると、上記ＷＣ超硬基体表面とこれに隣接するＴｉＮ層の界面には、
１＞（ＸＡ＋ＸＣ）／Ｘ≧０．３、
を満足するヘテロエピタキシャル界面が形成されていることが確認される。
ここで、（ＸＡ＋ＸＣ）／Ｘが０．３より小さいと、ヘテロエピタキシャル界面の占める割合が少なくなり、ＴｉＮ層の破壊起点が増え、所望の耐欠損性が得られないことから、（ＸＡ＋ＸＣ）／Ｘの値を１＞（ＸＡ＋ＸＣ）／Ｘ≧０．３と定めた。
すなわち、切削工具基体とＴｉＮ層の断面をイオン研磨により研磨した後、研磨面表面のＷＣ結晶粒とＴｉＮ結晶粒に電子線を照射し、個々のＷＣ結晶粒とＴｉＮ結晶粒の領域を決定し、さらに、測定領域内の切削工具基体とＴｉＮ層の界面において隣接するＷＣ結晶粒とＴｉＮ結晶粒の対について、
（ａ１）ＷＣ結晶粒の[１０−１０]方位とＴｉＮ結晶粒の[１００]方位がなす角度、
（ａ２）ＷＣ結晶粒の[０００１]方位とＴｉＮ結晶粒の[１１０]方位がなす角度、
（ｃ１）ＷＣ結晶粒の[１１−２０]方位とＴｉＮ結晶粒の[１１０]方位がなす角度、
（ｃ２）ＷＣ結晶粒の[０００１]方位とＴｉＮ結晶粒の[１１１]方位がなす角度、
をそれぞれ測定した場合に、
（Ａ）上記（ａ１）で求めた角度と上記（ａ２）で求めた角度がともに１０度以下
となるＷＣ結晶粒とＴｉＮ結晶粒の対
によって形成される特定界面領域の基体表面に沿った距離を測定し、上記（Ａ）の条件を満たすＷＣ結晶粒とＴｉＮ結晶粒の対すべてについて、該界面領域の長さを足した距離をＸＡとし、
さらに、
（Ｃ）上記（ｃ１）で求めた角度と上記（ｃ２）で求めた角度がともに１０度以下
となるＷＣ結晶粒とＴｉＮ結晶粒の対
によって形成される特定界面領域の基体表面に沿った距離を測定し、上記（Ｃ）の条件を満たすＷＣ結晶粒とＴｉＮ結晶粒の対すべてについて、該界面領域の長さを足した距離をＸＣとし、
さらに、測定された工具基体とＴｉＮ層の界面において、工具基体表面に沿った全界面領域の長さをＸとした。
上記測定で求めたＸＡ、ＸＣ、Ｘの値に基づき算出すると、上記ＷＣ超硬基体表面とこれに隣接するＴｉＮ層の界面には、
１＞（ＸＡ＋ＸＣ）／Ｘ≧０．３、
を満足するヘテロエピタキシャル界面が形成されていることが確認される。
ここで、（ＸＡ＋ＸＣ）／Ｘが０．３より小さいと、ヘテロエピタキシャル界面の占める割合が少なくなり、ＴｉＮ層の破壊起点が増え、所望の耐欠損性が得られないことから、（ＸＡ＋ＸＣ）／Ｘの値を１＞（ＸＡ＋ＸＣ）／Ｘ≧０．３と定めた。
この発明の被覆工具は、ＷＣ超硬基体とこれに接するＴｉＮ層との界面に存在するＷＣ結晶粒およびＴｉＮ結晶粒の結晶面および結晶方位が、特定のヘテロエピタキシャル関係を充足するようにＴｉＮ層が形成されていることにより、溶着チッピングの生じやすい小径低速切削加工、あるいは、切刃に対して高送り、高切込みによる高負荷が作用する高速重切削加工においても、すぐれた耐欠損性と耐剥離性を示し、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮し、工具寿命の延命化に寄与するものである。
つぎに、この発明の被覆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、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のインサート形状をもったＷＣ超硬基体Ａ−１〜Ａ−１０を形成した。
