JP5454787B2 - 表面被覆切削工具 - Google Patents

Description

本発明は、例えば、Ｔｉ合金、ステンレス鋼などの難削材を、高い発熱を伴う高送り切削条件下で切削加工を行なった場合でも、硬質被覆層がすぐれた高温硬さ、高温強度を備えることによって、チッピング、欠損、剥離等の発生を防止するとともに、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具（以下、被覆工具という）に関するものである。

一般に、表面被覆切削工具には、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。

従来、表面被覆切削工具の一つとして、例えば、特許文献１に示されるように、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、ＴｉとＡｌとＶとを含んだ複合窒化物から構成される硬質被覆層を形成した被覆工具が知られている。

さらに、前記従来の被覆工具は、例えば、図１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（ＡＩＰ）装置に工具基体を装入し、装置内を加熱した状態で、硬質被覆層の組成に対応した組成を有する複数のカソード電極（蒸発源）とアノード電極との間にアーク放電を発生させ、同時に装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して、前記工具基体表面に、所望の成分組成を有する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｖ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着することによって製造されることも知られている。

特開平３−１２０３５４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、前記従来の被覆工具においては、これを特に高熱発生を伴うとともに切刃部に高負荷が作用するＴｉ合金、ステンレス鋼などの難削材の高送り切削条件で用いた場合には、硬質被覆層にチッピング、欠損、剥離等が発生しやすくなり、その結果、比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。

そこで、本発明者らは、前述のような観点から、硬質被覆層がすぐれた高温硬さ、高温強度、高温耐酸化性を備えるとともに、特にＴｉ合金、ステンレス鋼などの難削材を、高い発熱を伴い、かつ、切刃部に高負荷が作用する高送り切削条件で切削加工を行なった場合にも、チッピング、欠損、剥離等を発生することなく長期の使用に亘って、すぐれた耐摩耗性を発揮する被覆工具を開発すべく、硬質被覆層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｖ）Ｎ層の結晶粒組織構造に着目し、研究を行った結果、以下の知見を得た。

前記従来の被覆工具の硬質被覆層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｖ）Ｎ層の構成成分であるＴｉ成分には高温強度を向上させると共に、ＴｉとＡｌが共存含有した状態で高温耐酸化性を向上させる作用があり、また、Ｖ成分は潤滑性を向上させる作用があり、そして、硬質被覆層は、これら各成分を含有することによって、所定の耐欠損性、耐酸化性、耐熱性および耐摩耗性等を発揮する。
ところで、前記従来の被覆工具においては、前記（Ｔｉ，Ａｌ，Ｖ）Ｎ層は、結晶質相とアモルファス相とで構成されているが、アークイオンプレーティング（ＡＩＰ）装置で硬質被覆層を成膜するにあたり、蒸着条件として、例えば、装置内に導入する窒素ガスの圧力と、工具基体に印加するバイアス電圧を制御することによって、形成される（Ｔｉ，Ａｌ，Ｖ）Ｎ結晶粒の結晶粒組織（粒径、形態）を調整できることを本発明者らは見出した。

そして、前記の蒸着条件の制御によって、微細な粒径の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｖ）Ｎ粒状晶組織からなる薄層Ａと、相対的に大粒径の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｖ）Ｎ柱状晶組織からなる薄層Ｂとの交互積層構造によって硬質被覆層を形成したところ、粒状晶組織からなる薄層Ａは耐摩耗性に優れ、一方、柱状晶組織からなる薄層Ｂは耐チッピング性、耐欠損性に優れ、さらに、薄層Ａと薄層Ｂは同一成分組成、同一結晶構造であるため各薄層間の密着強度も大であって層間剥離の生じる恐れもないことから、薄層Ａと薄層Ｂの交互積層構造からなる硬質被覆層は、高い発熱を伴うとともに切刃部に対して、高負荷が作用するＴｉ合金、ステンレス鋼などの難削材の高送り切削においても、チッピング、欠損、剥離等を発生することなく、従来の被覆工具に比して、より一段とすぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮することを見出したのである。

