JPH11512033A - 被膜された旋削用インサート - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 本発明は被膜された旋削インサートを開示し、特に、鍛造された低合金鋼の部品の旋削に有効である。インサートは、ＷＣ−Ｃｏ超硬合金ボディーが高Ｗ合金化Ｃｏバインダー相を有し、且つ、被膜が柱状粒のＴｉＣ_xＮ_yＯ_zの最内側層及び微細粒状のκ−Ａｌ₂Ｏ₃の頂部層を含む。

Description

【発明の詳細な説明】 被膜された旋削用インサート 本発明は、被膜切削工具（超硬合金インサート）に関し、特に、自動車工業に おいて使用する歯車リング及び車軸のような熱間鍛造及び冷間鍛造をした低合金 化鋼部品の旋削、及び棒、管、フランジのようなステンレス鋼部品の旋削のよう な困難な切削条件に対して有効である。 ステンレス鋼及び低合金化鋼は、一般的に、被膜または非被膜超硬合金工具で 切削するには困難な材料である。切削刃上への加工部品の材料ののスミリング(s mearing)及び被膜の剥離がよく生じる。鍛造した低合金化鋼を湿潤条件（冷却剤 の使用）で旋削する際には、特に切削条件が難しくなる。熱間鍛造した表皮（０ ．０５〜０．２ｍｍ）は一般的に脱炭され、したがって、主にフェライト組織で あるバルク材料より軟質である。冷間鍛造した表皮（０．０５ｍｍ未満）は冷間 加工されて、変形硬化の影響によりより硬くなる。さらに、このような材料のフ ェライト／パーライトバルク組織は、よく「フェライト筋(ferrite-striated)」 を主とする。すなわち、フェライトとパーライトとが平行な縞を形成する。この 硬質と軟質の材料の混合物が、非常に難しい切削条件にする。 さらに、被膜超硬合金でステンレス鋼及び低合金化鋼を旋削する場合、切削刃 は、化学摩耗、研磨摩耗及び粘着摩耗と呼ばれるものによって摩耗する。粘着摩 耗は、しばしば工具寿命を限定する摩耗となる。粘着摩耗の発生は、加工部品の 切粉(chips)が形成される際に、層の小部分または個々の粒子次いで超硬合金の 部分が連続的に切削刃から引き剥がされることにより生じる。さらに、湿潤旋削 を採用したときは、摩耗は付加的な摩耗機構によっても促進される。即ち、冷却 剤及び加工部品の材料は、被膜の冷却割れに浸透しうる。こののような浸透作用 は、加工部品の材料と冷却剤の超硬合金に対する化学反応に至ることがよくある 。Ｃｏバインダー層が、この割れの近接域で且つ被膜と超硬合金の界面に沿って 酸化されるうる。しばらくして、被膜小片が少しずつ消失する。 スウェーデン特許願書第９５０１２８６−０号は被膜切削インサートを開示し 、特に鼠鋳鉄の乾式フライス加工に有効である。このインサートは直状ＷＣ−Ｃ ｏ超硬合金ボディーを特徴とし、被膜は柱状粒を有するＴｉＣ_XＮ_YＯ_Zの層と、 微細粒α−Ａｌ₂Ｏ₃の頂部層を含む。 スウェーデン特許願書第９５０２６４０−７号は被膜切削インサートを開示し 、特に低合金化鋼の断続旋削に有効である。このインサートは高Ｗ合金化Ｃｏ− バインダー層を有するＷＣ−Ｃｏ超硬合金ボディーを特徴とし、被膜は柱状粒の ＴｉＣ_XＮ_YＯ_Zの層と、微細粒集合組織のα−Ａｌ₂Ｏ₂の頂部層を含む。 上記特許願書の集合組織のα−Ａｌ₂Ｏ₃をκ−Ａｌ₂Ｏ₃で置換することによっ て、ステンレス鋼及び低合金化鋼の鍛造部品を旋削するために優れた特性を備え る切削工具を得ることができるという驚くべきことが判明した。 