JP5574277B2 - 耐剥離性に優れる表面被覆立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製切削工具 - Google Patents
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Description
本発明は、硬質被覆層がすぐれた高温硬さ、高温強度、耐熱性とともに、すぐれた密着性を具備し、したがって、合金鋼、軸受鋼の焼入れ材などの高硬度鋼の高速切削加工に用いた場合にも、すぐれた耐剥離性を発揮し、長期の切削にわたって被削材のすぐれた仕上げ面精度を維持することができる、立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料で構成された切削工具基体の表面に硬質被覆層を形成した表面被覆立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製切削工具（以下、被覆ｃＢＮ基焼結工具という）に関するものである。
一般に、被覆ｃＢＮ基焼結工具には、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スローアウエイチップや、スローアウエイチップ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スローアウエイエンドミルなどが知られている。
また、被覆ｃＢＮ基焼結工具としては、各種の立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料（以下、ｃＢＮ基焼結材料という）で構成された工具本体の表面に、Ｔｉ窒化物（ＴｉＮ）層、ＴｉとＡｌの複合窒化物（[Ｔｉ，Ａｌ]Ｎ）層などの表面被覆層を蒸着形成してなる被覆ｃＢＮ基焼結工具が知られており、これらが例えば各種の鋼や鋳鉄などの切削加工に用いられていることも知られている。
さらに、前記被覆ｃＢＮ基焼結工具が、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装置に前記切削工具基体を装入し、ヒーターで装置内を、例えば、５００℃に加熱した状態で、金属Ｔｉや、それぞれ所定の組成を有するＴｉ−Ａｌ合金からなるカソード電極（蒸発源）と、アノード電極との間に、例えば、９０Ａの電流を印加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窒素ガスを導入して、例えば、２Ｐａの反応雰囲気とし、一方、前記切削工具基体には、例えば、−１００Ｖのバイアス電圧を印加した条件で、前記切削工具基体の表面に、ＴｉＮ層や[Ｔｉ，Ａｌ]Ｎ層など、所望の成分組成の層を蒸着形成することにより製造されることも知られている（例えば、特許文献１参照）。さらに、前記切削工具基体の表面に形成する硬質被覆層の表面粗さおよび残留応力を調整して耐摩耗性、耐欠損性を向上させた表面被覆切削工具も知られている（例えば、特許文献２参照）。
近年の切削加工装置のＦＡ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、通常の切削条件に加えて、より高速条件下での切削加工が要求される傾向にあるが、前記従来被覆工具においては、各種の鋼や鋳鉄を通常条件下で切削加工した場合に特段の問題は生じない。しかし、これを、合金鋼、軸受鋼の焼入れ材などのビッカース硬さ（Ｃスケール）５０以上の高い硬さを有する高硬度鋼の高速連続切削あるいは高速断続切削に用いた場合には、ｃＢＮ基焼結材料と硬質被覆層の付着強度が十分でないために、刃先に剥離が生じて、切削寿命が低下してしまうという課題があった。
そこで、本発明者等は、上述のような観点から、特に合金鋼、軸受鋼の焼入れ材などの高硬度鋼の高速連続切削あるいは高速断続切削（以下、単に「高速切削」という）加工で、硬質被覆層が優れた耐剥離性を発揮する被覆ｃＢＮ基焼結工具を開発すべく研究を行った結果、
ａ) 硬質被覆層を構成するＴｉとＡｌの複合窒化物（［Ｔｉ１−ＸＡｌＸ］Ｎ）層は、Ａｌの含有割合Ｘ（原子比）の値が、０．３０〜０．６０の範囲内において所定の耐熱性、高温硬さおよび高温強度を有し、通常の切削加工条件下において必要とされる耐摩耗性は具備しているが、切刃部にきわめて大きな発熱を伴い、あるいは同時に、切刃部に断続的・衝撃的に大きな機械的負荷がかかる高硬度鋼の高速切削加工においては、ＴｉとＡｌの複合窒化物（［Ｔｉ１−ＸＡｌＸ］Ｎ）層からなる硬質被覆層は高温強度が不足するために、切刃の境界部分に境界異常損傷が生じ、そして、これが原因となり被削材の仕上げ面精度を維持することができず、比較的短時間で使用寿命に達してしまうこと。
ａ) 硬質被覆層を構成するＴｉとＡｌの複合窒化物（［Ｔｉ１−ＸＡｌＸ］Ｎ）層は、Ａｌの含有割合Ｘ（原子比）の値が、０．３０〜０．６０の範囲内において所定の耐熱性、高温硬さおよび高温強度を有し、通常の切削加工条件下において必要とされる耐摩耗性は具備しているが、切刃部にきわめて大きな発熱を伴い、あるいは同時に、切刃部に断続的・衝撃的に大きな機械的負荷がかかる高硬度鋼の高速切削加工においては、ＴｉとＡｌの複合窒化物（［Ｔｉ１−ＸＡｌＸ］Ｎ）層からなる硬質被覆層は高温強度が不足するために、切刃の境界部分に境界異常損傷が生じ、そして、これが原因となり被削材の仕上げ面精度を維持することができず、比較的短時間で使用寿命に達してしまうこと。
（ｂ）一方、Ｔｉ窒化物（ＴｉＮ）層は優れた高温強度、耐衝撃強さを有しているが、耐熱性、高温硬さが十分とはいえないため、大きな発熱を伴い、大きな機械的負荷がかかる高硬度鋼の高速切削加工においては、硬質被覆層を、Ｔｉ窒化物（ＴｉＮ）層のみで構成しても十分な耐摩耗性を具備するとはいえないこと。
（ｃ）上記（ａ）のＡｌの含有割合Ｘが３０〜６０原子％の耐熱性、高温硬さおよび所定の高温強度を有する［Ｔｉ１−ＸＡｌＸ］Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．３０〜０．６０）層（以下、薄層Ａという）と、前記薄層Ａに比べれば耐熱性、高温硬さは劣るものの、その一方で、すぐれた高温強度、耐衝撃強度を有するＴｉ窒化物（ＴｉＮ）層（以下、薄層Ｂという）を、それぞれの一層平均層厚を０．０３〜０．３μｍの薄層とした状態で交互積層して硬質被覆層の上部層を構成すると、この交互積層構造の硬質被覆層は、薄層Ａのもつすぐれた耐熱性、高温硬さを備えるとともに、薄層Ｂのもつより一段とすぐれた高温強度と耐衝撃強度を相兼ね備えるようになり、その結果、耐剥離性が向上すること。
（ｄ）さらに上記硬質皮膜層表面に、表面処理技術、例えば、ウエットブラストやショットピーニング処理等を行うことにより、硬質被覆層の逃げ面、すくい面およびホーニング部における表面粗さ、残留応力、ナノインデンテーション硬さをそれぞれ所定の値にすることができ、これによりチッピングの発生が抑制され、その結果、耐摩耗性が向上する。
以上（ａ）〜（ｄ）に示される研究結果を得たのである。
（ｄ）さらに上記硬質皮膜層表面に、表面処理技術、例えば、ウエットブラストやショットピーニング処理等を行うことにより、硬質被覆層の逃げ面、すくい面およびホーニング部における表面粗さ、残留応力、ナノインデンテーション硬さをそれぞれ所定の値にすることができ、これによりチッピングの発生が抑制され、その結果、耐摩耗性が向上する。