本発明は、前記知見に基づいてなされたものであって、
「（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工具基体の表面に、０．８〜５．０μｍの層厚のＴｉとＡｌとＶの複合窒化物からなる硬質被覆層が蒸着形成された表面被覆切削工具において、
前記硬質被覆層は、ＴｉとＡｌとＶの複合窒化物の粒状晶組織からなる薄層Ａと柱状晶組織からなる薄層Ｂとの交互積層構造として構成され、前記薄層Ａおよび薄層Ｂはそれぞれ０．０５〜２．０μｍの層厚を有し、さらに、前記薄層Ａを構成する粒状晶の平均結晶粒径は３０ｎｍ以下、また、前記薄層Ｂを構成する柱状晶の平均結晶粒径は５０〜５００ｎｍであることを特徴とする表面被覆切削工具。
（２）前記ＴｉとＡｌとＶの複合窒化物は、
組成式：（Ｔｉ_{１−Ｘ−Ｙ}Ａｌ_ＸＶ_Ｙ）Ｎ
で表した場合に、０．４０≦Ｘ≦０．６５、０．０２≦Ｙ≦０．３（但し、Ｘ、Ｙはいずれも原子比）を満足することを特徴とする（１）の表面被覆切削工具。」
に特徴を有するものである。

つぎに、本発明の被覆工具の硬質被覆層に関し、より詳細に説明する。

（ａ）硬質被覆層の組成
（Ｔｉ，Ａｌ，Ｖ）Ｎ層からなる硬質被覆層は、Ａｌの含有割合の増加によって、結晶構造が立方晶から六方晶へ変化し、皮膜硬さが低下するので、少なくとも所定の皮膜硬さを保持するためには、その結晶構造を立方晶とする必要があり、そのためには、硬質被覆層の組成を、
組成式：（Ｔｉ_{１−Ｘ−Ｙ}Ａｌ_ＸＶ_Ｙ）Ｎ
で表した場合に、Ｘが０．６５以下（但し、Ｘは原子比）となるようにＡｌの含有割合を定めることが望ましい。ただ、Ｘが０．４０未満になると、結晶構造は立方晶を維持したままではあるが、相対的なＴｉ含有割合の増加により、（Ｔｉ，Ａｌ，Ｖ）Ｎ層自体の高温硬さが急激に低下し、高送り切削加工において最小限必要とされる耐摩耗性を確保することが困難になることから、硬質被覆層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｖ）Ｎ層におけるＴｉとＶとの合量に占めるＡｌの含有割合Ｘ（原子比）は、０．４０≦Ｘ≦０．６５を満足することが望ましい。
また、前記組成式において、Ｖの含有割合Ｙが０．０２未満では、硬質被覆層の潤滑性向上効果は少なく、一方、Ｖの含有割合Ｙが０．３を超えると、相対的にＴｉの含有割合が低下し、高温強度が低下傾向を示すようになることから、ＴｉとＡｌとの合量に占めるＶの含有割合Ｙ（原子比）は、０．０２≦Ｙ≦０．３を満足することが望ましい。

（ｂ）薄層Ａ
薄層Ａは、粒状晶組織の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｖ）Ｎからなり、すぐれた皮膜硬さを有し硬質被覆層の耐摩耗性を向上させる。ただ、前記粒状晶組織の平均結晶粒径が３０ｎｍを超えると、皮膜の硬さ向上効果が小さくなることから、粒状晶組織の平均結晶粒径は３０ｎｍ以下とする。
なお、本発明でいう「平均結晶粒径」とは、層厚方向に直交する面（言い換えれば、基体表面と平行な面）において、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察写真によって測定し算出される結晶粒径の平均値をいい、層厚方向に沿った結晶粒の長さは本発明では「平均結晶粒径」とは呼ばない。
また、薄層Ａの層厚は、０．０５μｍ未満では耐摩耗性向上効果が少なく、一方、層厚が２μｍを超えるようになると、切刃に高負荷が作用する高硬度鋼の高速切削で、チッピング、欠損を発生しやすくなるため、薄層Ａの層厚は０．０５〜２μｍと定めた。

（ｃ）薄層Ｂ
柱状晶組織の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｖ）Ｎからなる薄層Ｂは、すぐれた高温強度、靭性を示すが、薄層Ｂを構成する柱状晶組織の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｖ）Ｎの平均結晶粒径が５００ｎｍを超えると結晶粒の粗大化による耐摩耗性の低下がみられ、一方、平均結晶粒径が５０ｎｍ未満では、耐チッピング性、耐欠損性向上効果がみられないことから、薄層Ｂを構成する柱状晶組織の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｖ）Ｎの平均結晶粒径は５０〜５００ｎｍと定めた。
また、薄層Ｂの層厚が０．０５μｍ未満では、耐チッピング性、耐欠損性向上効果が少なく、一方、層厚が２μｍを超えると耐摩耗性の低下が顕著になることから、薄層Ｂの層厚を０．０５〜２μｍと定めた。