ついで、上記のＷＣ超硬基体Ａ−１〜Ａ−１０を、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、図１に示される圧力勾配型Ａｒプラズマガンを利用したイオンプレーティング装置に装着し、蒸発源として、金属Ｔｉを装着し、まず、装置内を排気して１．０×１０−３Ｐａ以下の真空に保持しながら、Ａｒガスを導入して２．３×１０−２Ｐａとしたのち、圧力勾配型Ａｒプラズマガンの放電電力を３ｋＷとし、チャンバー内にプラズマビームを照射しＡｒをイオン化させるとともに、ＷＣ超硬基体に−５００Ｖのバイアス電圧を印加することによって、前記ＷＣ超硬基体を１０分間Ａｒボンバード処理し、ついで、装置内を一旦１×１０−３Ｐａ程度の真空にした後、圧力勾配型Ａｒプラズマガンの放電電力を１２ｋＷとし、Ａｒガスを４５ｓｃｃｍ，窒素ガスを１００ｓｃｃｍ流しながら、炉内の圧力を３×１０−２〜６×１０−２Ｐａに保ち、蒸発源にプラズマビームを入射し金属Ｔｉの蒸気を発生させるとともにプラズマビームでイオン化して、所定温度に保持したＷＣ超硬基体表面に、表３に示される目標層厚の改質ＴｉＮ層を硬質被覆層として蒸着形成することにより、本発明被覆工具としての本発明被覆インサート１〜１０を製造した。
なお、表２に、本発明被覆インサート１〜１０の改質ＴｉＮ層の形成条件である圧力勾配型Ａｒプラズマガンを利用したイオンプレーティングの各種条件を示す。
なお、表２に、本発明被覆インサート１〜１０の改質ＴｉＮ層の形成条件である圧力勾配型Ａｒプラズマガンを利用したイオンプレーティングの各種条件を示す。
比較の目的で、上記のＷＣ超硬基体Ａ−１〜Ａ−１０を、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、通常のアークイオンプレーティング装置に装着し、カソード電極（蒸発源）として金属Ｔｉ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、Ａｒガスを導入して、０．７Ｐａの雰囲気とすると共に、前記ＷＣ超硬基体に−２００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、前記ＷＣ超硬基体表面をＡｒボンバード処理し、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ＷＣ超硬基体に−５０Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつ前記金属Ｔｉのカソード電極とアノード電極の間に１２０Ａの電流を流してアーク放電させて、もって前記ＷＣ超硬基体の表面に、表４に示される目標層厚の従来ＴｉＮ層を硬質被覆層として蒸着形成することにより、従来被覆工具としての従来被覆インサート１〜１０をそれぞれ製造した。
参考のため、上記のＷＣ超硬基体Ａ−１〜Ａ−５について、これを、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した後、ＷＣ超硬基体Ａ−１〜Ａ−５を通常の化学蒸着（ＣＶＤ）装置内に装着し、
反応ガス組成：容量％で、ＴｉＣｌ４：４．２％、Ｎ2：３０％、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：９００℃、
反応雰囲気圧力：３０ｋＰａ、
の条件で、ＣＶＤ法によるＴｉＮ層（以下、化学蒸着ＴｉＮ層で示す）を表５に示される目標層厚で蒸着形成することにより、参考被覆工具としての参考被覆インサート１〜５を製造した。
反応ガス組成：容量％で、ＴｉＣｌ４：４．２％、Ｎ2：３０％、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：９００℃、
反応雰囲気圧力：３０ｋＰａ、
の条件で、ＣＶＤ法によるＴｉＮ層（以下、化学蒸着ＴｉＮ層で示す）を表５に示される目標層厚で蒸着形成することにより、参考被覆工具としての参考被覆インサート１〜５を製造した。
上記本発明被覆インサート１〜１０の改質ＴｉＮ層、従来被覆インサート１〜１０の従来ＴｉＮ層および参考被覆ドリル１〜５の化学蒸着ＴｉＮ層について、その層厚、柱状晶のサイズを走査型電子顕微鏡（Ｃａｒｌ Ｚｅｉｓｓ社製 Ｕｌｔｒａ５５）を用いて、膜の破断面を観察することにより測定した。なお、この測定は５点測定の平均値である。
表３〜５に、それぞれの測定値を示した。
表３〜５に、それぞれの測定値を示した。
