JP6459391B2 - 耐チッピング性にすぐれた表面被覆切削工具 - Google Patents

Description

本発明は、硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を備えた表面被覆切削工具に関し、さらに詳しくは、焼き入れ鋼などの高硬度鋼の高速切削加工に用いた場合においても、チッピングが発生しにくく、長期に亘ってすぐれた切削性能を示す表面被覆切削工具（以下、被覆工具という）に関する。

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インサート、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、またインサートを着脱自在に取り付けて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などが知られている。

本発明は、立方晶窒化硼素（以下、ｃＢＮで示す）を主成分として、これを超高圧、高温下にて焼結成形してなるｃＢＮ焼結体切削工具に関し、特に、合金鋼、軸受鋼等の焼入れ鋼からなる高硬度鋼の高速切削加工においても、チッピングや欠損の発生を抑制し得るとともに、すぐれた切削性能を長期の使用に亘って維持し得るｃＢＮ焼結体切削工具に関するものである。

従来、高硬度鋼の切削工具としては、ｃＢＮ焼結体を工具基体とし、これに硬質被覆層を形成したｃＢＮ焼結体被覆工具が知られており、工具寿命の向上を目的として種々の提案がなされている。
例えば、特許文献１には、結合相と硬質相とからなる焼結合金の工具基体の表面に周期律表４ａ、５ａ、６ａ族元素、Ａｌ、Ｓｉの炭化物、窒化物およびこれらの相互固溶体の中から選ばれた少なくとも１種の硬質被覆層を形成した被覆工具において、被覆工具の断面組織を観察したときに、工具基体の結合相と硬質被覆層との界面の少なくとも１部に、凸状結合相が形成されていることにより、耐欠損性および耐チッピング性にすぐれ、高速度、高送りの過酷な切削条件に対しても長時間安定した加工が可能な被覆工具が開示されている。
また、特許文献２には、工具基体と該工具基体上に形成された硬質被覆層とを備えるものであって、工具基体は、硬質粒子と該硬質粒子を結合する結合相とを含み、硬質被覆層に接する硬質粒子は、硬質被覆層に接する側の表面に凹凸が形成されており、被覆工具のすくい面に対する法線を含む平面で被覆工具を切断したときの断面において、工具基体のすくい面側の表面は、硬質被覆層に接する側の表面に位置する長さ５０μｍのすくい面側基準線における面粗度Ｒ_ｚ，ｓが１μｍ以上３０μｍ以下であり、工具基体の逃げ面側の表面は、被膜に接する側の表面に位置する長さ５０μｍの逃げ面側基準線における面粗度Ｒ_ｚ，ｎが０．５μｍ以上５μｍ以下であり、かつＲ_ｚ，ｓはＲ_ｚ，ｎよりも大きいことにより、工具基体と硬質被覆層との密着性が良好に保たれ、加工面品位にすぐれた被覆工具が得られる旨、開示されている。

特開２００７−３１７７９号公報 特開２０１２−１５７９１５号公報

前述した特許文献１に開示された発明は、工具基体の結合相と硬質被覆層との界面に凸状結合相を設けることで、また、特許文献２では、工具基体の硬質粒子上に凹凸を形成することで、それぞれアンカー効果を発揮させ、工具基体表面と硬質被覆層との密着力の向上を図っている。ｃＢＮ焼結体を工具基体とした被覆工具においては、焼入れ鋼等の難削材のさらなる高速切削においては、ｃＢＮ粒子と硬質被覆層とのさらなる密着力の向上が必要とされるが、従来知られているように、ｃＢＮ粒子表面上の凹凸を大きくすると工具基体の強度低下を引き起こすという課題が指摘されていた。

そこで、本発明が解決しようとする技術的課題、すなわち、本発明の目的は、高負荷な切削条件が要求される焼き入れ鋼などの高硬度鋼の高速切削加工に用いた場合においても、チッピングが発生しにくく、長期に亘ってすぐれた切削性能を維持するｃＢＮ焼結体切削工具を提供することにある。