（ｄ）薄層Ａと薄層Ｂの交互積層
薄層Ａと薄層Ｂの交互積層からなる本発明の硬質被覆層は、薄層Ａが粒状晶組織、一方、薄層Ｂが柱状晶組織であって、その結晶粒形態が異なるものの、同一成分系、同一結晶構造（立方晶）の硬質被覆層として構成されているため、異成分系の薄層Ａと薄層Ｂとの交互積層に比して、薄層Ａと薄層Ｂ間の密着強度が大であり、硬質被覆層全体としての高温強度向上に寄与するばかりか、層間剥離等が生じる恐れもないため、高熱発生を伴い、しかも、切刃に高負荷が作用する高送り切削においてもすぐれた耐剥離性を発揮する。
ただ、薄層Ａと薄層Ｂの交互積層からなる硬質被覆層の合計層厚が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ことができないため工具寿命短命化の原因となり、一方、その合計層厚が５．０μｍを越えると、チッピング、欠損が発生し易くなるため、その合計層厚は０．８〜５．０μｍと定めた。

本発明の被覆工具は、硬質被覆層が、すぐれた皮膜硬さ、耐熱性を有する粒状晶組織の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｖ）Ｎ層からなる薄層Ａと、すぐれた高温強度、靭性、耐熱性を示す柱状晶組織の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｖ）Ｎ層からなる薄層Ｂの交互積層構造として構成されているので、硬質被覆層全体としてすぐれた高温硬さ、高温強度、耐熱性を有しており、その結果、高熱発生を伴い、切刃に高負荷が作用するＴｉ合金やステンレス鋼などの難削材の高送り切削においても、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性、耐欠損性、耐剥離性を備えるとともに、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮するものである。

表面被覆切削工具を構成する硬質被覆層を形成するのに用いた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。

つぎに、本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、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、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基超硬合金製の工具基体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、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、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基サーメット製の工具基体Ｂ−１〜Ｂ−６を形成した。

（ａ）ついで、前記工具基体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に示されるアークイオンプレーティング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、カソード電極（蒸発源）として、所定成分組成のＴｉ−Ａｌ−Ｖ合金を、例えば、前記回転テーブルを挟んで対向配置し、
（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工具基体に−１０００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつ、一方のＣｒ−Ａｌ−Ｖ合金からなるカソード電極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、もって工具基体表面をボンバード洗浄し、
（ｃ）ついで装置内に導入する反応ガスとしての窒素ガスの圧力を表３に示す如く５〜７Ｐａの範囲内の条件に調整すると共に、前記回転テーブル上で自転しながら回転する工具基体に同じく表３に示す如く−１００〜−３００Ｖの範囲内の直流バイアス電圧を印加した状態で、前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｖ合金のカソード電極とアノード電極との間に５０〜１００Ａの範囲内の所定の電流を流してアーク放電を発生させて、前記工具基体の表面に所定層厚の粒状晶組織の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｖ）Ｎ層からなる薄層Ａを蒸着形成し、
（ｄ）ついで、窒素ガスの圧力を表３に示す如く２〜４Ｐａの範囲内の条件に調整すると共に、前記回転テーブル上で自転しながら回転する工具基体に同じく表３に示す如く−２０〜−９０Ｖの範囲内の直流バイアス電圧を印加した状態で、前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｖ合金のカソード電極とアノード電極との間に５０〜１００Ａの範囲内の所定の電流を流してアーク放電を発生させて、前記薄層Ａの表面に所定層厚の柱状晶組織の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｖ）Ｎ層からなる薄層Ｂを形成し、
（ｅ）前記薄層Ａの形成と薄層Ｂ形成を交互に繰り返し行い、もって前記工具基体の表面に、表４、表５に示す薄層Ａと薄層Ｂの交互積層構造からなる所定組成、所定結晶粒組織および所定層厚の硬質被覆層を蒸着形成することにより、本発明表面被覆超硬製スローアウエイチップ（以下、本発明被覆超硬チップと云う）１〜１６をそれぞれ製造した。

また、比較の目的で、これら工具基体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１に示されるアークイオンプレーティング装置に装入し、カソード電極（蒸発源）として、所定組成のＴｉ−Ａｌ−Ｖ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、前記工具基体に−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−Ｖ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、もって工具基体表面をボンバード洗浄し、ついで装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して表３に示す圧力条件に調整すると共に、前記回転テーブル上で自転しながら回転する工具基体に同じく表３に示す直流バイアス電圧を印加した状態で、前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｖ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、もって前記工具基体Ａ−１〜Ａ−１０およびＢ−１〜Ｂ−６のそれぞれの表面に、表６、表７に示される組成、結晶粒組織および層厚の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｖ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着形成することにより、比較表面被覆超硬製スローアウエイチップ（以下、比較被覆超硬チップと云う）１〜１６をそれぞれ製造した。