さらに、上記本発明被覆インサート１〜１０のＷＣ超硬基体と改質ＴｉＮ層との界面近傍、従来被覆インサート１〜１０のＷＣ超硬基体と従来ＴｉＮ層との界面近傍、および、参考被覆インサート１〜５のＷＣ超硬基体と化学蒸着ＴｉＮ層との界面近傍における、ＷＣ結晶粒とＴｉＮ結晶粒の結晶面配列、結晶方位配向を電界放出型走査電子顕微鏡と電子線後方散乱回折装置を用いて測定した。
図２に、一例として、本発明被覆インサート１についての、超硬基体と改質ＴｉＮ層との界面近傍における、ＷＣ結晶粒とＴｉＮ結晶粒の結晶面配列、結晶方位配向を表す模式図を示す。
なお、測定領域は、具体的には、界面を中心とし、界面と平行に幅３０μｍ、高さ３μｍの領域である。
また、具体的な測定手順は、次のとおりである。
すなわち、切削工具基体とＴｉＮ層の断面をイオン研磨により研磨した後、研磨面表面のＷＣ結晶粒とＴｉＮ結晶粒に電子線を照射し、個々のＷＣ結晶粒とＴｉＮ結晶粒の領域を決定し、さらに、測定領域内の切削工具基体とＴｉＮ層の界面において隣接するＷＣ結晶粒とＴｉＮ結晶粒の対について、
（ａ１）ＷＣ結晶粒の[１０−１０]方位とＴｉＮ結晶粒の[１００]方位がなす角度、
（ａ２）ＷＣ結晶粒の[０００１]方位とＴｉＮ結晶粒の[１１０]方位がなす角度、
（ｃ１）ＷＣ結晶粒の[１１−２０]方位とＴｉＮ結晶粒の[１１０]方位がなす角度、
（ｃ２）ＷＣ結晶粒の[０００１]方位とＴｉＮ結晶粒の[１１１]方位がなす角度、
をそれぞれ測定した場合に、
（Ａ）上記（ａ１）で求めた角度と上記（ａ２）で求めた角度がともに１０度以下
となるＷＣ結晶粒とＴｉＮ結晶粒の対
によって形成される特定界面領域の基体表面に沿った距離を測定し、上記（Ａ）の条件を満たすＷＣ結晶粒とＴｉＮ結晶粒の対すべてについて、該界面領域の長さを足した距離をＸＡとし、
さらに、
（Ｃ）上記（ｃ１）で求めた角度と上記（ｃ２）で求めた角度がともに１０度以下
となるＷＣ結晶粒とＴｉＮ結晶粒の対
によって形成される特定界面領域の基体表面に沿った距離を測定し、上記（Ｃ）の条件を満たすＷＣ結晶粒とＴｉＮ結晶粒の対すべてについて、該界面領域の長さを足した距離をＸＣとし、
さらに、測定された工具基体とＴｉＮ層の界面において、工具基体表面に沿った全界面領域の長さをＸとした。
上記測定により求めた、
炭化タングステン結晶粒の[０００１]方位とＴｉＮ結晶粒の[１１０]方位が平行で、かつ、炭化タングステン結晶粒の[１０−１０]方位とＴｉＮ結晶粒の[００１]方位が平行である界面の占める長さＸＡ、
炭化タングステン結晶粒の[０００１]方位とＴｉＮ結晶粒の[１１１]方位が平行で、かつ、炭化タングステン結晶粒の[１１−２０]方位とＴｉＮ結晶粒の[１１０]方位が平行である界面の占める長さＸＣ、
の値から、
（ＸＡ＋ＸＣ）／Ｘの値（但し、Ｘは、界面の全長）
の値を算出した。
これらの値をそれぞれ表３〜表５に示す。
図２に、一例として、本発明被覆インサート１についての、超硬基体と改質ＴｉＮ層との界面近傍における、ＷＣ結晶粒とＴｉＮ結晶粒の結晶面配列、結晶方位配向を表す模式図を示す。
なお、測定領域は、具体的には、界面を中心とし、界面と平行に幅３０μｍ、高さ３μｍの領域である。
また、具体的な測定手順は、次のとおりである。
すなわち、切削工具基体とＴｉＮ層の断面をイオン研磨により研磨した後、研磨面表面のＷＣ結晶粒とＴｉＮ結晶粒に電子線を照射し、個々のＷＣ結晶粒とＴｉＮ結晶粒の領域を決定し、さらに、測定領域内の切削工具基体とＴｉＮ層の界面において隣接するＷＣ結晶粒とＴｉＮ結晶粒の対について、
（ａ１）ＷＣ結晶粒の[１０−１０]方位とＴｉＮ結晶粒の[１００]方位がなす角度、
（ａ２）ＷＣ結晶粒の[０００１]方位とＴｉＮ結晶粒の[１１０]方位がなす角度、
（ｃ１）ＷＣ結晶粒の[１１−２０]方位とＴｉＮ結晶粒の[１１０]方位がなす角度、
（ｃ２）ＷＣ結晶粒の[０００１]方位とＴｉＮ結晶粒の[１１１]方位がなす角度、
をそれぞれ測定した場合に、
（Ａ）上記（ａ１）で求めた角度と上記（ａ２）で求めた角度がともに１０度以下