以上（ａ）〜（ｄ）に示される研究結果を得たのである。
本発明は、上記の研究結果に基づいてなされたものであって、
立方晶窒化ほう素の含有量が５０〜８５容量％の立方晶窒化ほう素基高圧焼結体からなる切削工具の表面に硬質被覆層を蒸着形成した表面被覆立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製切削工具において、
前記硬質被覆層が、
（ａ）１．５〜３μｍの平均層厚を有する組成式：［Ｔｉ１−ＸＡｌＸ］Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．３０〜０．６０を示す）を満足するＴｉとＡｌの複合窒化物層からなる下部層と、
（ｂ）組成式：［Ｔｉ１−ＸＡｌＸ］Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．３０〜０．６０を示す）を満足するＴｉとＡｌの複合窒化物層とＴｉ窒化物（ＴｉＮ）層とをそれぞれの層厚を平均層厚で０．０３〜０．３μｍとして交互に積層させ、さらに最外層に０．３〜２μｍの平均層厚を有する組成式：［Ｔｉ１−ＸＡｌＸ］Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．３０〜０．６０を示す）を満足するＴｉとＡｌの複合窒化物層を形成させてなる合計平均層厚が０．５〜３μｍの上部層とからなるとともに、
（ｃ）硬質被覆層表面の表面粗さＲａが、逃げ面とすくい面において０．０８〜０．２０μｍ、ホーニング部において、０．０７〜０．１０μｍであり、
（ｄ）硬質被覆層のＴｉＡｌＮの残留応力が、逃げ面とすくい面において−１〜−２ＧＰａ、ホーニング部において、−１．５〜−３．０ＧＰａであるとともに、残留応力（逃げ面、すくい面）＞残留応力（ホーニング部）であり、
（ｅ）最外層ＴｉＡｌＮの荷重１００ｍｇで測定したときのナノインデンテーション硬さが、逃げ面とすくい面において３０〜３８ＧＰａ、ホーニング部において３３〜５０ＧＰａであるとともに、ナノインデンテーション硬さ（逃げ面、すくい面）＜ナノインデンテーション硬さ（ホーニング部）であることを特徴とする耐剥離性、耐摩耗性を長期にわたって発揮する表面被覆立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製切削工具に特徴を有するものである。
立方晶窒化ほう素の含有量が５０〜８５容量％の立方晶窒化ほう素基高圧焼結体からなる切削工具の表面に硬質被覆層を蒸着形成した表面被覆立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製切削工具において、
前記硬質被覆層が、
（ａ）１．５〜３μｍの平均層厚を有する組成式：［Ｔｉ１−ＸＡｌＸ］Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．３０〜０．６０を示す）を満足するＴｉとＡｌの複合窒化物層からなる下部層と、
（ｂ）組成式：［Ｔｉ１−ＸＡｌＸ］Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．３０〜０．６０を示す）を満足するＴｉとＡｌの複合窒化物層とＴｉ窒化物（ＴｉＮ）層とをそれぞれの層厚を平均層厚で０．０３〜０．３μｍとして交互に積層させ、さらに最外層に０．３〜２μｍの平均層厚を有する組成式：［Ｔｉ１−ＸＡｌＸ］Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．３０〜０．６０を示す）を満足するＴｉとＡｌの複合窒化物層を形成させてなる合計平均層厚が０．５〜３μｍの上部層とからなるとともに、
（ｃ）硬質被覆層表面の表面粗さＲａが、逃げ面とすくい面において０．０８〜０．２０μｍ、ホーニング部において、０．０７〜０．１０μｍであり、
（ｄ）硬質被覆層のＴｉＡｌＮの残留応力が、逃げ面とすくい面において−１〜−２ＧＰａ、ホーニング部において、−１．５〜−３．０ＧＰａであるとともに、残留応力（逃げ面、すくい面）＞残留応力（ホーニング部）であり、
（ｅ）最外層ＴｉＡｌＮの荷重１００ｍｇで測定したときのナノインデンテーション硬さが、逃げ面とすくい面において３０〜３８ＧＰａ、ホーニング部において３３〜５０ＧＰａであるとともに、ナノインデンテーション硬さ（逃げ面、すくい面）＜ナノインデンテーション硬さ（ホーニング部）であることを特徴とする耐剥離性、耐摩耗性を長期にわたって発揮する表面被覆立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製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ｃＢＮ基焼結工具において、これを構成する切削チップ本体のｃＢＮ基焼結材料の配合組成および硬質被覆層の組成、層厚を限定した理由を説明する。
（ａ）切削チップ本体のｃＢＮ基焼結材料の配合組成
立方晶窒化ほう素の含有量が８５容量％を超えると窒化ほう素基自体の焼結性が低下し、その結果、切れ刃にチッピングが発生しやすくなる。一方、５０容量％未満だと所望の優れた耐摩耗性を確保することができない。したがって、立方晶窒化ほう素の含有量を５０〜８５容量％と定めた。
（ａ）切削チップ本体のｃＢＮ基焼結材料の配合組成
立方晶窒化ほう素の含有量が８５容量％を超えると窒化ほう素基自体の焼結性が低下し、その結果、切れ刃にチッピングが発生しやすくなる。一方、５０容量％未満だと所望の優れた耐摩耗性を確保することができない。したがって、立方晶窒化ほう素の含有量を５０〜８５容量％と定めた。
（ｂ）硬質被覆層の下部層
硬質被覆層の下部層を構成するＴｉとＡｌの複合窒化物（［Ｔｉ１−ＸＡｌＸ］Ｎ）層におけるＴｉ成分は高温強度の維持、Ａｌ成分は高温硬さと耐熱性の向上に寄与することから、硬質被覆層の下部層を構成するＴｉとＡｌの複合窒化物（［Ｔｉ１−ＸＡｌＸ］Ｎ）層は、所定の高温強度、高温硬さおよび耐熱性を具備する層であって、焼入れ鋼等の高硬度鋼の高速切削加工時における切刃部の耐摩耗性を確保する役割を基本的に担う。ただ、Ａｌの含有割合Ｘが６０原子％を超えると下部層の高温硬さと耐熱性は向上するものの、Ｔｉ含有割合の相対的な減少によって、高温強度が低下しチッピングを発生しやすくなり、一方、Ａｌの含有割合Ｘが３０原子％未満になると、高温硬さと耐熱性が低下し、その結果、耐摩耗性の低下がみられるようになることから、Ａｌの含有割合Ｘの値を０．３０〜０．６０と定めた。
また、下部層の平均層厚が１．５μｍ未満では、自身のもつ耐熱性、高温硬さおよび高温強度を硬質被覆層に長期に亘って付与できず、工具寿命短命の原因となり、一方、その平均層厚が３μｍ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１．５〜３μｍと定めた。