図１は、本発明にしたがう被膜インサートの５０００Ｘの倍率の光学顕微鏡写 真である。 Ａ−超硬合金ボディー Ｂ−等軸粒のＴｉＣ_XＮ_YＯ_Z−層 Ｃ−柱状粒のＴｉＣ_XＮ_YＯ_Z−層 Ｄ−柱状様の粒のκ−Ａｌ₂Ｏ₃−層 Ｅ−ＴｉＮ−層（任意） 本発明にしたがう旋削工具インサートは超硬合金ボディーを備え、超硬合金は 、５〜１１好ましくは５〜８もっとも好ましくは６．５〜８ｗｔ％のＣｏと、好 ましくはＴｉ、Ｔａ及び／またはＮｂの周期律表のＩＶｂ、ＶｂまたはＶＩｂ族 の金属の２〜１０好ましくは４〜７．５もっとも好ましくは５〜７ｗｔ％の立方 晶炭化物と、残部ＷＣとの組成を有する。ＷＣの粒子径は約２μｍである。コバ ルトバインダー相はＷを高合金化する。バインダー相のＷ成分は次のように表す 。 ＣＷ−比率＝Ｍｓ／（ｗｔ％Ｃｏ・０．０１６１） Ｍｓは、ｋＡ／ｍにおける超硬合金ボディーの測定飽和磁化であり、且つｗｔ ％Ｃｏは超硬合金中のＣｏ重量％である。ＣＷ−比率は、Ｃｏバインダー相中の Ｗ成分の関数である。低ＣＷ−比率は、バインダー相中の高Ｗ成分に相当する。 本発明によれば、超硬合金ボディーが０．７６〜０．９２好ましくは０．８０ 〜０．９０のＣＷ−比率を有する場合に、切削性能の改良をが達成しうることが 判明した。超硬合金ボディーは、不利な影響もなく、＜１体積％の少量のη−相 （Ｍ₆Ｃ）を含有することができる。好ましい実施例においては、立方晶炭化物 を取り除いた約１５〜３５μｍの厚みの表面域と、たいていは立方晶炭化物を多 く含んだ（一般的には２５％以上リッチ化した）バインダー相を、米国特許第４ ，６１０，９３１号に記載の先行技術と同様に存在させることができる。この場 合、超硬合金は炭窒化物または窒化物さえ含有することができる。 好ましくは、被膜は、 − ＜０．５μｍの大きさの等軸粒を有し、且つ０．１〜２μｍの厚みを有し 、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１であり好ましくはｚ＜０．５のＴｉＣ_xＮ_yＯ_zの第１（最内側 ）層、 − ＜５μｍ好ましくは＜２μｍの平均直径を有し、且つ柱状粒で３〜１５μ ｍ好ましくは５〜８μｍの厚みを有し、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１であり好ましくはｚ＝０ 及びｘ＞０．３及びｙ＞０．３のＴｉＣ_xＮ_yＯ_zの層、 を含んでなる。 別の実施例において、この層の外側層は、ｚ＜０．５の酸素、 − κ−相で実質的に滑らかで微細粒（粒子径０．５〜２μｍ）のＡｌ₂Ｏ₃の 層、 を含有することができる。 しかしながら、この層は、ＸＲＤ測定で決定される１〜３体積％の少量のθ− 相またはα−相を含有できる。Ａｌ₂Ｏ₃−層は、１〜９μｍ好ましくは１〜３μ ｍまたはその代わりに４〜８μｍの厚みを有し、且つ長さ１０μｍに渡る表面荒 さは、Ｒ_max≦０．４μｍである。好ましく、このＡｌ₂Ｏ₃−層は最外側層であ るが、さらに、薄い（約０．１〜１μｍ）例えばＴｉＮの外装用層のような層が 引き続く。 本発明にしたがう、上記のＣＷ−比率で且つ好ましくはバインダー層の豊富な 表面域を備え、高Ｗ合金バインダー層を有するＷＣ−Ｃｏ基超硬合金ボディーは 、 − 既知の方法を使用して、＜０．