つぎに、前記の各種の被覆超硬チップを、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、本発明被覆超硬チップ１〜１６および比較被覆超硬チップ１〜１６について、
被削材：ＪＩＳ・ＳＵＳ３０４（ＨＢ１８０）の丸棒、
切削速度： １８０ ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み： ０．８ ｍｍ、
送り： ０．１５ ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間： ４ 分、
の条件（切削条件Ａ）でのステンレス鋼の乾式高速切削加工試験（通常の切削速度は、８０ｍ／ｍｉｎ．）、
被削材：ＪＩＳ・ＳＵ３１６（ＨＢ１８０）の丸棒、
切削速度： １５０ ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み： １．２ ｍｍ、
送り： ０．２０ ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間： ５ 分、
の条件（切削条件Ｂ）でのステンレス鋼の乾式高速切削加工試験（通常の切削速度は、８０ｍ／ｍｉｎ．）、
被削材：ＪＩＳ・Ｓ１５Ｃ（ＨＢ１３０）の丸棒、
切削速度： ２００ ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み： １．５ ｍｍ、
送り： ０．１８ ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間： ５ 分、
の条件（切削条件Ｃ）での炭素鋼の乾式高速切削加工試験（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８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９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６．５ｍｍ、１０．５ｍｍ、および２０．５ｍｍ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９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基超硬合金製の工具基体（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に示されるアークイオンプレーティング装置に装入し、実施例１と同一の条件で、層厚方向に沿って表１０に示される組成、結晶粒組織および層厚の薄層Ａ、薄層Ｂを交互に蒸着形成し、粒状晶組織の薄層Ａと柱状晶組織の薄層Ｂとの交互積層構造からなる硬質被覆層を備える本発明表面被覆超硬製エンドミル（以下、本発明被覆超硬エンドミルと云う）１〜８を製造した。

また、比較の目的で、前記工具基体（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に示されるアークイオンプレーティング装置に装入し、実施例１と同一の条件で、同じく表１１に示される組成、結晶粒組織および層厚の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｖ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着することにより、比較表面被覆超硬製エンドミル（以下、比較被覆超硬エンドミルと云う）１〜８を製造した。

つぎに、本発明被覆超硬エンドミル１〜８および比較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および比較被覆超硬エンドミル１〜３については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法のＪＩＳ・ＳＵＳ３０４（ＨＢ１８０）の板材、
切削速度： ４５ ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）： １．２ ｍｍ、
テーブル送り： ８０ ｍｍ／分、
の条件でのステンレス鋼の乾式高速溝切削加工試験（通常の切削速度は、２０ｍ／ｍｉｎ．）を行い、
本発明被覆超硬エンドミル４〜６および比較被覆超硬エンドミル４〜６については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法のＪＩＳ・ＳＵ３１６（ＨＢ１８０）の板材、
切削速度： ５０ ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）： １．５ ｍｍ、
テーブル送り： ７０ ｍｍ／分、
の条件でのステンレス鋼の乾式高速溝切削加工試験（通常の切削速度は、２５ｍ／ｍｉｎ．）を行い、
本発明被覆超硬エンドミル７、８および比較被覆超硬エンドミル７，８については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法のＪＩＳ・Ｓ１５Ｃ（ＨＢ１３０）の板材、
切削速度： ４０ ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）： ３．５ ｍｍ、
テーブル送り： ６５ ｍｍ／分、
の条件での炭素鋼の乾式高速溝切削加工試験（通常の切削速度は、２５ｍ／ｍｉｎ．）を行い、
前記の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。
前記の測定結果を表１０、表１１にそれぞれ示した。

実施例２で製造した直径が６．５ｍｍ（超硬基体Ｃ−１〜Ｃ−３形成用）、１０．５ｍｍ（超硬基体Ｃ−４〜Ｃ−６形成用）、および２０．５ｍｍ（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基超硬合金製の工具基体（ドリル）Ｄ−１〜Ｄ−８をそれぞれ製造した。

ついで、これらの工具基体（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に示されるアークイオンプレーティング装置に装入し、実施例１と同一の条件で、表１２に示される組成、結晶粒組織および層厚の薄層Ａ、薄層Ｂを交互に蒸着形成し、粒状晶組織の薄層Ａと柱状晶組織の薄層Ｂとの交互積層構造からなる硬質被覆層を備える本発明表面被覆超硬製ドリル（以下、本発明被覆超硬ドリルと云う）１〜８を製造した。