硬質被覆層の下部層を構成するＴｉとＡｌの複合窒化物（［Ｔｉ１−ＸＡｌＸ］Ｎ）層におけるＴｉ成分は高温強度の維持、Ａｌ成分は高温硬さと耐熱性の向上に寄与することから、硬質被覆層の下部層を構成するＴｉとＡｌの複合窒化物（［Ｔｉ１−ＸＡｌＸ］Ｎ）層は、所定の高温強度、高温硬さおよび耐熱性を具備する層であって、焼入れ鋼等の高硬度鋼の高速切削加工時における切刃部の耐摩耗性を確保する役割を基本的に担う。ただ、Ａｌの含有割合Ｘが６０原子％を超えると下部層の高温硬さと耐熱性は向上するものの、Ｔｉ含有割合の相対的な減少によって、高温強度が低下しチッピングを発生しやすくなり、一方、Ａｌの含有割合Ｘが３０原子％未満になると、高温硬さと耐熱性が低下し、その結果、耐摩耗性の低下がみられるようになることから、Ａｌの含有割合Ｘの値を０．３０〜０．６０と定めた。
また、下部層の平均層厚が１．５μｍ未満では、自身のもつ耐熱性、高温硬さおよび高温強度を硬質被覆層に長期に亘って付与できず、工具寿命短命の原因となり、一方、その平均層厚が３μｍ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１．５〜３μｍと定めた。
（ｃ）硬質被覆層の上部層
（イ）上部層の薄層Ａ
上部層の薄層Ａを構成するＴｉとＡｌの複合窒化物（［Ｔｉ１−ＸＡｌＸ］Ｎ）層（ただし、原子比で、Ｘは０．３０〜０．６０を示す）は、下部層と実質同様の層であって、所定の耐熱性、高温硬さおよび高温強度を具備し、焼入れ鋼等の高硬度鋼の高速切削加工時における切刃部の耐摩耗性を確保する作用を有する。
（イ）上部層の薄層Ａ
上部層の薄層Ａを構成するＴｉとＡｌの複合窒化物（［Ｔｉ１−ＸＡｌＸ］Ｎ）層（ただし、原子比で、Ｘは０．３０〜０．６０を示す）は、下部層と実質同様の層であって、所定の耐熱性、高温硬さおよび高温強度を具備し、焼入れ鋼等の高硬度鋼の高速切削加工時における切刃部の耐摩耗性を確保する作用を有する。
（ロ）上部層の薄層Ｂ
Ｔｉ窒化物（ＴｉＮ）層からなる薄層Ｂは、薄層Ａと薄層Ｂの交互積層構造からなる上部層において、いわば、薄層Ａに不足する特性（高温強度、耐衝撃強さ）を補うことを主たる目的とするものである。
すでに述べたように、上部層の薄層Ａは、所定の耐熱性、高温硬さと高温強度を有する層であるが、大きな機械的負荷が加わるとともに高熱発生を伴う高硬度鋼の高速切削加工では、その高温強度、耐衝撃強さが十分とはいえず、そのため、これらが原因となり切刃の刃先の境界部分に境界異常損傷を生じることになる。
そこで、優れた高温強度と耐衝撃強さを有するＴｉ窒化物（ＴｉＮ）層からなる薄層Ｂを、薄層Ａと交互に配し交互積層構造を構成することで、隣接する薄層Ａの高温強度不足、耐衝撃強さ不足を補い、上部層全体として、前記薄層Ａのもつすぐれた耐熱性、高温硬さ、高温強度を何ら損なうことなく、前記薄層Ｂのもつより一段とすぐれた高温強度と耐衝撃強さを備えた上部層を形成する。
Ｔｉ窒化物（ＴｉＮ）層は、すぐれた高温強度と耐衝撃強さを備え、大きな機械的負荷が加わるとともに高熱発生を伴う焼入れ鋼等の高硬度鋼の高速切削加工において、切刃の刃先の境界部分に生じる境界異常損傷の発生を防止する作用を有する。
Ｔｉ窒化物（ＴｉＮ）層からなる薄層Ｂは、薄層Ａと薄層Ｂの交互積層構造からなる上部層において、いわば、薄層Ａに不足する特性（高温強度、耐衝撃強さ）を補うことを主たる目的とするものである。
すでに述べたように、上部層の薄層Ａは、所定の耐熱性、高温硬さと高温強度を有する層であるが、大きな機械的負荷が加わるとともに高熱発生を伴う高硬度鋼の高速切削加工では、その高温強度、耐衝撃強さが十分とはいえず、そのため、これらが原因となり切刃の刃先の境界部分に境界異常損傷を生じることになる。
そこで、優れた高温強度と耐衝撃強さを有するＴｉ窒化物（ＴｉＮ）層からなる薄層Ｂを、薄層Ａと交互に配し交互積層構造を構成することで、隣接する薄層Ａの高温強度不足、耐衝撃強さ不足を補い、上部層全体として、前記薄層Ａのもつすぐれた耐熱性、高温硬さ、高温強度を何ら損なうことなく、前記薄層Ｂのもつより一段とすぐれた高温強度と耐衝撃強さを備えた上部層を形成する。
Ｔｉ窒化物（ＴｉＮ）層は、すぐれた高温強度と耐衝撃強さを備え、大きな機械的負荷が加わるとともに高熱発生を伴う焼入れ鋼等の高硬度鋼の高速切削加工において、切刃の刃先の境界部分に生じる境界異常損傷の発生を防止する作用を有する。
（ハ）上部層の薄層Ａと薄層Ｂの一層平均層厚
上部層の薄層Ａと薄層Ｂ、それぞれの一層平均層厚が０．０３μｍ未満ではそれぞれの薄層の備えるすぐれた特性を発揮することができず、この結果、上部層にすぐれた高温硬さ、高温強度および耐熱性と、より一段とすぐれた高温強度と耐衝撃強さを確保することができなくなり、また、それぞれの一層平均層厚が０．３μｍを越えるとそれぞれの薄層がもつ欠点、すなわち、薄層Ａであれば高温強度、耐衝撃強さの不足、薄層Ｂであれば耐熱性、高温硬さの不足が層内に局部的に現れるようになり、これが原因で、切刃刃先の剥離が発生したり、摩耗が急速に進行するようになることから、それぞれの一層平均層厚は０．０３〜０．３μｍと定めた。
すなわち、薄層Ｂは、上部層により一段とすぐれた高温強度と耐衝撃強さを付与するために設けたものであるが、薄層Ａ、薄層Ｂそれぞれの一層平均層厚が０．０３〜０．３μｍの範囲内であれば、薄層Ａと薄層Ｂの交互積層構造からなる上部層は、すぐれた耐熱性、高温硬さと、より一段とすぐれた高温強度、耐衝撃強さを具備したあたかも一つの層であるかのように作用するが、薄層Ａ、薄層Ｂそれぞれの一層平均層厚が０．３μｍを越えると、薄層Ａの高温強度、耐衝撃強さの不足、あるいは、薄層Ｂの耐熱性、高温硬さ不足が層内に局部的に現れるようになり、上部層が全体として一つの層としての良好な特性を呈することができなくなるため、薄層Ａ、薄層Ｂそれぞれの一層平均層厚を０．０３〜０．３μｍと定めた。
薄層Ａと薄層Ｂの一層平均層厚を０．０３〜０．３μｍの範囲内とした交互積層構造からなる上部層を下部層表面に形成することにより、優れた耐熱性、高温硬さとともに、より一段とすぐれた高温強度と耐衝撃強さを兼ね備えた硬質被覆層が得られ、その結果、焼入れ鋼等の高硬度鋼の高速連続切削加工あるいは高速断続切削加工において、切刃の刃先の境界部分に生じる異常損傷の発生を防止することができる。
（ニ）上部層の最外層とその平均層厚
本発明の被覆ｃＢＮ基焼結工具では、最外層ＴｉＡｌＮの層厚が０．３μｍ未満であると所望の耐摩耗性が得られない。また最外表面の被覆層の層厚の違いによって、それぞれ微妙に異なる干渉色を生じ、工具外観が不揃いとなることがある。このような場合には、上部層の最外層として、ＴｉとＡｌの複合窒化物（ＴｉＡｌＮ）層を厚く蒸着形成することによって、工具外観の不揃いを防止することができる。そしてそれは２μｍまでの平均層厚があれば外観の不揃いを十分防止できることから、ＴｉとＡｌの複合窒化物（ＴｉＡｌＮ）層の平均層厚は０．３〜２μｍと定める。
（ホ）上部層の合計平均層厚
また、上部層の合計平均層厚（即ち、交互積層構造を構成する薄層Ａと薄層Ｂの各層の平均層厚を合計した層厚と最外層の平均層厚とを合計した層厚）は、０．５μｍ未満では、焼入れ鋼等の高硬度鋼の高速切削加工で必要とされる十分な耐熱性、高温硬さ、高温強度および耐衝撃強さを上部層に付与することができず、工具寿命短命の原因となり、一方その平均層厚が３μｍを越えると、チッピングが発生し易くなることから、その合計平均層厚は０．５〜３μｍとすることが好ましい。
