JP6233708B2 - 表面被覆切削工具 - Google Patents
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Description
この発明は、炭素鋼、ステンレス鋼などの切削加工において、硬質被覆層が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、被覆工具には、各種のステンレス鋼や合金工具鋼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、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。
そして、従来から、被覆工具の被膜特性を改善すべく、種々の提案がなされている。
例えば、特許文献１は、被覆工具基体の表面に、０．９９７（０．４１２ｘ＋０．４２４１７３（１−ｘ））〜１．００５（０．４１２ｘ＋０．４２４１７３（１−ｘ））ｎｍの格子定数を有し、膜厚が０．０１〜５０μｍである（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ膜をアークイオンプレーティング等の気相合成法で形成することによって、高硬度で耐摩耗性にすぐれた耐久性の硬質被膜を提供することが提案されている。
例えば、特許文献１は、被覆工具基体の表面に、０．９９７（０．４１２ｘ＋０．４２４１７３（１−ｘ））〜１．００５（０．４１２ｘ＋０．４２４１７３（１−ｘ））ｎｍの格子定数を有し、膜厚が０．０１〜５０μｍである（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ膜をアークイオンプレーティング等の気相合成法で形成することによって、高硬度で耐摩耗性にすぐれた耐久性の硬質被膜を提供することが提案されている。
また、例えば、特許文献２には、基体の表面に物理蒸着法で被覆形成した（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層について、ＡｌＴｉＮの結晶構造が面心立方晶構造であり、Ｘ線回折による（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ（２００）面のピーク強度を（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ（１１１）面のピーク強度より大きくすることによって、耐酸化性、耐摩耗性、耐食性にすぐれた（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ被覆層が提案されている。
さらに、例えば、特許文献３には、切削工具、金型または、機械部品で耐摩耗性が要求される基板の表面に、格子定数または配向性を変化させた２層以上の積層コーティング膜で形成された膜厚が０．１ミクロン以上２０ミクロン以下の被膜を形成し、基板表面に形成されたＴｉＮ膜の配向性が前記基板表面と平行な（２００）面と（１１１）面からのＸ線回折線強度比Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）が５以上であって、且つ、前記ＴｉＮ膜の格子定数が０．４２３１ｎｍから０．４２５２ｎｍまでとすることによって、被膜の耐摩耗性、耐久性を改善することが提案されている。
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、切削加工は一段と厳しい切削条件下で行われるようになってきている。
上記従来の被覆工具においては、ある程度の耐摩耗性の改善は図り得るものの、これをステンレス鋼、合金工具鋼などの高速ミーリング加工に用いた場合には、摩耗損傷が大きくなり、これを原因として、比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
上記従来の被覆工具においては、ある程度の耐摩耗性の改善は図り得るものの、これをステンレス鋼、合金工具鋼などの高速ミーリング加工に用いた場合には、摩耗損傷が大きくなり、これを原因として、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、ステンレス鋼、合金工具鋼等の高速ミーリング加工に用いた場合であっても、耐摩耗性にすぐれ、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮する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。
従来の被覆工具では、（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎからなる硬質被覆層について、その格子定数（特許文献１参照）、あるいは、（２００）面と（１１１）面のＸ線回折強度比（特許文献２参照）を夫々単独で規定していたが、格子定数と（２００）面と（１１１）面のＸ線回折強度比を、両者関連付けて規定した場合には、従来の（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ硬質被覆層に比して、格段に高硬度となり、その結果として、すぐれた耐摩耗性を長期にわたり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で構成された工具基体の表面に、平均層厚が２〜１０μｍの硬質被覆層を蒸着形成した表面被覆切削工具において、