本発明者らは、前記課題を解決するため、ｃＢＮ焼結体からなる工具基体の表面上に存在するｃＢＮ粒子の形状に着目し、鋭意研究したところ、次のような知見を得た。

（１）ｃＢＮ焼結体をｃＢＮ粒子とＴｉの窒化物、炭化物、炭窒化物、硼化物およびＡｌの窒化物、酸化物からなる群から選ばれた少なくとも１種以上の粒子と不可避不純物とを含む結合相とから構成した場合、工具基体上に所定の組成のＴｉＡｌＮ層を形成した場合、結合相形成原料粒子中のＴｉ成分あるいはＡｌ成分がＴｉＡｌＮ層形成過程中にＴｉＡｌＮ層中に拡散することにより、焼結体とＴｉＡｌＮ層との界面で生じがちな応力差や熱伝導率差が緩和されるため、ＴｉＡｌＮ層の密着性および耐剥離性が向上する。
（２）ＴｉＡｌＮ層は、その構成成分であるＴｉ成分によってすぐれた強度と靭性を確保することができ、Ａｌは高温硬さと耐熱性を向上させ、ＡｌとＴｉが共存含有した状態でさらに高温耐酸化性を向上させる作用がある。さらに、岩塩型結晶構造を有するため、高硬度でありｃＢＮ焼結体からなる工具基体上に形成することで耐摩耗性を向上させることができる。
（３）一方、ＴｉＡｌＳｉＮ層は、前記ＴｉＡｌＮ層にＳｉ成分を含有させることで、一層耐熱性が向上する。酸化開始温度が高くて高温耐酸化性が高いため、特に切削時に高温となるような高速切削時の耐摩耗性が向上する。
（４）ｃＢＮ焼結体からなる工具基体上に所定の組成のＴｉＡｌＮ層を成膜し、その上に所定の組成のＴｉＡｌＳｉＮ層を積層させることで、ＴｉＡｌＮ層が密着層として機能し、工具基体表面と硬質被覆層との密着性が向上するが、工具基体表面に露出しているｃＢＮ粒子表面に三次元的な凹凸を形成することにより、ｃＢＮ粒子が硬質被覆層と接触する面積を効率的に増やすことができる。
（５）ｃＢＮ粒子表面に形成する凹凸形状を制御することにより、ｃＢＮ粒子自身の強度低下を招くことなく、ｃＢＮ粒子の表面積を増やすことができ、その結果、硬質被覆層との密着性と工具基体自身の強度の両方を向上させることができる。

前述の知見に基づき本発明者らは、幾多の実験および切削試験を重ねることによって、刃先に高負荷および高温が加わる高硬度鋼の高速切削に使用してもチッピングや欠損、剥離が発生しにくく切削寿命の長い切削工具を製造することに成功した。

本発明は、前記の研究結果に基づいてなされたものであって、
「（１） 少なくとも切削に使用する刃先が立方晶窒化硼素焼結体からなる工具基体上に平均総層厚２．０〜８．０μｍの硬質被覆層が被覆されており、
前記立方晶窒化硼素焼結体は、立方晶窒化硼素粒子と、Ｔｉの窒化物、炭化物、炭窒化物、硼化物およびＡｌの窒化物、酸化物からなる群から少なくとも１種以上と不可避の不純物を含む結合相からなり、
前記立方晶窒化硼素粒子の平均粒径は０．５〜４．０μｍかつ焼結体全体に対する含有割合は４０〜７０体積％であり、
前記硬質被覆層は、工具基体表面に形成したＡ層と、その上に形成したＢ層とからなり、
前記Ａ層の組成は、Ｔｉ_１−ａＡｌ_ａＮ（但し、０．３≦ａ≦０．７）であり、
前記Ｂ層の組成は、Ｔｉ_{１−ｂ−ｃ}Ａｌ_ｂＳｉ_ｃＮ（但し、０．３≦ｂ≦０．７、０．０１≦ｃ≦０．１）であり、
前記工具基体の逃げ面上において、硬質被覆層と接する立方晶窒化硼素粒子の表面に球面状の凹部が存在し、
前記凹部の表面積が、硬質被覆層と接する立方晶窒化硼素粒子の表面積に対して１８〜７８面積％を占めることを特徴とする表面被覆切削工具。
（２） 前記立方晶窒化硼素粒子の表面に存在する球面状の凹部は、該凹部の幅Ｌが０．１〜１．０μｍ、深さＤが０．０１〜０．１μｍ、かつ、幅Ｌと深さＤの比Ｌ／Ｄの値が２以上であり、さらに、該凹部の曲率が０．１〜２μｍ^−１以下であることを特徴とする前記（１）に記載の表面被覆切削工具。」
に特徴を有するものである。