上部層の薄層Ａと薄層Ｂ、それぞれの一層平均層厚が０．０３μｍ未満ではそれぞれの薄層の備えるすぐれた特性を発揮することができず、この結果、上部層にすぐれた高温硬さ、高温強度および耐熱性と、より一段とすぐれた高温強度と耐衝撃強さを確保することができなくなり、また、それぞれの一層平均層厚が０．３μｍを越えるとそれぞれの薄層がもつ欠点、すなわち、薄層Ａであれば高温強度、耐衝撃強さの不足、薄層Ｂであれば耐熱性、高温硬さの不足が層内に局部的に現れるようになり、これが原因で、切刃刃先の剥離が発生したり、摩耗が急速に進行するようになることから、それぞれの一層平均層厚は０．０３〜０．３μｍと定めた。
すなわち、薄層Ｂは、上部層により一段とすぐれた高温強度と耐衝撃強さを付与するために設けたものであるが、薄層Ａ、薄層Ｂそれぞれの一層平均層厚が０．０３〜０．３μｍの範囲内であれば、薄層Ａと薄層Ｂの交互積層構造からなる上部層は、すぐれた耐熱性、高温硬さと、より一段とすぐれた高温強度、耐衝撃強さを具備したあたかも一つの層であるかのように作用するが、薄層Ａ、薄層Ｂそれぞれの一層平均層厚が０．３μｍを越えると、薄層Ａの高温強度、耐衝撃強さの不足、あるいは、薄層Ｂの耐熱性、高温硬さ不足が層内に局部的に現れるようになり、上部層が全体として一つの層としての良好な特性を呈することができなくなるため、薄層Ａ、薄層Ｂそれぞれの一層平均層厚を０．０３〜０．３μｍと定めた。
薄層Ａと薄層Ｂの一層平均層厚を０．０３〜０．３μｍの範囲内とした交互積層構造からなる上部層を下部層表面に形成することにより、優れた耐熱性、高温硬さとともに、より一段とすぐれた高温強度と耐衝撃強さを兼ね備えた硬質被覆層が得られ、その結果、焼入れ鋼等の高硬度鋼の高速連続切削加工あるいは高速断続切削加工において、切刃の刃先の境界部分に生じる異常損傷の発生を防止することができる。
（ニ）上部層の最外層とその平均層厚
本発明の被覆ｃＢＮ基焼結工具では、最外層ＴｉＡｌＮの層厚が０．３μｍ未満であると所望の耐摩耗性が得られない。また最外表面の被覆層の層厚の違いによって、それぞれ微妙に異なる干渉色を生じ、工具外観が不揃いとなることがある。このような場合には、上部層の最外層として、ＴｉとＡｌの複合窒化物（ＴｉＡｌＮ）層を厚く蒸着形成することによって、工具外観の不揃いを防止することができる。そしてそれは２μｍまでの平均層厚があれば外観の不揃いを十分防止できることから、ＴｉとＡｌの複合窒化物（ＴｉＡｌＮ）層の平均層厚は０．３〜２μｍと定める。
（ホ）上部層の合計平均層厚
また、上部層の合計平均層厚（即ち、交互積層構造を構成する薄層Ａと薄層Ｂの各層の平均層厚を合計した層厚と最外層の平均層厚とを合計した層厚）は、０．５μｍ未満では、焼入れ鋼等の高硬度鋼の高速切削加工で必要とされる十分な耐熱性、高温硬さ、高温強度および耐衝撃強さを上部層に付与することができず、工具寿命短命の原因となり、一方その平均層厚が３μｍを越えると、チッピングが発生し易くなることから、その合計平均層厚は０．５〜３μｍとすることが好ましい。
（ヘ）硬質被覆層表面の表面粗さＲａ
硬質被覆層表面の表面粗さＲａは、逃げ面およびすくい面においては、０．０８μｍ未満とすることは製造コストの上昇につながるため好ましくなく、０．２０μｍを超えると皮膜表面の切削抵抗が大きくなりチッピングが発生しやすくなるため、０．０８〜０．２０μｍと定めた。また、ホーニング部においては、０．０７μｍ未満とすることは製造コストの上昇につながるため好ましくなく、０．１０μｍを超えると皮膜表面の切削抵抗が大きくなりチッピングが発生しやすくなるため、０．０７〜０．１０μｍと定めた。
（ト）硬質被覆層のＴｉＡｌＮの残留応力
硬質被覆層のＴｉＡｌＮの残留応力は、逃げ面およびすくい面においては、−１ＧＰａ未満だと所望の硬さが得られず耐摩耗性が低下するため好ましくなく、−２ＧＰａを超えると高負荷切削では皮膜内部あるいは皮膜と基体の界面にクラックが発生しチッピングしやすくなる。したがって、−１〜−２ＧＰａと定めた。また、ホーニング部においては、−１．５ＧＰａ未満だと所望の硬さが得られず耐摩耗性が低下するため好ましくなく、−３．０ＧＰａを超えると高負荷切削では皮膜内部あるいは皮膜と基体の界面にクラックが発生しチッピングしやすくなる。したがって、−１．５〜−３．０ＧＰａと定めた。さらに、−１〜−２ＧＰａ、−１．５〜−３．０ＧＰａであるとともに、逃げ面およびすくい面の残留応力の方が、ホーニング部の残留応力よりも小さいとホーニング部のチッピングが生じやすくなるため、残留応力（逃げ面、すくい面）＞残留応力（ホーニング部）と定めた。逃げ面、すくい面とホーニング部の残留応力を上記の関係とすることにより、切削時に発生するホーニング部での応力を緩和することができ、切削時に最も切削抵抗が大きくなるホーニング部での剥離を抑制することができる。
硬質被覆層表面の表面粗さＲａは、逃げ面およびすくい面においては、０．０８μｍ未満とすることは製造コストの上昇につながるため好ましくなく、０．２０μｍを超えると皮膜表面の切削抵抗が大きくなりチッピングが発生しやすくなるため、０．０８〜０．２０μｍと定めた。また、ホーニング部においては、０．０７μｍ未満とすることは製造コストの上昇につながるため好ましくなく、０．１０μｍを超えると皮膜表面の切削抵抗が大きくなりチッピングが発生しやすくなるため、０．０７〜０．１０μｍと定めた。
（ト）硬質被覆層のＴｉＡｌＮの残留応力
硬質被覆層のＴｉＡｌＮの残留応力は、逃げ面およびすくい面においては、−１ＧＰａ未満だと所望の硬さが得られず耐摩耗性が低下するため好ましくなく、−２ＧＰａを超えると高負荷切削では皮膜内部あるいは皮膜と基体の界面にクラックが発生しチッピングしやすくなる。したがって、−１〜−２ＧＰａと定めた。また、ホーニング部においては、−１．５ＧＰａ未満だと所望の硬さが得られず耐摩耗性が低下するため好ましくなく、−３．０ＧＰａを超えると高負荷切削では皮膜内部あるいは皮膜と基体の界面にクラックが発生しチッピングしやすくなる。したがって、−１．５〜−３．０ＧＰａと定めた。さらに、−１〜−２ＧＰａ、−１．５〜−３．０ＧＰａであるとともに、逃げ面およびすくい面の残留応力の方が、ホーニング部の残留応力よりも小さいとホーニング部のチッピングが生じやすくなるため、残留応力（逃げ面、すくい面）＞残留応力（ホーニング部）と定めた。逃げ面、すくい面とホーニング部の残留応力を上記の関係とすることにより、切削時に発生するホーニング部での応力を緩和することができ、切削時に最も切削抵抗が大きくなるホーニング部での剥離を抑制することができる。
（チ）最外層ＴｉＡｌＮの荷重１００ｍｇで測定したときのナノインデンテーション硬さ
最外層ＴｉＡｌＮの荷重１００ｍｇで測定したときのナノインデンテーション硬さは、逃げ面およびすくい面においては、３０ＧＰａ未満では耐摩耗性向上効果が得られないため好ましくなく、３８ＧＰａを超えると耐摩耗性は向上するがチッピングが発生しやすくなる。したがって、３０〜３８ＧＰａと定めた。また、ホーニング部においては、３３ＧＰａ未満では耐摩耗性向上効果が得られないため好ましくなく、５０ＧＰａを超えると耐摩耗性は向上するがチッピングが発生しやすくなる。したがって、３３〜５０ＧＰａと定めた。さらに、３０〜３８ＧＰａ、３３〜５０ＧＰａであるとともに、逃げ面およびすくい面のナノインデンテーション硬さの方が、ホーニング部のナノインデンテーション硬さよりも大きいとホーニング部のチッピングが生じやすくなるため、ナノインデンテーション硬さ（逃げ面、すくい面）＜ナノインデンテーション硬さ（ホーニング部）と定めた。逃げ面、すくい面とホーニング部のナノインデンテーション硬さを上記の関係とすることにより、切削時のホーニング部での衝撃を緩和することができ、切削時に最も切削抵抗が大きくなるホーニング部での剥離を抑制することができる。