（ａ）前記硬質被覆層は、ＡｌとＴｉの複合窒化物層からなり、かつ、該層においてＡｌとＴｉの合量に占めるＡｌの含有割合ｘは、０．４０≦ｘ≦０．７５（但し、原子比）であり、
（ｂ）前記硬質被覆層を構成するＡｌとＴｉの複合窒化物層の格子定数は、−０．０５７ｘ＋４．１８（Å）〜−０．０５７ｘ＋４．２４（Å）の範囲内の値をとり、
（ｃ）Ｘ線回折による前記ＡｌとＴｉの複合窒化物層の（１１１）面の回折ピーク強度Ｉ（１１１）に対する（２００）面の回折ピーク強度Ｉ（２００）の比の値Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）が２０以上であ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で構成された工具基体の表面に、平均層厚が２〜１０μｍの硬質被覆層を蒸着形成した表面被覆切削工具において、
（ａ）前記硬質被覆層は、ＡｌとＴｉの複合窒化物層からなり、かつ、該層においてＡｌとＴｉの合量に占めるＡｌの含有割合ｘは、０．４０≦ｘ≦０．７５（但し、原子比）であり、
（ｂ）前記硬質被覆層を構成するＡｌとＴｉの複合窒化物層の格子定数は、−０．０５７ｘ＋４．１８（Å）〜−０．０５７ｘ＋４．２４（Å）の範囲内の値をとり、
（ｃ）Ｘ線回折による前記ＡｌとＴｉの複合窒化物層の（１１１）面の回折ピーク強度Ｉ（１１１）に対する（２００）面の回折ピーク強度Ｉ（２００）の比の値Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）が２０以上であ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。
つぎに、この発明の被覆工具について詳細に説明する。
（ａ）硬質被覆層の種別、平均層厚：
この発明の硬質被覆層は、ＡｌとＴｉの複合窒化物（以下、「（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ」で示す）層からなる。
上記（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層は、Ａｌ成分が高温硬さと耐熱性を向上させ、Ｔｉ成分が高温靭性、高温強度を向上させる作用があることから、高温硬さ、耐熱性、高温強度にすぐれた硬質被覆層として既によく知られている。
本発明では、Ｔｉとの合量に占めるＡｌの含有割合ｘ（原子比、以下同じ）が０．７５を超えると、六方晶結晶構造の割合が増加するため硬さが低下し、一方、Ｔｉとの合量に占めるＡｌの含有割合（原子比）が０．４０未満となると、相対的にＡｌの含有割合が少なくなり、耐熱性の低下を招き、その結果、偏摩耗の発生、熱塑性変形の発生等により耐摩耗性が劣化するようになることから、Ｔｉとの合量に占めるＡｌの含有割合ｘ（原子比）は、０．４０〜０．７５であることが必要である。
また、（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる硬質被覆層の平均層厚は、２μｍ未満では、すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮することができず、工具寿命短命の原因となり、一方、その平均層厚が１０μｍを越えると、硬質被覆層が自己破壊し易くなることから、その平均層厚は２〜１０μｍとすることが必要である。
（ａ）硬質被覆層の種別、平均層厚：
この発明の硬質被覆層は、ＡｌとＴｉの複合窒化物（以下、「（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ」で示す）層からなる。
上記（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層は、Ａｌ成分が高温硬さと耐熱性を向上させ、Ｔｉ成分が高温靭性、高温強度を向上させる作用があることから、高温硬さ、耐熱性、高温強度にすぐれた硬質被覆層として既によく知られている。
本発明では、Ｔｉとの合量に占めるＡｌの含有割合ｘ（原子比、以下同じ）が０．７５を超えると、六方晶結晶構造の割合が増加するため硬さが低下し、一方、Ｔｉとの合量に占めるＡｌの含有割合（原子比）が０．４０未満となると、相対的にＡｌの含有割合が少なくなり、耐熱性の低下を招き、その結果、偏摩耗の発生、熱塑性変形の発生等により耐摩耗性が劣化するようになることから、Ｔｉとの合量に占めるＡｌの含有割合ｘ（原子比）は、０．４０〜０．７５であることが必要である。
また、（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる硬質被覆層の平均層厚は、２μｍ未満では、すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮することができず、工具寿命短命の原因となり、一方、その平均層厚が１０μｍを越えると、硬質被覆層が自己破壊し易くなることから、その平均層厚は２〜１０μｍとすることが必要である。
（ｂ）（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層の格子定数：
本発明では、硬質被覆層を構成する（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層について、その格子定数が、
−０．０５７ｘ＋４．１８（Å）〜−０．０５７ｘ＋４．２４（Å）
の範囲内の値となるように成膜する。
本発明で、硬質被覆層を構成する（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層の格子定数を上記の如く定めたのは、以下の理由による。