となるＷＣ結晶粒とＴｉＮ結晶粒の対
によって形成される特定界面領域の基体表面に沿った距離を測定し、上記（Ａ）の条件を満たすＷＣ結晶粒とＴｉＮ結晶粒の対すべてについて、該界面領域の長さを足した距離をＸＡとし、
さらに、
（Ｃ）上記（ｃ１）で求めた角度と上記（ｃ２）で求めた角度がともに１０度以下
となるＷＣ結晶粒とＴｉＮ結晶粒の対
によって形成される特定界面領域の基体表面に沿った距離を測定し、上記（Ｃ）の条件を満たすＷＣ結晶粒とＴｉＮ結晶粒の対すべてについて、該界面領域の長さを足した距離をＸＣとし、
さらに、測定された工具基体とＴｉＮ層の界面において、工具基体表面に沿った全界面領域の長さをＸとした。
上記測定により求めた、
炭化タングステン結晶粒の[０００１]方位とＴｉＮ結晶粒の[１１０]方位が平行で、かつ、炭化タングステン結晶粒の[１０−１０]方位とＴｉＮ結晶粒の[００１]方位が平行である界面の占める長さＸＡ、
炭化タングステン結晶粒の[０００１]方位とＴｉＮ結晶粒の[１１１]方位が平行で、かつ、炭化タングステン結晶粒の[１１−２０]方位とＴｉＮ結晶粒の[１１０]方位が平行である界面の占める長さＸＣ、
の値から、
（ＸＡ＋ＸＣ）／Ｘの値（但し、Ｘは、界面の全長）
の値を算出した。
これらの値をそれぞれ表３〜表５に示す。
表３から、本発明被覆インサート１〜１０の改質ＴｉＮ層は、幅１０〜１００ｎｍ、高さ０．２〜２μｍの柱状晶を有し、さらに、ＷＣ超硬基体と改質ＴｉＮ層間には、
１＞（ＸＡ＋ＸＣ）／Ｘ≧０．３、
を満足するヘテロエピタキシャル界面が形成されていることがわかる。
これに対して、表４から、従来被覆インサート１〜１０の従来ＴｉＮ層は、幅１００〜５００ｎｍ、高さ０．２〜２．０μｍの柱状晶を有するが、ＷＣ超硬基体と従来ＴｉＮ層間には、
１＞（ＸＡ＋ＸＣ）／Ｘ≧０．３、
を満足するヘテロエピタキシャル界面は形成されておらず、付着強度が不十分であることがわかる。
また、同じく表５から、参考被覆インサート１〜４の化学蒸着ＴｉＮ層にも、
１＞（ＸＡ＋ＸＣ）／Ｘ≧０．３、
を満足するヘテロエピタキシャル界面は形成されておらず、付着強度が不十分であることがわかる。
１＞（ＸＡ＋ＸＣ）／Ｘ≧０．３、
を満足するヘテロエピタキシャル界面が形成されていることがわかる。
これに対して、表４から、従来被覆インサート１〜１０の従来ＴｉＮ層は、幅１００〜５００ｎｍ、高さ０．２〜２．０μｍの柱状晶を有するが、ＷＣ超硬基体と従来ＴｉＮ層間には、
１＞（ＸＡ＋ＸＣ）／Ｘ≧０．３、
を満足するヘテロエピタキシャル界面は形成されておらず、付着強度が不十分であることがわかる。
また、同じく表５から、参考被覆インサート１〜４の化学蒸着ＴｉＮ層にも、
１＞（ＸＡ＋ＸＣ）／Ｘ≧０．３、
を満足するヘテロエピタキシャル界面は形成されておらず、付着強度が不十分であることがわかる。
つぎに、上記本発明被覆インサート１〜１０、従来被覆インサート１〜１０および参考被覆インサート１〜５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、溶着チッピングの生じやすい小径部品加工を想定した以下の条件の旋削加工試験を行った。
被削材：ＪＩＳ・Ｓ１０Ｃの丸棒、
切削速度： ８０ ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み： ２ ｍｍ、
送り： ０．１ ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間： ６０ 分、
の条件での炭素鋼の乾式低速連続切削加工試験（通常の切削速度および送りは、それぞれ、２５０ｍ／ｍｉｎ．および０．６ｍｍ／ｒｅｖ．）、
を行い、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
上記切削加工試験の測定結果を表６に示した。
被削材：ＪＩＳ・Ｓ１０Ｃの丸棒、