最外層ＴｉＡｌＮの荷重１００ｍｇで測定したときのナノインデンテーション硬さは、逃げ面およびすくい面においては、３０ＧＰａ未満では耐摩耗性向上効果が得られないため好ましくなく、３８ＧＰａを超えると耐摩耗性は向上するがチッピングが発生しやすくなる。したがって、３０〜３８ＧＰａと定めた。また、ホーニング部においては、３３ＧＰａ未満では耐摩耗性向上効果が得られないため好ましくなく、５０ＧＰａを超えると耐摩耗性は向上するがチッピングが発生しやすくなる。したがって、３３〜５０ＧＰａと定めた。さらに、３０〜３８ＧＰａ、３３〜５０ＧＰａであるとともに、逃げ面およびすくい面のナノインデンテーション硬さの方が、ホーニング部のナノインデンテーション硬さよりも大きいとホーニング部のチッピングが生じやすくなるため、ナノインデンテーション硬さ（逃げ面、すくい面）＜ナノインデンテーション硬さ（ホーニング部）と定めた。逃げ面、すくい面とホーニング部のナノインデンテーション硬さを上記の関係とすることにより、切削時のホーニング部での衝撃を緩和することができ、切削時に最も切削抵抗が大きくなるホーニング部での剥離を抑制することができる。
ここで、ナノインデンテーション硬さを求めるナノインデンテーション法について説明する。ナノインデンテーション法は、文献「トライボロジスト、第４７巻、第３号、（２００２）ｐ１７７〜１８３」に詳しく説明されている硬さ試験の一種である。従来のヌープ硬度測定法やビッカース硬度測定法は、押し込み後の圧痕形状から硬度を求めているが、ナノインデンテーション法は、圧子の押し込み時の荷重と深さの関係から硬さやヤング率を求める方法である。
これらの試験方法を図３に示す。ビッカース硬度やヌープ硬度のような従来の硬度測定法では、光学顕微鏡で人が測定するので、圧痕形状が大きくなければ測定できなかった。従って、図３（Ｂ）に示すように、圧子３０の押し込み荷重を大きくし、圧痕の幅Ｗを大きくして測定せざるを得なかった。ところが、このとき被覆膜２０と基材１０の両方に圧痕が付くので、基材の影響を受けた硬度が得られていた。
これに対して本発明では、ナノインデンテーション法により、基材の影響のない、被覆膜だけの硬度を求めた。具体的には、図３（Ａ）に示すように圧子３０を被覆膜２０の層厚の約１／１０以下の深さになるように荷重１００ｍｇで押し込んで、基材１０の影響を取り除いて硬度の測定を行なう。例えば、１μｍの最外層の硬度を測定する場合、押し込み深さは１００ｎｍ以下とすることが望ましい。ナノインデンテーション法では機械的に深さを求めるので、上記のような小さな深さでも高精度の測定ができる。最大押し込み深さｈｍａｘだけ圧子３０を押し込み、ｈｍａｘと荷重から硬度などを算出する。荷重を除去すると、弾性変形分だけ元に戻るので、圧痕の深さはｈｍａｘより浅くなる。
ナノインデンテーション法による硬度は、被覆膜表面の凹凸や、平均粒子径、残留応力、被覆膜の厚さの影響を受けるので、従来の硬度とは異なり状況によってかなり値がばらつく。しかし、インデンテーション法による被覆切削工具の最外層の硬度は、切削性能に影響を与える因子の１つである。
表面処理技術、例えば、ウエットブラストによる処理の場合には以下のような条件で行うとよい。
ブラストの噴射圧力を０．１〜０．１５ＭＰａ、噴射時間を１〜５ｓｅｃとし、これを３〜１０回繰り返す。圧力が０．１ＭＰａ未満、時間が１ｓｅｃ未満、あるいは繰り返し回数が２回以下だと、ブラストの効果が弱く、硬質被覆層の逃げ面、すくい面およびホーニング部における耐剥離性向上効果が得られず、また、圧力が０．１５ＭＰａより大きく、時間が５ｓｅｃより長く、繰り返し回数が１０回を超えると、硬質被覆層の逃げ面、すくい面およびホーニング部における表面粗さ、残留応力、ナノインデンテーション硬さが所定の関係を得られないために耐剥離性向上効果が得られない。なお、ブラストに使用したスラリーは、アルミナ粒子を使用しており、粒子径が２２０〜１５００番、スラリー濃度は１５〜６０ｗｔ％である。
ブラストの噴射圧力を０．１〜０．１５ＭＰａ、噴射時間を１〜５ｓｅｃとし、これを３〜１０回繰り返す。圧力が０．１ＭＰａ未満、時間が１ｓｅｃ未満、あるいは繰り返し回数が２回以下だと、ブラストの効果が弱く、硬質被覆層の逃げ面、すくい面およびホーニング部における耐剥離性向上効果が得られず、また、圧力が０．１５ＭＰａより大きく、時間が５ｓｅｃより長く、繰り返し回数が１０回を超えると、硬質被覆層の逃げ面、すくい面およびホーニング部における表面粗さ、残留応力、ナノインデンテーション硬さが所定の関係を得られないために耐剥離性向上効果が得られない。なお、ブラストに使用したスラリーは、アルミナ粒子を使用しており、粒子径が２２０〜１５００番、スラリー濃度は１５〜６０ｗｔ％である。
本発明の被覆ｃＢＮ基焼結工具は、硬質被覆層が上部層と下部層からなり、硬質被覆層の上部層を薄層Ａと薄層Ｂの交互積層構造とするとともに、硬質被覆層の表面粗さ、残留応力、ナノインデンテーション硬さを逃げ面、すくい面およびホーニング部のそれぞれについて規定することによってすぐれた耐熱性、高温硬さ、高温強度および耐衝撃強さを兼ね備えることから、特に合金鋼、軸受鋼の焼入れ材などのような高硬度鋼の、高熱発生を伴う、かつ、切刃部に断続的・衝撃的な機械的負荷が加わる高速連続切削あるいは高速断続切削という厳しい条件下の切削加工であっても、前記硬質被覆層に剥離の発生はなく、長期に亘って、すぐれた耐摩耗性を発揮するとともに、被削材のすぐれた仕上げ面精度を維持することができる。
つぎに、本発明の被覆ｃＢＮ基焼結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０．５〜４μｍの範囲内の平均粒径を有する立方晶窒化硼素（ｃＢＮ）粉末、窒化チタン（ＴｉＮ）粉末、Ａｌ粉末、酸化アルミニウム（Ａｌ２Ｏ３）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８０時間湿式混合し、乾燥した後、１２０ＭＰａの圧力で直径：５０ｍｍ×厚さ：１．５ｍｍの寸法をもった圧粉体にプレス成形し、ついでこの圧粉体を、圧力：１Ｐａの真空雰囲気中、９００〜１３００℃の範囲内の所定温度に６０分間保持の条件で焼結して切刃片用予備焼結体とし、この予備焼結体を、別途用意した、Ｃｏ：８質量％、ＷＣ：残りの組成、並びに直径：５０ｍｍ×厚さ：２ｍｍの寸法をもったＷＣ基超硬合金製支持片と重ね合わせた状態で、通常の超高圧焼結装置に装入し、通常の条件である圧力：５ＧＰａ、温度：１２００〜１４００℃の範囲内の所定温度に保持時間：０．８時間の条件で超高圧焼結し、焼結後上下面をダイヤモンド砥石を用いて研磨し、ワイヤー放電加工装置にて一辺３ｍｍの正三角形状に分割し、さらにＣｏ：５質量％、ＴａＣ：５質量％、ＷＣ：残りの組成およびＣＩＳ規格ＳＮＧＡ１２０４１２の形状（厚さ：４．７６mm×一辺長さ：１２．７mmの正三角形）をもったＷＣ基超硬合金製チップ本体のろう付け部（コーナー部）に、質量％で、Ｃｕ：２６％、Ｔｉ：５％、Ｎｉ：２．５％、Ａｇ：残りからなる組成を有するＡｇ合金のろう材を用いてろう付けし、所定寸法に外周加工した後、切刃部に幅：０．１３ｍｍ、角度：２５°のホーニング加工を施し、さらに仕上げ研摩を施すことによりＩＳＯ規格ＳＮＧＡ１２０４１２のチップ形状をもった工具基体Ａ〜Ｊをそれぞれ製造した。