即ち、立方晶ＴｉＮの格子定数理論値は４．２４（Å）であり、また、準安定相である立方晶ＡｌＮの格子定数理論値は４．１２（Å）であるところ、本発明の硬質被覆層を構成する（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層の格子定数が−０．０５７ｘ＋４．２４（Å）を超えると、固溶体硬化による影響が少なくなり、硬質被覆層の硬さが小さくなり、その結果、すぐれた耐摩耗性を長期にわたって確保することができなくなり、一方、格子定数が−０．０５７ｘ＋４．１８（Å）未満になると、固溶体硬化による影響で硬質被覆層の硬さが大きくなるが、その反面、刃先稜線部の鋭角な領域で切削加工時、硬質被覆層中にクラックが発生し、チッピングが発生し易くなることから、硬質被覆層を構成する（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層の格子定数は、
−０．０５７ｘ＋４．１８（Å）〜−０．０５７ｘ＋４．２４（Å）
の範囲内の値となるように定めた。
より好ましくは、−０．０５７ｘ＋４．２０（Å）〜−０．０５７ｘ＋４．２３（Å）の範囲内の値である。
なお、上記の格子定数を定める数式における「ｘ」は、Ｔｉとの合量に占めるＡｌの含有割合ｘ（原子比、以下同じ）である。
本発明では、硬質被覆層を構成する（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層について、その格子定数が、
−０．０５７ｘ＋４．１８（Å）〜−０．０５７ｘ＋４．２４（Å）
の範囲内の値となるように成膜する。
本発明で、硬質被覆層を構成する（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層の格子定数を上記の如く定めたのは、以下の理由による。
即ち、立方晶ＴｉＮの格子定数理論値は４．２４（Å）であり、また、準安定相である立方晶ＡｌＮの格子定数理論値は４．１２（Å）であるところ、本発明の硬質被覆層を構成する（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層の格子定数が−０．０５７ｘ＋４．２４（Å）を超えると、固溶体硬化による影響が少なくなり、硬質被覆層の硬さが小さくなり、その結果、すぐれた耐摩耗性を長期にわたって確保することができなくなり、一方、格子定数が−０．０５７ｘ＋４．１８（Å）未満になると、固溶体硬化による影響で硬質被覆層の硬さが大きくなるが、その反面、刃先稜線部の鋭角な領域で切削加工時、硬質被覆層中にクラックが発生し、チッピングが発生し易くなることから、硬質被覆層を構成する（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層の格子定数は、
−０．０５７ｘ＋４．１８（Å）〜−０．０５７ｘ＋４．２４（Å）
の範囲内の値となるように定めた。
より好ましくは、−０．０５７ｘ＋４．２０（Å）〜−０．０５７ｘ＋４．２３（Å）の範囲内の値である。
なお、上記の格子定数を定める数式における「ｘ」は、Ｔｉとの合量に占めるＡｌの含有割合ｘ（原子比、以下同じ）である。
上記で定めた所定数値範囲内の格子定数の（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層は、例えば、図１に示すアークイオンプレーティング（以下、「ＡＩＰ」という）装置を用いて成膜するに際し、ＡＩＰ装置におけるターゲットとして、７０原子％Ａｌ−３０原子％Ｔｉ〜５０原子％Ａｌ−５０原子％Ｔｉの成分組成のＡｌ−Ｔｉ合金を用い、成膜時のターゲット表面の最大磁束密度、バイアス電圧を制御することによって、（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層の格子定数を規定数値範囲内にすることができる。
より具体的に言えば、ターゲット表面の最大磁束密度を大にすることによって格子定数が小さくなり、また、バイアス電圧の絶対値を大きくすることによって格子定数が小さくなる。
より具体的に言えば、ターゲット表面の最大磁束密度を大にすることによって格子定数が小さくなり、また、バイアス電圧の絶対値を大きくすることによって格子定数が小さくなる。
（ｃ）（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層のＸ線回折ピーク強度比Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）：
本発明では、硬質被覆層を構成する（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層について、（１１１）面の回折ピーク強度Ｉ（１１１）に対する（２００）面の回折ピーク強度Ｉ（２００）の比の値Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）を２０以上としているが、その理由は以下のとおりである。
本発明の硬質被覆層を構成する（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層は立方晶構造を有するが、立方晶結晶格子の（１１１）面はすべり面であるため、強い配向を示す場合には、例えば、切削加工時せん断方向の外力が加わることで硬質被覆層の強度を保てないため、耐摩耗性を確保することができない。
一方、立方晶結晶格子の（２００）面は、最密面であるために硬質被覆層の硬さ向上における効果が大きい。