ここで、本発明の構造について、より詳しく説明する。

（ａ）焼結体中のｃＢＮ粒子の平均粒径：
ｃＢＮ焼結体中に、微細な硬質なｃＢＮ粒子が分散していることにより、工具使用中に工具基体表面のｃＢＮ粒子が脱落して生じる刃先の凹凸形状を起点とするチッピングの発生を抑制することができる。その理由は、たとえ、工具基体表面のｃＢＮ粒子が脱落したとしても、その粒子が所定の粒径以下の微細粒子であるためチッピングを誘発するような大きな凹凸形状とならないためである。
また、焼結体中の微細ｃＢＮ粒子が、工具使用中に刃先に加わる応力により生じるｃＢＮ粒子と結合相との界面から進展するクラック、あるいはｃＢＮ粒子が割れて進展するクラックの伝搬を分散・緩消する役割を担うため、すぐれた耐欠損性を発揮することが出来る。
しかしながら、平均粒径が０．５μｍ未満になると、微細すぎて硬質粒子としてのｃＢＮ粒子の機能が十分に発揮できない。一方、４．０μｍを超えると、ｃＢＮ粒子が脱落した際に基体上に形成される凹凸形状が大きくなるため、工具使用中に基体のチッピングを誘発する恐れがある。
したがって、ｃＢＮ粒子の平均粒径は、０．５〜４．０μｍと定めた。
ここで、ｃＢＮ粒子の平均粒径は、作製したｃＢＮ焼結体の断面組織を走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ：ＳＥＭ）にて観察して得られた二次電子画像内のｃＢＮ粒子の部分を画像処理にて抜き出し、画像解析によって各ｃＢＮ粒子の最大長を求め、それを各ｃＢＮ粒子の直径とし、１画像におけるｃＢＮ粒子の直径の平均値を求め、少なくとも３画像について求めた平均値の平均をｃＢＮの平均粒径［μｍ］とした。画像処理に用いる観察領域は予備観察を行うことによって定めたが、ｃＢＮ粒子の平均粒径が０．５〜４．０μｍであることをかんがみ、１５μｍ×１５μｍ程度の視野領域とすることが望ましい。

（ｂ）ｃＢＮ焼結体中のｃＢＮ粒子の体積割合：
ｃＢＮ焼結体に占めるｃＢＮ粒子の含有割合が４０体積％未満では、焼結体中に硬質物質が少なく、ｃＢＮ焼結体の硬度が低下するため、耐摩耗性が低下する。一方、７０体積％を超えると、結合相が不足するため、焼結体中にクラックの起点となる空隙が生成し、耐欠損性が低下する。そのため、本発明が奏する効果をより一層発揮するためには、ｃＢＮ焼結体に占めるｃＢＮ粒子の含有割合は、４０〜７０体積％の範囲とすることが好ましい。
ここで、ｃＢＮ焼結体に占めるｃＢＮ粒子の含有割合（体積％）の測定方法は、ｃＢＮ焼結体の断面組織をＳＥＭによって観察して得られた二次電子画像内のｃＢＮ粒子の部分を画像処理によって抜き出し、画像解析によって観察領域におけるｃＢＮ焼結体の全体の面積に対するｃＢＮ粒子が占める面積を算出し、少なくとも３画像を処理し求めた値の平均値をｃＢＮ粒子の含有割合（体積％）とした。画像処理に用いる観察領域は、ｃＢＮ粒子の平均粒径が０．５〜４．０μｍであることをかんがみ、１５μｍ×１５μｍ程度の視野領域とすることが望ましい。

（ｃ）硬質被覆層の平均総層厚：
本発明の硬質被覆層は、硬質被覆層は少なくとも工具基体直上のＴｉ_１−ａＡｌ_ａＮの成分系からなる下部層Ａとその上に形成されたＴｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙＮの成分系からなる上部層Ｂとからなる積層構造を有している。この硬質被覆層は、下部層ＡであるＴｉＡｌＮ層に含まれるＴｉ成分によってすぐれた強度と靭性を確保し、Ａｌが高温硬さと耐熱性を向上させると共にＡｌとＴｉが共存含有した状態でさらに高温耐酸化性を向上させる作用があるとともに岩塩型結晶構造を有するため、高硬度であり工具基体上に形成することで耐摩耗性を向上させることができる。
また、上部層ＢであるＴｉＡｌＳｉＮ層は、前記ＴｉＡｌＮ層にＳｉ成分を含有させることで、一層耐熱性が向上し、酸化開始温度が高くて高温耐酸化性が高いため、特に切削時に高温となるような高速切削時の耐摩耗性が向上する。
特に平均総層厚が２．０〜８．０μｍのとき、その効果が際立って発揮される。その理由は、平均総層厚が２．０μｍ未満では、工具基体表面粗さに比べ硬質被覆層の層厚が薄いため、長期の使用に亘っての耐摩耗性を十分確保することができない。一方、その平均総層厚が８．０μｍを越えると、硬質被覆層を構成する複合窒化物の結晶粒が粗大化し易くなり、チッピングを発生しやすくなる。したがって、その平均総層厚を２．０〜８．０μｍと定めた。