５μｍの大きさの等軸粒を有し、且つ０． １〜２μｍの厚みを有し、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１であり好ましくはｚ＜０．５のＴｉＣ_x Ｎ_yＯ_zの第１（最内側）層、 − 好ましくはＭＴＣＶＤ−技法（７００〜９００℃の温度範囲で層を形成す るために、炭素及び窒素源としてアセトニトリルを使用する）を使用して、＜５ μｍ好ましくは＜２μｍの平均直径を有し、且つ柱状粒で３〜１５μｍ好ましく は５〜８μｍの厚みを有し、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１であり好ましくはｚ＝０またはその 代わりにｚ＜ ０．５及びｘ＞０．３及びｙ＞０．３のＴｉＣ_xＮ_yＯ_zの層、で被膜する。しか しながら、正確な条件は、ある程度使用される装置の構造に依存する。 − 実質的にκ−Ａｌ₂Ｏ₃からなる滑らかなＡｌ₂Ｏ₃−層の外側層は、ＥＰ− Ａ−５２３に開示される条件で蒸着される。Ａｌ₂Ｏ₃−層は、１〜９μｍ好まし くは１〜３μｍまたはその代わりに４〜８μｍの厚みを有し、且つ長さ１０μｍ に渡る表面荒さは、Ｒ_max≦０．４μｍである。滑らかな被膜表面は、微細粒（ ４００〜１５０メッシュ）アルミナ粉末で被膜表面を穏やかに湿潤噴射すること (wet-blasting)によって、または、スウェーデン特許願書第９４０２５４３−４ に開示されるような例えばＳｉＣを基本とするブラシで刃をブラシがけすること によって得ることができる。実施例１ Ａ．） ７．５ｗｔ％のＣｏと、１．８ｗｔ％のＴｉＣと、０．５ｗｔ％のＴ ｉＮと、３．０ｗｔ％のＴａＣと、０．４ｗｔ％のＮｂＣと、残部ＷＣの組成を 有し、０．８８のＣＷ−比率に相当するＷで高合金化したバインダー相を有する 型式１２０４０８の超硬合金旋削工具インサートは、０．５μｍの等軸のＴｉＣ Ｎ−層（０．０５の概算Ｃ／Ｎ−比率に相当する高窒素成分を有する）で被覆さ れ、引き続き、ＭＴＣＶＤ−技法（８８５〜８５０℃の温度、及び炭素／窒素源 としてＣＨ₃ＣＮ）を使用することにより、柱状粒を有する７μｍの厚みのＴｉ ＣＮ−層で被膜された。同一被膜サイクルの際のその後の工程で、１．５μｍの 厚みのＡｌ₂Ｏ₃の層が、ＥＰ−Ａ−５２３０２１に開示されるように９７０℃の 温度で０．４％濃度のＨ₂Ｓドーパントを使用して蒸着された。薄い（０．５μ ｍ）ＴｉＮの外装用層が、既知のＣＶＤ−技法にしたがって頂部 に蒸着された。ＸＲＤ−測定は、Ａｌ₂Ｏ₃−層が１００％のκ−相から成ること を示した。超硬合金ボディーは、立方炭化物が取り除かれ且つバインダー相中に 約３０％のリッチ化された約２５μｍの厚みの表面域を有する。被膜されたイン サートは、ＳｉＣ粒を含むナイロンストローのブラシでブラシがけされた。光学 顕微鏡によるブラシがけしたインサートの検査は、薄いＴｉＮ−層は切削刃に沿 ってのみブラシがけされ、滑らかさ、Ｒ_a＝０．３μｍのＡｌ₂Ｏ₃−層を残すこ とが示された。横断面されたブラシがけ試料についての被膜厚さ測定は、取り除 かれた外側ＴｉＮ−層を除き、刃ラインに沿う被膜の減少を示さなかった。 Ｂ．） 外部の他の主要炭化物製造者の型式ＣＮＭＧ１２０４０８の中で強く 競合する超硬合金等級が、旋削試験の比較のために選ばれた。炭化物は、９．８ ｗｔ％のＣｏ、０．２ｗｔ％のＴｉＣ、２．０ｗｔ％のＴａＣ、及び０．８６の ＣＷ−比率で残部ＷＣの組成を有する。