つまり、回折ピーク強度比Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）が３未満である場合には、すべり面である（１１１）面の配向度が、硬さの大きい（２００）面に比して相対的に高いため、すべりが発生し易く、しかも、硬さが十分とはいえないことから、切削加工時における耐摩耗性が十分であるとはいえない。
したがって、上記結晶格子面が備える特徴の観点から、本発明の硬質被覆層を構成する（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層について、耐摩耗性の向上を図るため、（１１１）面の回折ピーク強度Ｉ（１１１）に対する（２００）面の回折ピーク強度Ｉ（２００）の比の値Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）を３以上とするが、好ましくは２０以上であることから、本発明では、Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）を２０以上と定めた。
本発明では、硬質被覆層を構成する（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層について、（１１１）面の回折ピーク強度Ｉ（１１１）に対する（２００）面の回折ピーク強度Ｉ（２００）の比の値Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）を２０以上としているが、その理由は以下のとおりである。
本発明の硬質被覆層を構成する（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層は立方晶構造を有するが、立方晶結晶格子の（１１１）面はすべり面であるため、強い配向を示す場合には、例えば、切削加工時せん断方向の外力が加わることで硬質被覆層の強度を保てないため、耐摩耗性を確保することができない。
一方、立方晶結晶格子の（２００）面は、最密面であるために硬質被覆層の硬さ向上における効果が大きい。
つまり、回折ピーク強度比Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）が３未満である場合には、すべり面である（１１１）面の配向度が、硬さの大きい（２００）面に比して相対的に高いため、すべりが発生し易く、しかも、硬さが十分とはいえないことから、切削加工時における耐摩耗性が十分であるとはいえない。
したがって、上記結晶格子面が備える特徴の観点から、本発明の硬質被覆層を構成する（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層について、耐摩耗性の向上を図るため、（１１１）面の回折ピーク強度Ｉ（１１１）に対する（２００）面の回折ピーク強度Ｉ（２００）の比の値Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）を３以上とするが、好ましくは２０以上であることから、本発明では、Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）を２０以上と定めた。
上記で定めた所定の数値範囲内の回折ピーク強度比Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）は、例えば、図１に示すＡＩＰ装置を用いて、以下のとおり作製することができる。
例えば、ＡＩＰ装置における成膜時のバイアス電圧、雰囲気ガス中のＮ２分圧を制御することによって、回折ピーク強度比Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）を３以上とした（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層を形成することができる。
より具体的に言えば、バイアス電圧の絶対値を小さくすることによって、また、雰囲気ガス中のＮ２分圧を高めることによって、回折ピーク強度比Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）の値が小さくなる。
例えば、ＡＩＰ装置における成膜時のバイアス電圧、雰囲気ガス中のＮ２分圧を制御することによって、回折ピーク強度比Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）を３以上とした（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層を形成することができる。
より具体的に言えば、バイアス電圧の絶対値を小さくすることによって、また、雰囲気ガス中のＮ２分圧を高めることによって、回折ピーク強度比Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）の値が小さくなる。
（ｄ）硬質被覆層の蒸着形成：
図１（ａ）、（ｂ）に、本発明の硬質被覆層を構成する（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層を成膜するに好適なＡＩＰ装置を示す。
本発明の硬質被覆層は、例えば、図１（ａ）、（ｂ）に示すＡＩＰ装置において、工具基体の温度を３７０〜４５０℃に維持しつつ、工具基体をＡＩＰ装置内で自公転させ、ターゲット表面に所定の最大磁束密度に制御しながら蒸着することによって形成することができる。