（ａ）ついで、上記の工具基体Ａ〜Ｊ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、一方側のカソード電極（蒸発源）として、上部層の薄層Ｂ形成用金属Ｔｉを、また、他方側のカソード電極（蒸発源）として、それぞれ表３に示される目標組成に対応した成分組成をもった上部層の薄層Ａおよび下部層形成用Ｔｉ−Ａｌ合金を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、Ａｒガスを導入して、０．７Ｐａの雰囲気とすると共に、前記テーブル上で自転しながら回転する工具基体に−２００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、もって工具基体表面をアルゴンイオン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工具基体に−１００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつ前記薄層Ａおよび下部層形成用Ｔｉ−Ａｌ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、もって前記工具基体の表面に、表３に示される目標組成および目標層厚の[Ｔｉ，Ａｌ]Ｎ層を硬質被覆層の下部層として蒸着形成し、
（ｄ）ついで装置内に導入する反応ガスとしての窒素ガスの流量を調整して２Ｐａ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工具基体に−１０〜−１００Ｖの範囲内の所定の直流バイアス電圧を印加した状態で、前記薄層Ｂ形成用金属Ｔｉのカソード電極とアノード電極との間に５０〜２００Ａ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薄層Ｂを形成し、前記薄層Ｂ形成後、アーク放電を停止し、代って前記薄層Ａおよび下部層形成用Ｔｉ−Ａｌ合金のカソード電極とアノード電極間に同じく５０〜２００Ａ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、所定層厚の薄層Ａを形成した後、アーク放電を停止し、再び前記薄層Ｂ形成用金属Ｔｉのカソード電極とアノード電極間のアーク放電による薄層Ｂの形成と、前記薄層Ａおよび下部層形成用Ｔｉ−Ａｌ合金のカソード電極とアノード電極間のアーク放電による薄層Ａの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、層厚方向に沿って表３に示される目標組成および一層目標層厚の薄層Ａと薄層Ｂの交互積層からなる上部層を同じく表３に示される合計層厚（平均層厚）で蒸着形成する。
（ｅ）さらに、ブラスト圧力：０．１〜０．１５ＭＰａ、ブラスト時間：２〜５秒、繰り返し回数：５〜１０回、入射角：すくい面に対して４０〜５０°、粒子径：２２０〜１５００番、スラリー濃度：１５〜６０質量％、粒の種類：Ａｌ２Ｏ３のブラスト条件で断続的にブラスト処理を行うことにより、本発明被覆ｃＢＮ基焼結工具１〜１０をそれぞれ製造した。ブラスト条件を表２に示す。このような断続的なブラスト処理を行うことにより、皮膜内部および積層部の各層間に疲労が蓄積せず、その結果、クラックが存在しない状態で、皮膜表面の平滑性が高く、かつ、硬質皮膜であるＴｉＡｌＮの残留応力を増加させることで硬さが向上した皮膜を作成することができる。表３に皮膜表面の表面粗さＲａ、皮膜のＴｉＡｌＮの残留応力、最外層ＴｉＡｌＮの荷重１００ｍｇで測定したときのナノインデンテーション硬さを、逃げ面、すくい面およびホーニング部のそれぞれについて示す。
（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ガスを導入して、０．７Ｐａの雰囲気とすると共に、前記テーブル上で自転しながら回転する工具基体に−２００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、もって工具基体表面をアルゴンイオン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工具基体に−１００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつ前記薄層Ａおよび下部層形成用Ｔｉ−Ａｌ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、もって前記工具基体の表面に、表３に示される目標組成および目標層厚の[Ｔｉ，Ａｌ]Ｎ層を硬質被覆層の下部層として蒸着形成し、
（ｄ）ついで装置内に導入する反応ガスとしての窒素ガスの流量を調整して２Ｐａ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工具基体に−１０〜−１００Ｖの範囲内の所定の直流バイアス電圧を印加した状態で、前記薄層Ｂ形成用金属Ｔｉのカソード電極とアノード電極との間に５０〜２００Ａ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薄層Ｂを形成し、前記薄層Ｂ形成後、アーク放電を停止し、代って前記薄層Ａおよび下部層形成用Ｔｉ−Ａｌ合金のカソード電極とアノード電極間に同じく５０〜２００Ａ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、所定層厚の薄層Ａを形成した後、アーク放電を停止し、再び前記薄層Ｂ形成用金属Ｔｉのカソード電極とアノード電極間のアーク放電による薄層Ｂの形成と、前記薄層Ａおよび下部層形成用Ｔｉ−Ａｌ合金のカソード電極とアノード電極間のアーク放電による薄層Ａの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、層厚方向に沿って表３に示される目標組成および一層目標層厚の薄層Ａと薄層Ｂの交互積層からなる上部層を同じく表３に示される合計層厚（平均層厚）で蒸着形成する。
（ｅ）さらに、ブラスト圧力：０．１〜０．１５ＭＰａ、ブラスト時間：２〜５秒、繰り返し回数：５〜１０回、入射角：すくい面に対して４０〜５０°、粒子径：２２０〜１５００番、スラリー濃度：１５〜６０質量％、粒の種類：Ａｌ２Ｏ３のブラスト条件で断続的にブラスト処理を行うことにより、本発明被覆ｃＢＮ基焼結工具１〜１０をそれぞれ製造した。ブラスト条件を表２に示す。このような断続的なブラスト処理を行うことにより、皮膜内部および積層部の各層間に疲労が蓄積せず、その結果、クラックが存在しない状態で、皮膜表面の平滑性が高く、かつ、硬質皮膜であるＴｉＡｌＮの残留応力を増加させることで硬さが向上した皮膜を作成することができる。表３に皮膜表面の表面粗さＲａ、皮膜のＴｉＡｌＮの残留応力、最外層ＴｉＡｌＮの荷重１００ｍｇで測定したときのナノインデンテーション硬さを、逃げ面、すくい面およびホーニング部のそれぞれについて示す。