インサートは、５μｍのＴｉＣＮ−層、 引き続き１．５μｍ厚みのＡｌ₂Ｏ₃−層及び０．５μｍのＴｉＮ−層から成る被 膜を有する。光学顕微鏡検査は、インサートが被膜工程後に、刃ラインに沿って 滑らかでないことを示した。 Ａのインサートを、熱間鍛造されたリング状歯車（直径２０６ｍｍ、材料ＴＳ ＣＭ）の旋削試験でＢのインサートと比較した。各部品に関して実施したそれぞ れの旋削サイクルは、面削り、縦削り及び面取りであった。送りは０．３５ｍｍ ／ｒｅｖで、回転速度は約２３０ｍ／ｍｉｎであった。 まず、１５０個の部品を双方のインサートＡとＢとについて切削加工し、そし て、発生したすくい面摩耗を測定して比較した。摩耗はインサートＡに関しては ほんの僅かであったので、さらに部品を合計で３５４個を切削することができた 。発生したすくい面摩耗を 以下に表で示す。 試験されたインサートの顕微鏡検査でインサートＢに小さな剥離が観察された が、インサートＡには３５４この部品切削後でさえも目視可能な剥離は生じなか った。 本発明に従うインサートＡは優れており長い工具寿命を備えることは、発生し た逃げ面摩耗から明らかである。実施例２ Ｄ）．その等級の超硬合金について、外部の他の主要な炭化物製造業者による 強力な競合品であるＣＮＭＧ１２０４０８が、旋削試験の比較のために選ばれた 。その超硬合金の化学組成は、７．６ｗｔ％のＣｏ、２．４ｗｔ％のＴｉＣ、０ ．５ｗｔ％のＴｉＮ、２．４ｗｔ％のＴａＣ、０．３ｗｔ％のＮｂＣ、及び残部 ＷＣであった。超硬合金は約２０μｍの立方晶炭化物の取り除かれた表面域を備 えた。超硬合金の組成は本発明と類似するが、より高い０．９３のＣＷ−比率を 有し且つ５μｍのＴｉＣＮ−層、続いて３．５μｍのＴｉＣ−層、１．５μｍの Ａｌ₂Ｏ₃−層及び０．５μｍのＴｉＮ−層を有する。光学顕微鏡観察は、被膜工 程後にこのインサートが刃ラインに沿って滑らかでないことを示した。 インサートＡとＢとは、送り＝０．２５〜０．３５ｍｍ／ｒｅｖと、切削速度 ＝２２０ｍ／ｍｉｎでもって、熱間鍛造されたリング 状歯車（外径１８０ｍｍ、内径９８ｍｍ、材料ＳＣｒ４２０Ｈ）の面旋削試験で 比較された。インサートは予め決められた逃げ面摩耗値０．０８まで使用され、 そして、製造された部品の個数は評価範疇であった。 実施例３ Ｃ．） インサートＡのように、類似の組成と０．８８のＣＷ−比率を有する 型式ＷＮＭＧの超硬旋削工具インサートを、Ａにしたがって被膜した。ＸＲＤ測 定は、Ａｌ₂Ｏ₃−層が１００％κ層で成ることを示した。このインサートはＡに したがってブラシ掛けした。 Ｅ．） Ｄのような同一超硬合金製造業者の型式ＷＮＭＧ０８０４０８であっ て、Ｄのような同一のＣＷ−比率、炭化物組成及び被膜を有するインサートが、 旋削試験の比較のために選ばれた。光学顕微鏡検査は、被膜工程後は、刃ライン に沿って滑らかで無いことを示した。 インサートＣとＥとを、送り＝０．２８〜０．３０ｍｍ／ｒｅｖ及び切削速度 ＝１６０ｍ／ｍｉｎでもって、鍛造した車軸（４８７ｍｍの長さと２７〜６５ｍ ｍの直径、材料５ＯＣＶ４）の面旋削試験で比較した。３本の車軸が各切削刃に 対して使用され、切削刃の摩耗は、光学顕微鏡で検査した。 インサートＣ ０．０７ｍｍ未満の逃げ面摩耗、 （本発明） 剥離なし インサートＥ ０．