例えば、ＡＩＰ装置の一方には基体洗浄用のＴｉ電極からなるカソード電極、他方には所定組成のＡｌ−Ｔｉ合金からなるターゲット（カソード電極）を設け、
まず、炭化タングステン（ＷＣ）基超硬合金からなる工具基体を洗浄・乾燥し、ＡＩＰ装置内の回転テーブル上に装着し、真空中で基体洗浄用のＴｉ電極とアノード電極との間に１００Ａのアーク放電を発生させて、工具基体に−１０００Ｖのバイアス電圧を印加しつつ工具基体表面をボンバード洗浄し、
ついで、Ａｌ−Ｔｉ合金ターゲットの表面に最大磁束密度２．５〜１５ｍＴ（ミリテスラ）に制御し、
ついで、装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入し４〜８Ｐａの雰囲気圧力とし、工具基体の温度を３７０〜４５０℃に維持し、工具基体に―２５〜−１００Ｖのバイアス電圧を印加しつつ、Ａｌ−Ｔｉ合金ターゲット（カソード電極）とアノード電極との間に１００Ａのアーク放電を発生させ、工具基体を自公転させつつ蒸着することによって、本発明で定めた格子定数及び回折ピーク強度比を有する（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着形成することができる。
なお、上記のＡｌ−Ｔｉ合金ターゲット表面の最大磁束密度の制御方法は、例えば、カソード周辺に磁場発生源である電磁コイル又は永久磁石を設置する等、任意の手段で制御することができる。
図１（ａ）、（ｂ）に、本発明の硬質被覆層を構成する（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層を成膜するに好適なＡＩＰ装置を示す。
本発明の硬質被覆層は、例えば、図１（ａ）、（ｂ）に示すＡＩＰ装置において、工具基体の温度を３７０〜４５０℃に維持しつつ、工具基体をＡＩＰ装置内で自公転させ、ターゲット表面に所定の最大磁束密度に制御しながら蒸着することによって形成することができる。
例えば、ＡＩＰ装置の一方には基体洗浄用のＴｉ電極からなるカソード電極、他方には所定組成のＡｌ−Ｔｉ合金からなるターゲット（カソード電極）を設け、
まず、炭化タングステン（ＷＣ）基超硬合金からなる工具基体を洗浄・乾燥し、ＡＩＰ装置内の回転テーブル上に装着し、真空中で基体洗浄用のＴｉ電極とアノード電極との間に１００Ａのアーク放電を発生させて、工具基体に−１０００Ｖのバイアス電圧を印加しつつ工具基体表面をボンバード洗浄し、
ついで、Ａｌ−Ｔｉ合金ターゲットの表面に最大磁束密度２．５〜１５ｍＴ（ミリテスラ）に制御し、
ついで、装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入し４〜８Ｐａの雰囲気圧力とし、工具基体の温度を３７０〜４５０℃に維持し、工具基体に―２５〜−１００Ｖのバイアス電圧を印加しつつ、Ａｌ−Ｔｉ合金ターゲット（カソード電極）とアノード電極との間に１００Ａのアーク放電を発生させ、工具基体を自公転させつつ蒸着することによって、本発明で定めた格子定数及び回折ピーク強度比を有する（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着形成することができる。
なお、上記のＡｌ−Ｔｉ合金ターゲット表面の最大磁束密度の制御方法は、例えば、カソード周辺に磁場発生源である電磁コイル又は永久磁石を設置する等、任意の手段で制御することができる。
この発明の被覆工具は、硬質被覆層を構成する所定組成の（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層が、−０．０５７ｘ＋４．１８（Å）〜−０．０５７ｘ＋４．２４（Å）という格子定数を備え、さらに、Ｘ線回折ピーク強度比Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）の値が２０以上であることから、ステンレス鋼、合金工具鋼などの高速ミーリング加工において、すぐれた耐摩耗性を示し、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮するものである。
つぎに、この発明を実施例により具体的に説明する。
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５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押出しプレス成形し、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１０ｍｍの工具基体形成用丸棒焼結体を形成し、さらに前記丸棒焼結体から、研削加工にて、切刃部の直径×長さが６ｍｍ×１３ｍｍの寸法で、ねじれ角３０度の２枚刃ボール形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体（エンドミル）１〜５をそれぞれ製造した。
（ａ）上記の工具基体１〜５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に示すＡＩＰ装置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、ＡＩＰ装置の一方にボンバード洗浄用のＴｉカソード電極を、他方側に所定組成のＡｌ−Ｔｉ合金からなるターゲット（カソード電極）を配置し、
（ｂ）まず、装置内を排気して真空に保持しながら、ヒータで工具基体を４００℃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、Ｔｉ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、上記Ａｌ−Ｔｉ合金ターゲットの表面に表２に示す種々の最大磁束密度に制御し、