切削速度： ８０ ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み： ２ ｍｍ、
送り： ０．１ ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間： ６０ 分、
の条件での炭素鋼の乾式低速連続切削加工試験（通常の切削速度および送りは、それぞれ、２５０ｍ／ｍｉｎ．および０．６ｍｍ／ｒｅｖ．）、
を行い、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
上記切削加工試験の測定結果を表６に示した。
表３〜６に示される結果から、本発明被覆インサート１〜１０は、改質ＴｉＮ層が幅１０〜１００ｎｍ、高さ０．２〜２μｍの柱状晶で構成され、さらに、電界放出型走査電子顕微鏡と電子線後方散乱回折装置により、結晶面配列、結晶方位配向を測定した場合、ＷＣ超硬基体と改質ＴｉＮ層との界面には、特定のヘテロエピタキシャル界面が形成されており、その結果、すぐれた密着強度を備えることから、溶着チッピングの生じやすい小径低速切削加工条件下において、優れた耐欠損性、耐剥離性を示し、長期の使用に亘って優れた切削性能を発揮するとともに、工具寿命の延命化が図られる。
これに対して、従来被覆インサート１〜１０および参考被覆インサート１〜５においては、特定のヘテロエピタキシャル界面の形成が十分でないため、溶着チッピングの生じやすい小径または小型部品の低速加工条件下では欠損、剥離等により、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。
これに対して、従来被覆インサート１〜１０および参考被覆インサート１〜５においては、特定のヘテロエピタキシャル界面の形成が十分でないため、溶着チッピングの生じやすい小径または小型部品の低速加工条件下では欠損、剥離等により、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。
原料粉末として、平均粒径０．２μｍのＷＣ粉末、同２．３μｍのＣｒ３Ｃ２粉末、同１．５μｍのＶＣ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、工具基体形成用丸棒焼結体を形成し、この丸棒焼結体から、研削加工にて、溝形成部の直径×長さが６ｍｍ×８１ｍｍの寸法並びにねじれ角３０度の２枚刃形状をもったＷＣ超硬基体（ドリル）Ｄ−１〜Ｄ−４を製造した。
ついで、上記のＷＣ超硬基体Ｄ−１〜Ｄ−４を、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、図１に示される圧力勾配型Ａｒプラズマガンを利用したイオンプレーティング装置に装着し、実施例１と同様な方法で、表８に示される目標層厚の改質ＴｉＮ層を硬質被覆層として蒸着形成することにより、本発明被覆工具としての本発明被覆表面被覆ドリル（以下、本発明被覆ドリルという）１〜８を製造した。
比較の目的で、上記のＷＣ超硬基体Ｄ−１〜Ｄ−４を、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、通常のアークイオンプレーティング装置に装着し、実施例１と同様な方法で、表９に示される目標層厚の従来ＴｉＮ層を硬質被覆層として蒸着形成することにより、従来被覆工具としての従来被覆ドリル１〜８を製造した。
参考のため、上記のＷＣ超硬基体Ｄ−１〜Ｄ−４を、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した後、ＷＣ超硬基体Ｄ−１〜Ｄ−４を通常の化学蒸着（ＣＶＤ）装置内に装着し、実施例１と同様な方法で、ＣＶＤ法による化学蒸着ＴｉＮ層を蒸着形成することにより、表１０に示される目標層厚の化学蒸着ＴｉＮ層からなる硬質被覆層を備えた参考被覆工具としての参考被覆ドリル１〜４を製造した。