０７ｍｍ未満の逃げ面摩耗、 （外部等級） 刃の沿う剥離と小さな欠け(chipping)実施例４ Ｆ．） Ａにおけると同一バッチからの型式ＣＮＭＧ１２０４０８−ＰＭの超 硬合金旋削工具インサートは、スウェーデン特許願書第９５０２６４０−７号に したがい、０．５の等軸ＴｉＣＮと、続いて柱状粒で７μｍの厚みのＴｉＣＮ層 と、１μｍの等軸ＴｉＣＮと、４μｍ厚みの０１２−集合組織のαＡｌ₂Ｏ₃とを 被膜した。インサートは、被膜表面を滑らかにするために、水／Ａｌ₂Ｏ₃−スラ リーを使用して湿潤噴射が成された。 Ｇ．） ６．５ｗｔ％のＣｏ及び８．８ｗｔ％の立方晶炭化物（３．３ｗｔ％ のＴｉＣ、３．４ｗｔ％のＴａＣ及び２．１ｗｔ％のＮｂＣ）及び残部ＷＣの組 成を有する型式ＣＮＭＧ１２０４０８−ＰＭの超硬合金旋削工具インサートが、 Ａ）で示した製造方法で被膜された。超硬合金ボディーは、ＣＷ−比率＝１．０ で、立方晶相が取り除かれ且つバインダー層でリッチ化した約２３μｍの厚みの 表面域を有した。ＸＲＤ測定は、Ａｌ₂Ｏ₃−層がκ相のみかな成ることを示した 。 Ａ、Ｆ、Ｇ及びＢのインサートは、材料ＳＣｒ４２０Ｈの熱間鍛造及び冷間鍛 造されたリング状歯車の旋削試験で比較された。 リングは１９０ｍｍの外径と９８ｍｍの内径をしていた。各部品について実施 された各旋削サイクルは、３回の面削りと縦削りであった。送り＝０．２５〜０ ．４０ｍｍ／ｒｅｖ及び切削速度約２００ｍ／ｍｉｎで、１７０個の部品が切削 され、切削刃の摩耗が検査された。 インサートＡ 被膜の目視剥離なし、 （本発明） ０．０７ｍｍ未満の逃げ面摩耗、 インサートＦ 切削刃に沿う被膜のいくらかの離脱、 （ＣＷ−比率 ０．０８ｍｍ未満の逃げ面摩耗、 ＝０．８８） インサートＧ 切削刃に沿う被膜の実質的な剥離、 （ＣＷ−比率 及び０．１０ｍｍ以下の逃げ面摩耗、 ＝０．８８） インサートＢ 切削刃に沿う被膜のいくらかの離脱、 （外部） ０．０８ｍｍ未満の逃げ面摩耗、 スウェーデン特許願書第９５０２６４０−７号にしたがい製造されたインサー トＦは、低合金化鋼を旋削した際に一般的に優れた性能を示すが、熱間鍛造及び 冷間鍛造された低合金化鋼部品を旋削したときの本発明にしたがい製造されたイ ンサートＡといつも比較し得ない。実施例５ Ｈ．） 実施例１のＡと同じバッチのインサートは、Ａｌ₂Ｏ₃被膜工程におけ る処理時間が７．５時間に延長することによりＡｌ₂Ｏ₃層の厚みを５．５μｍ厚 みとした点を除き、実施例１で示した方法にしたがって被膜した。ＴｉＮよりな る外装用の薄い層（０．５μｍ）が、先行技術を用いて頂部に蒸着される。 Ｉ．） Ｈと同一のバッチからのインサートに、７μｍの等軸ＴｉＣＮが被膜 され、それに続いて５μｍの厚みのＡｌ₂Ｏ₃層及び従来技術の技法を用いて０． ５μｍのＴｉＮ頂部被膜が被膜された。ＸＲＤ分析の結果によれば、Ａｌ₂Ｏ₃層 の比率が約３０／７０のα−Ａｌ₂Ｏ₃とκ−Ａｌ₂Ｏ₃との混合物から成ることが 分かった。被膜したのちに、Ｈ及びＡから成るインサートのブラシ掛け が行われ、ＴｉＮ層の除去が行われるとともに切削刃のスムーズ化が行われた。 Ｈ、Ａ及びＨのインサートが断続縦旋削操作で試験された。工作物は低合金低 炭素鋼（ＳＣｒ４２０Ｈ）であり、形状はリング状でその厚みは２２ｍｍ、外径 は１９０ｍｍ、内径は３０ｍｍであった。リング全厚み方向での各縦方向送り操 作は、各々が１ｍｍの２２回の切り込み操作により構成した。各インサートにつ いて、この剥離が生じるまでの全リング厚みの送り操作の回数の記録が行われた 。 