（ｄ）ついで、装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して表２に示す窒素分圧とすると共に、前記回転テーブル上で自転しながら回転する工具基体の温度を３７０〜４５０℃の範囲内に維持するとともに表２に示す直流バイアス電圧を印加し、かつ前記Ａｌ−Ｔｉ合金ターゲット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２に示される組成および目標平均層厚の（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着形成することにより、
表２に示す本発明被覆工具としての表面被覆エンドミル１〜９（以下、本発明１〜９という）をそれぞれ製造した。
なお、図１に示すＡＩＰ装置では、工具基体がＡｌ−Ｔｉ合金ターゲットに最接近する際に、逃げ面の一部又は全部とＡｌ−Ｔｉ合金ターゲットの上記工具基体側の面が水平となるように装着支持されている。
（ｂ）まず、装置内を排気して真空に保持しながら、ヒータで工具基体を４００℃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、Ｔｉ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、上記Ａｌ−Ｔｉ合金ターゲットの表面に表２に示す種々の最大磁束密度に制御し、
（ｄ）ついで、装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して表２に示す窒素分圧とすると共に、前記回転テーブル上で自転しながら回転する工具基体の温度を３７０〜４５０℃の範囲内に維持するとともに表２に示す直流バイアス電圧を印加し、かつ前記Ａｌ−Ｔｉ合金ターゲット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２に示される組成および目標平均層厚の（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着形成することにより、
表２に示す本発明被覆工具としての表面被覆エンドミル１〜９（以下、本発明１〜９という）をそれぞれ製造した。
なお、図１に示すＡＩＰ装置では、工具基体がＡｌ−Ｔｉ合金ターゲットに最接近する際に、逃げ面の一部又は全部とＡｌ−Ｔｉ合金ターゲットの上記工具基体側の面が水平となるように装着支持されている。
比較例：
比較の目的で、上記実施例における（ｃ）の工程を表３に示す条件（即ち、Ａｌ−Ｔｉ合金ターゲットの表面の最大磁束密度を変更）で行い、また、（ｄ）の工程を同じく表３に示す条件（即ち、窒素分圧、直流バイアス電圧の変更）で行い、その他は実施例と同一の条件で、表３に示す比較例被覆工具としての表面被覆エンドミル１〜１０（以下、比較例１〜１０という）をそれぞれ製造した。
さらに、上記で作製した本発明１〜９および比較例１〜１０の硬質被覆層について、その組成を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いてのエネルギー分散型Ｘ線分析法（ＥＤＳ）により測定した。また、その平均層厚を走査型電子顕微鏡を用いて断面測定し、５ヶ所の平均値より算出した。
表２、表３に、測定・算出したしたそれぞれの値を示す。
比較の目的で、上記実施例における（ｃ）の工程を表３に示す条件（即ち、Ａｌ−Ｔｉ合金ターゲットの表面の最大磁束密度を変更）で行い、また、（ｄ）の工程を同じく表３に示す条件（即ち、窒素分圧、直流バイアス電圧の変更）で行い、その他は実施例と同一の条件で、表３に示す比較例被覆工具としての表面被覆エンドミル１〜１０（以下、比較例１〜１０という）をそれぞれ製造した。
さらに、上記で作製した本発明１〜９および比較例１〜１０の硬質被覆層について、その組成を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いてのエネルギー分散型Ｘ線分析法（ＥＤＳ）により測定した。また、その平均層厚を走査型電子顕微鏡を用いて断面測定し、５ヶ所の平均値より算出した。
表２、表３に、測定・算出したしたそれぞれの値を示す。
上記で作製した本発明１〜９および比較例１〜１０について、硬質被覆層の縦断面の（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層について、Ｘ線回折により、（１１１）面、（２００）面及び（２２０）面のＸ線回折ピーク強度Ｉ（１１１），Ｉ（２００）及びＩ（２２０）を求めた。
なお、Ｘ線回折は、測定条件:Ｃｕ管球、測定範囲（２θ）：３０〜８０度、スキャンステップ：０．０１３度、１ステップ辺り測定時間：０．４８ｓｅｃ／ｓｔｅｐという条件で測定した。
なお、Ｘ線回折は、測定条件:Ｃｕ管球、測定範囲（２θ）：３０〜８０度、スキャンステップ：０．０１３度、１ステップ辺り測定時間：０．４８ｓｅｃ／ｓｔｅｐという条件で測定した。
また、格子定数については、当業者によく知られている
ブラッグの式：２ｄ＝λ／ｓｉｎθ，
ａ２＝ｄ２×（ｈ２＋ｋ２＋ｌ２）
を用い、上記で測定した（１１１）面，（２００）面及び（２２０）面についてそれぞれ算出し、その平均値を求め、これを格子定数とした。
なお、上記ブラッグの式におけるｄ：面間隔、λ：測定波長、θ：測定角度、ａ：格子定数、ｈ，ｋ，ｌ：面指数を表す。