上記本発明被覆ドリル１〜８の改質ＴｉＮ層、従来被覆ドリル１〜８の従来ＴｉＮ層および参考被覆ドリル１〜４の化学蒸着ＴｉＮ層について、その層厚、柱状晶のサイズを、実施例１と同様にして測定した。
表８〜１０に、それぞれの測定値を示した。
表８〜１０に、それぞれの測定値を示した。
さらに、上記本発明被覆ドリル１〜８のＷＣ超硬基体と改質ＴｉＮ層との界面近傍、従来被覆ドリル１〜８のＷＣ超硬基体と従来ＴｉＮ層との界面近傍、および、参考被覆ドリル１〜４のＷＣ超硬基体と化学蒸着ＴｉＮ層との界面近傍における、ＷＣ結晶粒とＴｉＮ結晶粒の結晶面配列、結晶方位配向についても、実施例１と同様にして、電界放出型走査電子顕微鏡と電子線後方散乱回折装置を用いてＸＡ，ＸＣ，Ｘを測定し、（ＸＡ＋ＸＣ）／Ｘの値を求めた。
これらの値をそれぞれ表８〜表１０に示す。
これらの値をそれぞれ表８〜表１０に示す。
表８から、本発明被覆ドリル１〜８の改質ＴｉＮ層は、幅１０〜１００ｎｍ、高さ０．２〜２μｍの柱状晶を有し、さらに、ＷＣ超硬基体と改質ＴｉＮ層間には、
１＞（ＸＡ＋ＸＣ）／Ｘ≧０．３、
を満足するヘテロエピタキシャル界面が形成されていることがわかる。
これに対して、表９から、従来被覆ドリル１〜８の従来ＴｉＮ層は、幅１００〜５００ｎｍ、高さ０．２〜２．０μｍの柱状晶を有するが、ＷＣ超硬基体と従来ＴｉＮ層間には、
１＞（ＸＡ＋ＸＣ）／Ｘ≧０．３、
を満足するヘテロエピタキシャル界面は形成されておらず、付着強度が不十分であることがわかる。
また、同じく表１０から、参考被覆ドリル１〜４の化学蒸着ＴｉＮ層にも、
１＞（ＸＡ＋ＸＣ）／Ｘ≧０．３、
を満足するヘテロエピタキシャル界面は形成されておらず、付着強度が不十分であることがわかる。
１＞（ＸＡ＋ＸＣ）／Ｘ≧０．３、
を満足するヘテロエピタキシャル界面が形成されていることがわかる。
これに対して、表９から、従来被覆ドリル１〜８の従来ＴｉＮ層は、幅１００〜５００ｎｍ、高さ０．２〜２．０μｍの柱状晶を有するが、ＷＣ超硬基体と従来ＴｉＮ層間には、
１＞（ＸＡ＋ＸＣ）／Ｘ≧０．３、
を満足するヘテロエピタキシャル界面は形成されておらず、付着強度が不十分であることがわかる。
また、同じく表１０から、参考被覆ドリル１〜４の化学蒸着ＴｉＮ層にも、
１＞（ＸＡ＋ＸＣ）／Ｘ≧０．３、
を満足するヘテロエピタキシャル界面は形成されておらず、付着強度が不十分であることがわかる。
つぎに、上記本発明被覆ドリル１〜８、従来被覆ドリル１〜８および参考被覆ドリル１〜４について、
被削材−平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの、ＪＩＳ・ＳＳ４００の板材、
切削速度： １５０ ｍ／ｍｉｎ．、
送り： ０．４０ ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ： １０ ｍｍ、
の条件での軟鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験（通常の切削速度および送りは、それぞれ、８５ｍ／ｍｉｎ．および０．２０ｍｍ／ｒｅｖ）、
を行い（水溶性切削油使用）、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１１にそれぞれ示した。
被削材−平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの、ＪＩＳ・ＳＳ４００の板材、
切削速度： １５０ ｍ／ｍｉｎ．、
送り： ０．４０ ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ： １０ ｍｍ、
の条件での軟鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験（通常の切削速度および送りは、それぞれ、８５ｍ／ｍｉｎ．および０．２０ｍｍ／ｒｅｖ）、
を行い（水溶性切削油使用）、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１１にそれぞれ示した。