インサート 刃剥離までの操作回数 Ａ．）本発明 ２４０ １．５μｍのＡｌ₂Ｏ₃ Ｈ．）本発明 １８０ ５．５μｍのＡｌ₂Ｏ₃ Ｉ．）先行技術 ４０ ５μｍのＡｌ₂Ｏ₃ ＨとＡとのインサートが、軸受け鋼の切削試験でも比較された（ＳＫＦ２５Ｂ 、ｖ＝２５０ｍ／ｍｉｎ、ｆ＝０．３ｍｍ／ｒ、切り込み深さ＝２ｍｍ）。この 試験においては、クレータ摩耗が顕著であった。インサートは１５分間使用され 、形成されたクレータ摩耗がクレータ面積としてｍｍ²で測定された。 インサート クレータ面積、ｍｍ² Ａ．）本発明 ０．９ １．５μｍのＡｌ₂Ｏ₃ Ｈ．）本発明 ０．５ ５．５μｍのＡｌ₂Ｏ₃ 上記試験結果から、インサートＩは、インサートＨとＡとに比較 して剥離抵抗が劣ることが明確である。インサートＡはクレータ摩耗抵抗及び剥 離抵抗に関しては双方とも優れた結果を示した。インサートＡはもっとも優れた 剥離抵抗を示し、極めて高い剥離抵抗を必要とする切削操作に使用できる。実施例６ Ｈ．） 型式ＴＮＭＧ１６０４０８の超硬合金旋削工具インサートは７．５ｗ ｔ％のＣｏと、１．８ｗｔ％のＴｉＣと、３．０ｗｔ％のＴａＣと、０．４ｗｔ ％のＮｂＣと、０．８８のＣＷ−比率を有する残部ＷＣとの組成を有する。超硬 合金は、立方晶炭化物が取り除かれた約２５μｍの厚みの表面域を有した。イン サートは、０．０５の見積もりＣ／Ｎ比率に相当する高窒素成分の０．５μｍの 等軸ＴｉＣＮ−最内層と、続いてＭＴ−ＣＶＤ技法を使用して蒸着した７．２μ ｍ厚みの柱状ＴｉＣＮ層とを被膜する。同一の被膜処理の際のその後の工程にお いて、１．２μｍのＡｌ₂Ｏ₃の層は、ＥＰ−Ａ−５２３０２１に開示される方法 にしたがう純κ−相からなる。薄い０．５μｍのＴｉＮ層は、同一サイクルの際 に、Ａｌ₂Ｏ₃層の頂部に蒸着される。被膜されたインサートは、被膜後にＳｉＣ を含有するナイロンストローブラシでブラシ掛けされ、刃の外側ＴｉＮ層が取り 除かれる。 Ｉ．） 外部の他の主要な超硬合金業者からの競合する超硬合金旋削工具イン サートは、旋削試験の比較のために選択された。炭化物は、９．０ｗｔ％のＣｏ と、０．２ｗｔ％のＴｉＣと、１．７ｗｔ％のＴａＣと、０．２ｗｔ％のＮｂＣ と、０．９０のＣＷ−比率を有する残部ＷＣとの組成を有する。インサートは１ ．０μｍのＴｉＣと、０．８μｍのＴｉＮと、１．０μｍのＴｉＣ、及び０．８ μｍの最外ＴｉＮからなる被膜を有する。光学顕微鏡の検査は、被膜後の刃処理 が無いことを示した。 インサートＨとＩとは、２相ステンレス鋼のシャフトの縦方向乾式旋削で検査 された。 送りは０．３ｍｍ／ｒｅｖ、速度は１４０ｍｍ／ｍｉｎ、切り込み深さは２ｍ ｍであった。部品当たりの合計切削時間は、１２分間であった。 インサート１は塑性変形が見られ、一方インサートＨは僅かなノッチ摩耗が見 られた。 本発明にしたがうインサートＨの一つの刃で１個の部品を完成できるが、一方 、インサートＩを使用して１個の部品を完成するためには４個の刃を必要とする 。