また、比較の目的で、前記の工具基体（ドリル）Ｄ−１〜Ｄ−３、Ｄ−４〜Ｄ−６、Ｄ−７、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１に示されるアークイオンプレーティング装置に装入し、実施例１と同一の条件で、同じく表１３に示される組成、結晶粒組織および層厚の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｖ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着することにより、比較表面被覆超硬製ドリル（以下、比較被覆超硬ドリルと云う）１〜８を製造した。

つぎに、本発明被覆超硬ドリル１〜８および比較被覆超硬ドリル１〜８のうち、本発明被覆超硬ドリル１〜３および比較被覆超硬ドリル１〜３については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法のＪＩＳ・ＳＵＳ３０４（ＨＢ１８０）の板材、
切削速度： ５０ ｍ／ｍｉｎ．、
送り： ０．１５ ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ： １０ ｍｍ、
の条件でのステンレス鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験（通常の切削速度は、２０ｍ／ｍｉｎ．）を行い、
本発明被覆超硬ドリル４〜６および比較被覆超硬ドリル４〜６については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法のＪＩＳ・ＳＵ３１６（ＨＢ１８０）の板材、
切削速度： ４５ ｍ／ｍｉｎ．、
送り： ０．１ ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ： １５ ｍｍ、
の条件でのステンレス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．）を行い、
本発明被覆超硬ドリル７、８および比較被覆超硬ドリル７，８については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法のＪＩＳ・Ｓ１５Ｃ（ＨＢ１３０）の板材、
切削速度： ２５０ ｍ／ｍｉｎ．、
送り： ０．３ ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ： ２５ ｍｍ、
の条件での炭素鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験（通常の切削速度は、１００ｍ／ｍｉｎ．）を行い、
前記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１２、表１３にそれぞれ示した。

この結果得られた本発明表面被覆切削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、本発明被覆超硬ドリル１〜８、および、比較表面被覆切削工具としての比較被覆超硬チップ１〜１６、比較被覆超硬エンドミル１〜８、比較被覆超硬ドリル１〜８の硬質被覆層の組成を、透過型電子顕微鏡を用いたエネルギー分散型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、前記の各硬質被覆層の平均層厚を透過型電子顕微鏡により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。

さらに、本発明表面被覆切削工具の薄層Ａ、薄層Ｂを構成する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｖ）Ｎ層および比較表面被覆切削工具の硬質被覆層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｖ）Ｎ層について、各層の結晶粒組織を透過型電子顕微鏡により求め、その結果を表４〜７、１０〜１３に示した。

表８、１０〜１３に示される結果から、本発明表面被覆切削工具は、硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を示す薄層Ａと、すぐれた耐チッピング性、耐欠損性を示す薄層Ｂとの交互積層構造からなり、さらに、耐熱性を有し、層間密着強度も大であるので、その結果、高熱発生を伴い、切刃に対し高負荷が作用する高硬度鋼の高速切削加工でも、すぐれた耐チッピング性、耐欠損性とともにすぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮するのに対して、硬質被覆層が粒状晶のみあるいは柱状晶のみからなる単一結晶粒組織の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｖ）Ｎ層からなる被覆工具は、耐チッピング性、耐欠損性あるいは耐摩耗性のいずれかが劣るため、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。

前述のように、この発明の表面被覆切削工具は、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、特に高熱発生を伴い切刃に対して高負荷が作用する難削材の高送り切削加工でも、長期に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮するものであるから、切削加工装置の高性能化、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。

Claims (2)

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工具基体の表面に、０．８〜５．０μｍの層厚のＴｉとＡｌとＶの複合窒化物からなる硬質被覆層が蒸着形成された表面被覆切削工具において、
   前記硬質被覆層は、ＴｉとＡｌとＶの複合窒化物の粒状晶組織からなる薄層Ａと柱状晶組織からなる薄層Ｂとの交互積層構造として構成され、前記薄層Ａおよび薄層Ｂはそれぞれ０．０５〜２．０μｍの層厚を有し、さらに、前記薄層Ａを構成する粒状晶の平均結晶粒径は３０ｎｍ以下、また、前記薄層Ｂを構成する柱状晶の平均結晶粒径は５０〜５００ｎｍであることを特徴とする表面被覆切削工具。
2. 前記ＴｉとＡｌとＶの複合窒化物は、
   組成式：（Ｔｉ_{１−Ｘ−Ｙ}Ａｌ_ＸＶ_Ｙ）Ｎ
   で表した場合に、０．４０≦Ｘ≦０．６５、０．０２≦Ｙ≦０．３（但し、Ｘ、Ｙはいずれも原子比）を満足することを特徴とする請求項１記載の表面被覆切削工具。

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