表３、６、８、１１に示される結果から、本発明被覆インサート１〜１０、本発明被覆ドリル１〜８は、改質ＴｉＮ層が幅１０〜１００ｎｍ、高さ０．２〜２μｍの柱状晶で構成され、さらに、電界放出型走査電子顕微鏡と電子線後方散乱回折装置により、結晶面配列、結晶方位配向を測定した場合、ＷＣ超硬基体と改質ＴｉＮ層との界面には、特定のヘテロエピタキシャル界面が形成されており、その結果、すぐれた密着強度を備えることから、溶着チッピングの生じやすい小径低速切削加工条件下、あるいは、高速重切削加工条件下においても、優れた耐欠損性、耐剥離性を示し、長期の使用に亘って優れた切削性能を発揮するとともに、工具寿命の延命化が図られる。
これに対して、表４〜６、９〜１１に示される結果から、従来被覆インサート１〜１０、参考被覆インサート１〜５、および、従来被覆ドリル１〜８、参考被覆ドリル１〜４においては、特定のヘテロエピタキシャル界面の形成が十分でないため、溶着チッピングの生じやすい小径低速切削加工条件下、あるいは、高速重切削加工条件下においては、欠損、剥離等により、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。
これに対して、表４〜６、９〜１１に示される結果から、従来被覆インサート１〜１０、参考被覆インサート１〜５、および、従来被覆ドリル１〜８、参考被覆ドリル１〜４においては、特定のヘテロエピタキシャル界面の形成が十分でないため、溶着チッピングの生じやすい小径低速切削加工条件下、あるいは、高速重切削加工条件下においては、欠損、剥離等により、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、この発明の被覆工具は、ＷＣ超硬基体とこれに隣接して形成される改質ＴｉＮ層間での密着強度が高いため、溶着チッピングの生じやすい小径低速切削加工、あるいは、切刃に対して高負荷が作用する高速重切削加工に用いられた場合に、すぐれた耐欠損性、耐剥離性を示すものであって、被覆インサート、被覆ドリル等の各種被覆工具として用いることができ、そして、これによって、硬質被覆層の欠損、剥離の発生を防止し得ることから、低コスト化に十分満足に対応できるとともに、すぐれた切削性能を長期に亘って発揮し、工具寿命の延命化を図ることができるものである。
Claims (1)
- 炭化タングステン基超硬合金からなる切削工具基体の表面に、少なくともＴｉＮ層を含む硬質被覆層が物理蒸着により形成されてなる表面被覆切削工具であって、
上記切削工具基体の表面に隣接して、０．２〜２μｍの層厚を有し、幅１０〜１００ｎｍの柱状晶組織からなるＴｉＮ層が形成され、
さらに、上記切削工具基体とＴｉＮ層との界面の断面における炭化タングステン結晶粒とＴｉＮ結晶粒について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子線後方散乱回折装置を用いて、それぞれの結晶面と結晶方位を求め、
（ａ）炭化タングステン結晶粒の[０００１]方位とＴｉＮ結晶粒の[１１０]方位が平行で、かつ、炭化タングステン結晶粒の[１０−１０]方位とＴｉＮ結晶粒の[００１]方位が平行である界面の占める長さをＸＡとし、
（ｂ）炭化タングステン結晶粒の[０００１]方位とＴｉＮ結晶粒の[１１１]方位が平行で、かつ、炭化タングステン結晶粒の[１１−２０]方位とＴｉＮ結晶粒の[１１０]方位が平行である界面の占める長さをＸＣとした場合に、
上記切削工具基体表面とこれに隣接するＴｉＮ層の界面には、
１＞（ＸＡ＋ＸＣ）／Ｘ≧０．３、
を満足する（但し、Ｘは、界面の全長を表す）ヘテロエピタキシャル界面が形成されていることを特徴とする表面被覆切削工具。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
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