ここで、硬質被覆層の平均総層厚は、硬質被覆層の工具基体表面に垂直な断面をＳＥＭにて観察して得られた二次電子画像内の硬質被覆層の部分を画像処理にて抜き出し、画像解析によって画像内の５箇所について硬質被覆層の層厚を求め、その平均値を求め平均総層厚とした。画像処理に用いる観察領域として、期待する硬質被覆層の平均総層厚が２．０〜８．０μｍであることをかんがみ、１５μｍ×１５μｍ程度の視野領域とすることが望ましい。

（ｄ）硬質被覆層を構成する下部層Ａ：
下部層Ａは、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合ａ（但し、ａは原子比）が、０．３≦ａ≦０．７を満足する。
Ａｌ成分の含有量が０．３未満では、Ａｌ成分を含有することによる高温硬さと耐熱性の向上が十分得られず、所望の性能が得られない。また、Ａｌ成分の含有量が０．７を超えると、ＴｉＡｌＮ層が岩塩型結晶構造を維持できず、硬さが極端に低下するため、望ましくない。

（ｅ）硬質被覆層を構成する上部層Ｂ：
上部層Ｂは、ＡｌおよびＳｉのＴｉとＡｌとＳｉの合量に占める含有割合ｂ、ｃ（但し、ｂ、ｃはいずれも原子比）が、それぞれ、０．３≦ｂ≦０．７、０．０１≦ｃ≦０．１を満足する。
この条件を満たすとき、上部層Ｂを構成するＴｉ_{１−ｂ―ｃ}Ａｌ_ｂＳｉ_ｃＮ層は所望の耐酸化性および切削時に高温となるような高速切削時における高い耐摩耗性を発揮する。
一方、Ａｌ成分の含有割合ｂが０．３未満では、Ａｌ成分を含有することによる高温硬さと耐熱性の向上が十分得られず、所望の性能が得られない。また、Ａｌ成分の含有割合ｂが０．７を超えると、ＡｌＴｉＳｉＮ層が岩塩型結晶構造を維持できず、硬さが極端に低下するため、望ましくない。Ｓｉ成分の含有割合ｃが０．０１未満では所望の耐摩耗性が発揮されず、０．１を超えると結晶格子の歪みが大きくなり、耐欠損性が低下するため好ましくない。

（ｆ）硬質被覆層と接するｃＢＮ粒子の表面形状：
本発明における硬質被覆層と接するｃＢＮ粒子の表面形状は、通常、ｃＢＮ粒子を造粒する過程で形成される凹部とは異なり、球面状の凹部を有している。ここで、球面状の凹部とは、ｃＢＮ粒子上に形成した凹部の断面形状において、凹部の領域を挟む凸部と凸部を結んだ線を円弧に近似でき、曲率が求められる形状とする。cBN粒子上に凹凸を設けることで、皮膜と接触する表面積を増加させ、密着力を向上させることができるが、一方で、過剰な凹凸があると切削時に凹部に力が集中し、cBN粒子が破壊されやすくなる上、基体表面における皮膜のつきまわり性が損なわれ、所望の密着性が得られなくなる。凹部の形状を球面状に制御することで、凹部がcBN粒子の破壊の起点となることを防ぎ、さらに皮膜のつきまわり性も損ねず、皮膜と粒子の接触する表面積を大きくすることができる。
この凹部の形状は、除膜後に表面観察を実施し、特定する。具体的には、厚み０．１μｍ程度まで集束イオンビーム（Ｆｏｃｕｓｅｄ Ｉｏｎ Ｂｅａｍ：ＦＩＢ）を用いた加工で皮膜を削り、その後、エッチングによって除膜し、原子間力顕微鏡（Ａｔｏｍｉｃ Ｆｏｒｃｅ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＡＦＭ）を用いてｃＢＮ粒子表面の形状を測定する。
前述のような方法により、凹部の形状を特定した場合、本発明において、硬質被覆層と接するｃＢＮ粒子の表面に形成される球面状の凹部の好ましい形状としては、幅が０．１〜１．０μｍ、深さが０．０１〜０．１μｍかつ幅をＬ、深さをDとしたときＬ≧２Ｄであり、凹部の断面形状において、凹部の領域を挟む凸部と凸部を結んだ線の曲率が０．１〜２μｍ^−１以下であることが好ましい。幅が０．１μm未満あるいは曲率が２μｍ^−１を超えると、凹部に力が集中しやすくなり、基体の強度が低下する。深さが０．１μｍを超えると、cBN粒子が大きく削られるため、基体の強度が低下する。幅が１．０μｍを超える場合あるいは深さが０．０１μｍ未満か曲率が０．１μｍ^−１未満であると、cＢＮ粒子と皮膜の接触する表面積を十分大きくできず、所望の密着性向上効果が得られない。なお、Ｌ＜２Ｄであると、凹部の断面形状において、凹部の領域を挟む凸部と凸部を結んだ線を円弧に近似できず、上記に示す曲率が求められない。
また、上記球面状の凹部は、硬質被覆層と接する立方晶窒化硼素粒子の表面積に対して面積割合で１８〜７８面積％を占めることがより好ましい。これは、１８面積％未満では凹部が存在することによる密着性向上の効果が必ずしも十分でなく、一方で７８面積％を超えると凹部同士が繋がってしまい、凹部の形状を制御することが困難になり、かえって硬質被覆層とcBN粒子の接触する表面積が低下するためである。