また、比較の目的で、（ａ）上記の工具基体Ａ〜Ｊ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、一方側のカソード電極（蒸発源）として、上部層の薄層Ｂ形成用金属Ｔｉを、また、他方側のカソード電極（蒸発源）として、それぞれ表４に示される目標組成に対応した成分組成をもった上部層の薄層Ａおよび下部層形成用Ｔｉ−Ａｌ合金を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、Ａｒガスを導入して、０．７Ｐａの雰囲気とすると共に、前記テーブル上で自転しながら回転する工具基体に−２００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、もって工具基体表面をアルゴンイオン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工具基体に−１００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつ前記薄層Ａおよび下部層形成用Ｔｉ−Ａｌ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、もって前記工具基体の表面に、表４に示される目標組成および目標層厚の[Ｔｉ，Ａｌ]Ｎ層を硬質被覆層の下部層として蒸着形成し、
（ｄ）ついで装置内に導入する反応ガスとしての窒素ガスの流量を調整して２Ｐａ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工具基体に−１０〜−１００Ｖの範囲内の所定の直流バイアス電圧を印加した状態で、前記薄層Ｂ形成用金属Ｔｉのカソード電極とアノード電極との間に５０〜２００Ａ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薄層Ｂを形成し、前記薄層Ｂ形成後、アーク放電を停止し、代って前記薄層Ａおよび下部層形成用Ｔｉ−Ａｌ合金のカソード電極とアノード電極間に同じく５０〜２００Ａ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、所定層厚の薄層Ａを形成した後、アーク放電を停止し、再び前記薄層Ｂ形成用金属Ｔｉのカソード電極とアノード電極間のアーク放電による薄層Ｂの形成と、前記薄層Ａおよび下部層形成用Ｔｉ−Ａｌ合金のカソード電極とアノード電極間のアーク放電による薄層Ａの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、層厚方向に沿って表４に示される目標組成および一層目標層厚の薄層Ａと薄層Ｂの交互積層からなる上部層を同じく表４に示される合計層厚（平均層厚）で蒸着形成することにより、従来被覆ｃＢＮ基焼結工具１〜１０をそれぞれ製造した。従来被覆ｃＢＮ基焼結工具の硬質被覆層は、いずれも[Ｔｉ，Ａｌ]Ｎ層とＴｉＮ層の積層構造からなっており、本発明品と異なり、表面粗さ、残留応力、硬さが制御されていない。
（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ガスを導入して、０．７Ｐａの雰囲気とすると共に、前記テーブル上で自転しながら回転する工具基体に−２００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、もって工具基体表面をアルゴンイオン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工具基体に−１００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつ前記薄層Ａおよび下部層形成用Ｔｉ−Ａｌ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、もって前記工具基体の表面に、表４に示される目標組成および目標層厚の[Ｔｉ，Ａｌ]Ｎ層を硬質被覆層の下部層として蒸着形成し、
（ｄ）ついで装置内に導入する反応ガスとしての窒素ガスの流量を調整して２Ｐａ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工具基体に−１０〜−１００Ｖの範囲内の所定の直流バイアス電圧を印加した状態で、前記薄層Ｂ形成用金属Ｔｉのカソード電極とアノード電極との間に５０〜２００Ａ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薄層Ｂを形成し、前記薄層Ｂ形成後、アーク放電を停止し、代って前記薄層Ａおよび下部層形成用Ｔｉ−Ａｌ合金のカソード電極とアノード電極間に同じく５０〜２００Ａ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、所定層厚の薄層Ａを形成した後、アーク放電を停止し、再び前記薄層Ｂ形成用金属Ｔｉのカソード電極とアノード電極間のアーク放電による薄層Ｂの形成と、前記薄層Ａおよび下部層形成用Ｔｉ−Ａｌ合金のカソード電極とアノード電極間のアーク放電による薄層Ａの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、層厚方向に沿って表４に示される目標組成および一層目標層厚の薄層Ａと薄層Ｂの交互積層からなる上部層を同じく表４に示される合計層厚（平均層厚）で蒸着形成することにより、従来被覆ｃＢＮ基焼結工具１〜１０をそれぞれ製造した。従来被覆ｃＢＮ基焼結工具の硬質被覆層は、いずれも[Ｔｉ，Ａｌ]Ｎ層とＴｉＮ層の積層構造からなっており、本発明品と異なり、表面粗さ、残留応力、硬さが制御されていない。
この結果得られた各種の被覆ｃＢＮ基焼結工具の切削チップ本体を構成するｃＢＮ基焼結材料について、その組織を走査型電子顕微鏡を用いて観察したところ、いずれの切削チップ本体も、実質的に分散相を形成するｃＢＮ相と連続相を形成するＴｉＮ相との界面に超高圧焼結反応生成物が介在した組織を示した。
さらに、同表面被覆層について、その組成を透過型電子顕微鏡を用いてのエネルギー分散型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、また、その平均層厚を透過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。
つぎに、上記の各種の被覆ｃＢＮ基焼結工具を、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ｃＢＮ基焼結工具１〜１０および従来被覆ｃＢＮ基焼結工具１〜１０について切削条件Ａ〜Ｃで高速連続切削試験を実施した。
[切削条件Ａ]
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４１５の浸炭焼入れ材（硬さ：ＨＲＣ６１）の丸棒、
切削速度： ２９５ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み： ０．２３ｍｍ、
送り： ０．１３ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間： ６分、
の条件での合金鋼の乾式連続高速切削加工試験（通常の切削速度は２００ｍ／ｍｉｎ．）、