表２、表３に、上記で測定・算出したそれぞれの値を示す。
ブラッグの式：２ｄ＝λ／ｓｉｎθ，
ａ２＝ｄ２×（ｈ２＋ｋ２＋ｌ２）
を用い、上記で測定した（１１１）面，（２００）面及び（２２０）面についてそれぞれ算出し、その平均値を求め、これを格子定数とした。
なお、上記ブラッグの式におけるｄ：面間隔、λ：測定波長、θ：測定角度、ａ：格子定数、ｈ，ｋ，ｌ：面指数を表す。
表２、表３に、上記で測定・算出したそれぞれの値を示す。
つぎに、上記本発明１〜９および比較例１〜１０のエンドミルについて、下記の条件（切削条件Ａという）での合金工具鋼の側面切削加工試験を実施した。
被削材−平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・ＳＫＤ６１（５２ＨＲＣ）の板材、
回転速度： １７０００ ｍｉｎ．−１、
縦方向切り込み： ２ ｍｍ、
横方向切り込み： ０．３ ｍｍ
送り速度（１刃当り）： ０．０５ ｍｍ／ｔｏｏｔｈ、
切削長：３４０ｍ、
さらに、下記の条件（切削条件Ｂという）でのステンレス鋼の側面切削加工試験を実施した。
被削材−平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・ＳＵＳ３０４ （３５ＨＲＣ）の板材、
回転速度： ５６００ ｍｉｎ．−１、
縦方向切り込み： ２ ｍｍ、
横方向切り込み： ０．３ ｍｍ
送り速度（１刃当り）： ０．０６ ｍｍ／ｔｏｏｔｈ、
切削長：１４０ ｍ、
いずれの側面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４に示した。
被削材−平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・ＳＫＤ６１（５２ＨＲＣ）の板材、
回転速度： １７０００ ｍｉｎ．−１、
縦方向切り込み： ２ ｍｍ、
横方向切り込み： ０．３ ｍｍ
送り速度（１刃当り）： ０．０５ ｍｍ／ｔｏｏｔｈ、
切削長：３４０ｍ、
さらに、下記の条件（切削条件Ｂという）でのステンレス鋼の側面切削加工試験を実施した。
被削材−平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・ＳＵＳ３０４ （３５ＨＲＣ）の板材、
回転速度： ５６００ ｍｉｎ．−１、
縦方向切り込み： ２ ｍｍ、
横方向切り込み： ０．３ ｍｍ
送り速度（１刃当り）： ０．０６ ｍｍ／ｔｏｏｔｈ、
切削長：１４０ ｍ、
いずれの側面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４に示した。
表４に示される結果から、本発明被覆工具は、硬質被覆層を構成する所定組成の（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層が、−０．０５７ｘ＋４．１８（Å）〜−０．０５７ｘ＋４．２４（Å）という格子定数を備え、さらに、Ｘ線回折ピーク強度比Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）の値が２０以上であることから、ステンレス鋼、合金工具鋼などの高速ミーリング加工において、すぐれた耐摩耗性を示し、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮するものである。
これに対して、硬質被覆層を構成する（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層の組成、格子定数、Ｘ線回折ピーク強度比、平均層厚が本発明で規定する範囲を外れる比較例被覆工具では、耐摩耗性の低下によって、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、硬質被覆層を構成する（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層の組成、格子定数、Ｘ線回折ピーク強度比、平均層厚が本発明で規定する範囲を外れる比較例被覆工具では、耐摩耗性の低下によって、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、ステンレス鋼、合金工具鋼などの高速ミーリング加工に供した場合に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ＦＡ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)
- 炭化タングステン基超硬合金で構成された工具基体の表面に、平均層厚が２〜１０μｍの硬質被覆層を蒸着形成した表面被覆切削工具において、
（ａ）前記硬質被覆層は、ＡｌとＴｉの複合窒化物層からなり、かつ、該層においてＡｌとＴｉの合量に占めるＡｌの含有割合ｘは、０．４０≦ｘ≦０．７５（但し、原子比）であり、
（ｂ）前記硬質被覆層を構成するＡｌとＴｉの複合窒化物層の格子定数は、−０．０５７ｘ＋４．１８（Å）〜−０．０５７ｘ＋４．２４（Å）の範囲内の値をとり、
（ｃ）Ｘ線回折による前記ＡｌとＴｉの複合窒化物層の（１１１）面の回折ピーク強度Ｉ（１１１）に対する（２００）面の回折ピーク強度Ｉ（２００）の比の値Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）が２０以上であることを特徴とする表面被覆切削工具。
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