凹部の形状の具体的な測定方法は、次の通りである。図５に示すように、各凹部ａの領域を囲む凸部ｂ（境界部）上の２点を結んだ線分のうち、長さが最大となる線分を凹部の幅ｃとする。ここで定めた線分と、この線分に直交する、同じ凹部の境界部上の２点を結んだ線分のうち長さが最大である線分ｄを決定し、基体表面の法線方向から見た線分ｃと線分ｄの交点から凹部に下ろした垂線の長さを凹部の深さｅとする。次に、凹部の深さを定めた線分ｅの端点と凹部の幅を定めた線分ｃの両端点の３点を通る円と、凹部の深さを定めた線分ｅの端点と凹部の幅を定めた線分に直交する線分のうち長さが最大である線分ｄの両端点の３点を通る円をそれぞれ算出して、硬質被覆層と工具基体表面の接する凹部の断面形状を直交する２つの円弧に近似し、これらの円弧を有する円の半径ｆおよびｇを算出した。そして、硬質被覆層と工具基体表面の接する凹部の断面形状を近似した円弧を有する円の半径ｆおよびｇの長さの逆数を凹部の曲率とし、それぞれの曲率の平均値をその凹部の曲率とした。
以上の手順にて複数の凹部について幅、深さ、曲率を求め、それらの値を平均したものを本発明工具のｃＢＮ粒子の表面に形成される球面状の凹部の形状とする。測定領域は、ｃＢＮ粒子の平均粒径が０．５〜４．０μｍであることをかんがみ、１５μｍ×１５μｍ程度の視野領域とすることが望ましく、測定領域内のcＢＮ粒子上に形成した全ての凹部を測定する。また、凹部の表面積が硬質被覆層と接する立方晶窒化硼素粒子の表面積に対して占める面積割合についても、同じ測定領域内の各cBN粒子および凹部にて表面積を測定し、それらを平均することで算出する。

本発明の被覆工具は、少なくとも切削に使用する刃先が立方晶窒化硼素焼結体からなる工具基体上に平均総層厚２．０〜８．０μｍの硬質被覆層が被覆されており、前記立方晶窒化硼素焼結体は、立方晶窒化硼素粒子と、Ｔｉの窒化物、炭化物、炭窒化物、硼化物およびＡｌの窒化物、酸化物からなる群から少なくとも１種以上と不可避の不純物を含む結合相からなり、前記立方晶窒化硼素粒子の平均粒径は０．５〜４．０μｍかつ焼結体全体に対する含有割合は４０〜７０体積％であり、前記硬質被覆層は、工具基体表面に形成したＡ層と、その上に形成したＢ層とからなり、前記Ａ層の組成は、Ｔｉ_１−ａＡｌ_ａＮ（但し、０．３≦ａ≦０．７）であり、前記Ｂ層の組成は、Ｔｉ_{１−ｂ−ｃ}Ａｌ_ｂＳｉ_ｃＮ（但し、０．３≦ｂ≦０．７、０．０１≦ｃ≦０．１）であり、前記工具基体の逃げ面上において、硬質被覆層と接する立方晶窒化硼素粒子の表面に球面状の凹部が存在するという本発明に特有な構成により、高負荷な切削条件が要求される焼き入れ鋼などの高硬度鋼の高速切削加工に用いた場合においても、チッピングが発生しにくく、長期に亘ってすぐれた切削性能を維持するという本発明に特有の効果を発揮するものである。