[切削条件Ｂ]
被削材：ＪＩＳ・ＳＣｒ４２０の浸炭焼入れ材（硬さ：ＨＲＣ６０）の丸棒、
切削速度： ２７０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み： ０．２３ｍｍ、
送り： ０．１３ｍ／ｒｅｖ．、
切削時間： ６分、
の条件でのクロム鋼の乾式連続高速切削加工試験（通常の切削速度は１６０ｍ／ｍｉｎ．）、
[切削条件Ｃ]
被削材：ＪＩＳ・ＳＵＪ２の焼入れ材（硬さ：ＨＲＣ６１）の丸棒、
切削速度： ２４０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み： ０．２３ｍｍ、
送り： ０．１３ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間： ６分、
の条件での軸受鋼の乾式連続高速切削加工試験（通常の切削速度は１５０ｍ／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（ｍｍ）と被削材の仕上げ面精度（ＪＩＳ Ｂ０６０１−２００１による算術平均粗さ（Ｒａμｍ）を測定した。この測定結果を表５に示した。
[切削条件Ａ]
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４１５の浸炭焼入れ材（硬さ：ＨＲＣ６１）の丸棒、
切削速度： ２９５ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み： ０．２３ｍｍ、
送り： ０．１３ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間： ６分、
の条件での合金鋼の乾式連続高速切削加工試験（通常の切削速度は２００ｍ／ｍｉｎ．）、
[切削条件Ｂ]
被削材：ＪＩＳ・ＳＣｒ４２０の浸炭焼入れ材（硬さ：ＨＲＣ６０）の丸棒、
切削速度： ２７０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み： ０．２３ｍｍ、
送り： ０．１３ｍ／ｒｅｖ．、
切削時間： ６分、
の条件でのクロム鋼の乾式連続高速切削加工試験（通常の切削速度は１６０ｍ／ｍｉｎ．）、
[切削条件Ｃ]
被削材：ＪＩＳ・ＳＵＪ２の焼入れ材（硬さ：ＨＲＣ６１）の丸棒、
切削速度： ２４０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み： ０．２３ｍｍ、
送り： ０．１３ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間： ６分、
の条件での軸受鋼の乾式連続高速切削加工試験（通常の切削速度は１５０ｍ／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（ｍｍ）と被削材の仕上げ面精度（ＪＩＳ Ｂ０６０１−２００１による算術平均粗さ（Ｒａμｍ）を測定した。この測定結果を表５に示した。
表２〜４に示される結果から、本発明被覆ｃＢＮ基焼結工具は、いずれも硬質被覆層が、一層平均層厚がそれぞれ０．０３〜０．３μｍの薄層Ａと薄層Ｂの交互積層構造と平均層厚が０．３〜２μｍで［Ｔｉ，Ａｌ］Ｎ層からなる最外層を有する平均層厚（合計層厚）０．５〜３μｍの上部層と、１．５〜３μｍの平均層厚を有する下部層とからなり、前記下部層がすぐれた耐熱性、高温強度とすぐれた高温硬さを備え、さらに、前記上部層がすぐれた耐熱性、高温硬さとより一段とすぐれた高温強度と耐衝撃強さを備えているので、合金鋼、軸受鋼の焼入れ鋼等の高硬度鋼の高速切削加工でも、境界異常損傷およびチッピングの発生なく、すぐれた耐摩耗性を発揮するとともに、被削材のすぐれた仕上げ面精度を確保することができるのに対して、従来被覆ｃＢＮ基焼結工具は、いずれも硬質被覆層が[Ｔｉ，Ａｌ]Ｎ層とＴｉＮ層の積層構造からなっており、本発明品と異なり、表面粗さ、残留応力、硬さが制御されておらず、その結果、特に硬質被覆層の高温強度、耐衝撃強さ不足が原因で、刃先に境界異常損傷やチッピングが発生し、被削材の仕上げ面精度を維持することができないばかりか、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、本発明の被覆ｃＢＮ基焼結工具は、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、特に合金鋼、軸受鋼の焼入れ材等のような高硬度鋼の、高熱発生を伴い切刃部にきわめて大きな断続的・衝撃的な機械的負荷が加わる高速連続切削あるいは高速断続切削であっても、前記硬質被覆層がすぐれた耐境界異常損傷性を発揮し、すぐれた被削材仕上げ面精度を長期に亘って維持するとともにすぐれた耐摩耗性をも示すものであるから、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 (1)
- 立方晶窒化ほう素の含有量が５０〜８５容量％の立方晶窒化ほう素基高圧焼結体からなる切削工具の表面に硬質被覆層を蒸着形成した表面被覆立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製切削工具において、
前記硬質被覆層が、
（ａ）１．５〜３μｍの平均層厚を有する組成式：［Ｔｉ１−ＸＡｌＸ］Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．３０〜０．６０を示す）を満足するＴｉとＡｌの複合窒化物層からなる下部層と、
（ｂ）組成式：［Ｔｉ１−ＸＡｌＸ］Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．３０〜０．６０を示す）を満足するＴｉとＡｌの複合窒化物層とＴｉ窒化物（ＴｉＮ）層とをそれぞれの層厚を平均層厚で０．０３〜０．３μｍとして交互に積層させ、さらに最外層に０．３〜２μｍの平均層厚を有する組成式：［Ｔｉ１−ＸＡｌＸ］Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．３０〜０．６０を示す）を満足するＴｉとＡｌの複合窒化物層を形成させてなる合計平均層厚が０．５〜３μｍの上部層とからなるとともに、
（ｃ）硬質被覆層表面の表面粗さＲａが、逃げ面とすくい面において０．０８〜０．２０μｍ、ホーニング部において０．０７〜０．１０μｍであり、
（ｄ）硬質被覆層のＴｉＡｌＮの残留応力が、逃げ面とすくい面において−１〜−２ＧＰａ、ホーニング部において−１．５〜−３．０ＧＰａであるとともに、残留応力（逃げ面、すくい面）＞残留応力（ホーニング部）であり、
（ｅ）最外層ＴｉＡｌＮの荷重１００ｍｇで測定したときのナノインデンテーション硬さが、逃げ面とすくい面において３０〜３８ＧＰａ、ホーニング部において３３〜５０ＧＰａであるとともに、ナノインデンテーション硬さ（逃げ面、すくい面）＜ナノインデンテーション硬さ（ホーニング部）であることを特徴とする耐剥離性、耐摩耗性を長期にわたって発揮する表面被覆立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製切削工具。
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