本発明の切削工具の硬質被覆層の断面概略模式図を示す。 本発明の切削工具の硬質被覆層を蒸着形成するためのアークイオンプレーティング装置の概略図であり（ａ）が正面図、を（ｂ）が側面図を示す。 （ａ）は、本発明の切削工具の工具基体および硬質被覆層のＳＥＭによる断面画像の模式図を示し、（ｂ）は、ｃＢＮ粒子表面付近拡大模式図を示す。 ｃＢＮ粒子の表面に存在する凹部についての説明図であり、（ａ）は、本発明のｃＢＮ粒子の表面に存在する球面状の凹部の一つの形態の模式図、（ｂ）は、本発明のｃＢＮ粒子の表面に存在する球面状の凹部の他の形態の模式図、（ｃ）は、本発明の球面状の凹部を備えないｃＢＮ粒子の表面の模式図を示す。 ｃＢＮ粒子の表面に存在する凹部の形状の測定方法の説明図を示す。

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。

工具基体の形成工程：
原料粉末として、０．５〜４．０μｍの平均粒径を有するｃＢＮ粒子を硬質相形成用原料粉末として用意するとともに、いずれも０．３〜０．９μｍの範囲内の平均粒径を有するＴｉＮ粉末、ＴｉＣ粉末、ＴｉＣＮ粉末、Ａｌ粉末、ＡｌＮ粉末、Ａｌ_２Ｏ_３粉末を結合相形成用原料粉末として用意する。
これら中からいくつかの原料粉末とｃＢＮ粉末の合量を１００体積％としたときのｃＢＮ粒子の含有割合が４０〜７０体積％となるように表１に示される配合比で配合する。
次いで、この原料粉末をボールミルで７２時間湿式混合し、乾燥した後、成形圧１００ＭＰａで直径：５０ｍｍ×厚さ：１．５ｍｍの寸法にプレス成形し、ついでこの成形体を、圧力：１Ｐａ以下の真空雰囲気中、９００〜１３００℃の範囲内の所定温度に保持して仮焼結し、その後、超高圧焼結装置に装入して、圧力：５ＧＰa、温度：１２００〜１４００℃の範囲内の所定の温度で焼結することにより、ｃＢＮ焼結体を作製する。
この焼結体をワイヤー放電加工機で所定寸法に切断し、Ｃｏ：５質量％、ＴａＣ：５質量％、ＷＣ：残りの組成およびＩＳＯ規格ＣＮＧＡ１２０４０８のインサート形状をもったＷＣ基超硬合金製インサート本体のろう付け部（コーナー部）に、質量％で、Ｃｕ：２６％、Ｔｉ：５％、Ａｇ：残りからなる組成を有するＡｇ系ろう材を用いてろう付けし、上下面および外周研磨、ホーニング処理を施すことによりＩＳＯ規格ＣＮＧＡ１２０４０８のインサート形状をもった本発明用の工具基体１〜６を製造する。
また、原料粉末としてのｃＢＮ粒子の平均粒径、ｃＢＮ粒子の含有割合の少なくとも片方を前述の範囲外とすることによって比較品用の工具基体７〜１２を製造した。
その結果を表１に示す。

成形工程：
前述の工程によって作製した工具基体１〜６に対して、図２に示したようなアークイオンプレーティング装置を用いて、硬質被覆層を形成した。
（ａ）工具基体１〜６を、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、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する。また、カソード電極（蒸発源）として、所定組成のＴｉ−Ａｌ合金およびＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金を配置する。
（ｂ）まず、装置内を排気して１０^−２Ｐａ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、０．５〜２．０ＰａのＡｒガス雰囲気に設定し、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−４００〜−１０００Ｖ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５〜３０分間ボンバード処理する。
（ｃ）次に、Ａｒガス圧力を２．０〜６．０Ｐａ、工具基体に印加する直流バイアス電圧を−２００〜−６００Ｖに設定し、２０〜１２０分間ボンバード処理する。
（ｄ）次に、装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して２〜１０Ｐａの所定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−２５〜１００Ｖの所定の直流バイアス電圧を印加し、かつ、前記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９０〜２００Ａの所定の電流を流してアーク放電を発生させ、前記工具基体の表面に、表２に示される目標平均組成、目標平均層厚の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層を蒸着形成する。
（ｅ）次いで、装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して同じく２〜１０Ｐａの所定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−２５〜１００Ｖの所定の直流バイアス電圧を印加し、かつ、前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ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９０〜２００Ａの所定の電流を流してアーク放電を発生させ、前記工具基体の表面に、表２に示される目標平均組成、目標平均層厚の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層を蒸着形成する。
前述したような（ａ）〜（ｅ）の工程を経て、図１に示す本発明切削工具１〜６を製造する。
工具基体を作製する際、外周研磨、ホーニング処理等によって表面を研削することで硬さの小さい結合相が優先的に除去され、表面にｃＢＮ粒子が露出する。さらに、前記（ｂ）〜（ｃ）のように成膜前にボンバード処理を実施することで表面に露出するｃＢＮ粒子表面の凹部の形状を制御することができる。
硬質被覆層と接触するｃＢＮ粒子表面の凹部は、前述したアルゴンイオンによるボンバード処理によって形成される。凹部の形状は工具基体作製時の機械研磨処理と組み合わせることで制御する。すなわち、突起状の部分は削られやすいため、ｃＢＮ粒子上の研磨筋を基点としてボンバードメント処理を実施することで凹部の形状を制御する。比較的低圧かつ高バイアスのボンバード処理では、アルゴンイオンが強くｃＢＮ粒子に叩きつけられるため、凹部の深さを優先して大きくすることができる。一方、比較的高圧かつ低バイアスのボンバード処理では、アルゴンイオンのｃＢＮ粒子に叩きつけられる力が相対的に小さくなるため、突起状の部分を優先的に削ることができ、凹部の幅を広く、曲率を小さく制御することができる。これらの操作を組み合わせることで、凹部の形状を制御する。工具基体に対して前述のような処理を行った後、所定の組成、構成にて硬質被覆層を成膜することで本発明の表面被覆切削工具を得る。

比較のため、工具基体７〜１２に対して、前述したような（ａ）〜（ｅ）の工程の内、（ｂ）〜（ｃ）の工程において、Ａｒガスの圧力を０．５〜６．０Ｐａ、工具基体の直流バイアス電圧を−１００〜−１０００Ｖの範囲に設定し、単一の条件でボンバード処理することにより、比較切削工具１〜６を製造した。その結果を表３に示す。

本発明切削工具１〜６、比較切削工具１〜６のホーニング面を集束イオンビーム（Ｆｏｃｕｓｅｄ Ｉｏｎ Ｂｅａｍ：ＦＩＢ）を用いて断面加工し、刃先稜線に垂直な断面を形成し、断面組織を走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ：ＳＥＭ）により観察し、二次電子画像を取得する。
観察領域は、１５μｍ×１５μｍ程度であって、ｃＢＮ焼結体中のｃＢＮ粒子および硬質被覆層の全体が観察できる倍率とする。
この二次電子画像から前述したような方法を用いて、ｃＢＮ粒子の平均粒径、硬質被覆層の平均層厚を測定した。
また、前述した手順にて、除膜後のｃＢＮ粒子表面をＡＦＭによって観察し、硬質被覆層と接触するｃＢＮ粒子表面の凹部の三次元形状を得た。得られた三次元形状から、前述の手順で凹部の幅と深さ、曲率およびcBN粒子の表面積に占める凹部の面積割合を算出した。そして、測定した凹部の幅と深さ、曲率の平均を求め平均幅、平均深さ、平均曲率を算出した。

その結果を、表２および表３に示す。

なお、図３（ａ）に、本発明切削工具の工具基体および硬質被覆層のＳＥＭによる断面画像の模式図を示し、（ｂ）に、ｃＢＮ粒子表面付近拡大模式図を示す。
また、図４には、ｃＢＮ表面の凹部を、本発明で規定する球面状の凹部と判定したケース（図４（ａ），（ｂ））と、本発明外の凹部形状と判定したケース（図４（ｃ））のｃＢＮ表面形状の模式図を示す。

本発明切削工具１〜６および比較切削工具１〜６について、
切削条件Ａ：
被削材：クロム鋼鋼材ＳＣｒ４２０の浸炭焼入れ材（ＨＲＣ６０）の丸棒、
切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：０．２ｍｍ、
送り：０．１２ｍｍ、
の乾式連続切削、
切削条件Ｂ：
被削材：クロムモリブデン鋼鋼材ＳＣＭ４１５の浸炭焼入れ材（ＨＲＣ６０）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：０．２ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ、
の乾式断続切削、
という切削条件で、最大切削長を切削条件Ａでは９００ｍ、切削条件Ｂでは１２００ｍとし、切削長１００ｍ毎に刃先のチッピングと逃げ面摩耗量を評価した。
その結果を表４に示す。

さらに、本発明切削工具１〜６および比較切削工具１〜６の硬質被覆層を構成するＴｉＡｌＮ層およびＴｉＡｌＳｉＮ層の層厚を、ＳＥＭ（倍率は５０００倍から２０００００倍の範囲から適切な値に設定する）を用いて測定し、観察視野内の５点の層厚を測って平均して平均層厚を求めたところ、いずれも表２および表３に示される平均層厚と実質的に同じ平均層厚を示した。また同時に、ＳＥＭを用いてのエネルギー分散型Ｘ線分析法（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＥＤＳ）により、本発明切削工具１〜６および比較切削工具１〜６の硬質被覆層を構成するＴｉＡｌＮ層およびＴｉＡｌＳｉＮ層の組成を測定したところ、いずれも表２および表３に示した目標組成と実質的に同じ組成を示した。

表２および表４に示される結果から、本発明切削工具は、硬質被覆層と接触しているｃＢＮ粒子の表面に球面状の凹部が存在していることによって、高負荷な切削条件が要求される焼き入れ鋼などの高硬度鋼の高速切削加工に用いた場合においても、チッピングが発生しにくく、チッピングが発生した場合も損傷が広がりにくく、長期に亘ってすぐれた切削性能を維持することが明らかである。また、凹部の幅、深さ、曲率および面積割合を好ましい所定の範囲内とすることで、特に高負荷である断続切削試験においてもチッピングの発生を防ぎ、長期に亘ってすぐれた切削性能を維持することができる。

一方、表３および表４に示される結果から、比較切削工具は、硬質被覆層と接触しているｃＢＮ粒子の表面に球面状の凹部が存在していないために、硬質被覆層全体として、耐欠損性、耐摩耗性の面で劣り、剥離、欠損、チッピングを発生し、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。

本発明の表面被覆切削工具は、各種の鋼などの通常の切削条件での切削加工は勿論のこと、特に高熱発生を伴うとともに、切刃部に対して大きな負荷がかかる合金鋼、ステンレス鋼などの高速断続旋削加工においても、すぐれた耐欠損性および耐摩耗性を発揮し、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. 少なくとも切削に使用する刃先が立方晶窒化硼素焼結体からなる工具基体上に平均総層厚２．０〜８．０μｍの硬質被覆層が被覆されており、
   前記立方晶窒化硼素焼結体は、立方晶窒化硼素粒子と、Ｔｉの窒化物、炭化物、炭窒化物、硼化物およびＡｌの窒化物、酸化物からなる群から少なくとも１種以上と不可避の不純物を含む結合相からなり、
   前記立方晶窒化硼素粒子の平均粒径は０．５〜４．０μｍかつ焼結体全体に対する含有割合は４０〜７０体積％であり、
   前記硬質被覆層は、工具基体表面に形成したＡ層と、その上に形成したＢ層とからなり、
   前記Ａ層の組成は、Ｔｉ_１−ａＡｌ_ａＮ（但し、０．３≦ａ≦０．７）であり、
   前記Ｂ層の組成は、Ｔｉ_{１−ｂ−ｃ}Ａｌ_ｂＳｉ_ｃＮ（但し、０．３≦ｂ≦０．７、０．０１≦ｃ≦０．１）であり、
   前記工具基体の逃げ面上において、硬質被覆層と接する立方晶窒化硼素粒子の表面に球面状の凹部が存在し、
   前記凹部の表面積が、硬質被覆層と接する立方晶窒化硼素粒子の表面積に対して１８〜７８面積％を占めることを特徴とする表面被覆切削工具。
2. 前記立方晶窒化硼素粒子の表面に存在する球面状の凹部は、該凹部の幅Ｌが０．１〜１．０μｍ、深さＤが０．０１〜０．１μｍ、かつ、幅Ｌと深さＤの比Ｌ／Ｄの値が２以上であり、さらに、該凹部の曲率が０．１〜２μｍ^−１以下であることを特徴とする請求項１に記載の表面被覆切削工具。