【手続補正書】 【提出日】１９９８年４月２４日 【補正内容】 (1) 請求の範囲を別紙のとおりに補正する。 (2) 明細書 同書、第１１頁第３行目に記載の「Ｈ、Ａ及びＨ」を『Ｈ、Ａ及びＩ』 に補正する。 同書、第１２頁第６行目に記載の「Ｈ．）」を『Ｊ．）』に補正する。 同書、第１２頁第２０行目に記載の「Ｉ．）」を『Ｋ．）』に補正する 。 請求の範囲 １．超硬合金ボディー及び被膜からなる鋼旋削用の切削工具インサートであっ て、 前記超硬合金が、 ＷＣと、５〜１１ｗｔ％のＣｏと、２〜１０ｗｔ％のＴｉ、Ｔａ及びＮｂの立 方晶炭化物と、０．７６〜０．９２のＣＷ−比率を有する高Ｗ合金化バインダー 相とからなり、且つ 前記被膜が、 − ０．１〜２μｍの厚みと、＜０．５μｍの大きさの等軸粒とを有するＴｉ Ｃ_xＮ_yＯ_zの最内側層、 − ＜５μｍの直径の柱状粒で３〜１５μｍの厚みのＴｉＣ_xＮ_yＯ_zの層、 − １〜９μｍの厚みの滑らかで微細な０．５〜２μｍの粒のκ−Ａｌ₂Ｏ₃− 層の外側層を含む、 ことを特徴とする鋼旋削用切削工具インサート。 ２．前記κ−Ａｌ₂Ｏ₃−層が、１〜３μｍの厚みを有することを特徴とする請 求項１記載の切削工具インサート。 ３．前記κ−Ａｌ₂Ｏ₃−層が、４〜８μｍの厚みを有することを特徴とする請 求項１記載の切削工具インサート。 ４．前記超硬合金ボディーが、立方晶炭化物が取り除かれた１５〜３５μｍの 厚みの表面域を有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の切 削工具インサート。 ５．超硬合金が、６．５〜８．０ｗｔ％のＣｏの組成と、０．８０〜０．９０ のＣＷ−比率とを有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の 切削工具インサート。 ６．最外側層が０．１〜１μｍの厚みのＴｉＮ層であることを特徴とする請求 項１〜５のいずれか１項に記載の 切削工具インサート。 ７．最外側のＴｉＮ層が切削刃に沿って除去されていることを特徴とする請求 項６に記載の 切削工具インサート。 ８．超硬合金ボディー及び被膜からなる旋削用のインサートの製造方法であっ て、 ０．７６〜０．９２のＣＷ−比率で高Ｗ合金化バインダー相を有するＷＣ−Ｃ ｏ−基超硬合金ボディーが、 − 既知のＣＶＤ−法を使用して０．１〜２μｍの厚みと、＜０．５μｍの大 きさの等軸粒とを有するＴｉＣ_xＮ_yＯ_zの最内側層、 − ８５０〜９００℃の好ましい温度域で層を形成するために炭素と窒素の源 としてアセトニトリルを使用し、ＭＴＣＶＤ技法によって蒸着された＜５μｍの 直径の柱状粒で３〜１５μｍの厚みのＴｉＣ_xＮ_yＯ_zの層、 − １〜９μｍの厚みを有する滑らかなκ−Ａｌ₂Ｏ₃層、 で被膜されたことを特徴とする旋削用インサートの製造方法。 ９．前記超硬合金が、バインダー層の濃厚な表面域を有することを特徴とする請求項８に記載の 製造方法。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １．超硬合金ボディー及び被膜からなる鋼旋削用の切削工具インサートであっ て、 前記超硬合金が、 ＷＣと、５〜１１ｗｔ％のＣｏと、２〜１０ｗｔ％のＴｉ、Ｔａ及び／または Ｎｂの立方晶炭化物と、０．７６〜０．９２のＣＷ−比率を有する高Ｗ合金化バ インダー相とからなり、且つ 前記被膜が、 − ０．１〜２μｍの厚みと、＜０．５μｍの大きさの等軸粒とを有するＴｉ Ｃ_xＮ_yＯ_zの第１（最内側）層、 − ＜５μｍの直径の柱状粒で３〜１５μｍの厚みのＴｉＣ_xＮ_yＯ_zの層、 − １〜９μｍの厚みの滑らかで微細な粒（０．５〜２μｍ）のκ−Ａｌ₂Ｏ₃ −層の外側層を含む、 ことを特徴とする鋼旋削用切削工具インサート。 ２．前記κ−Ａｌ₂Ｏ₃−層が、１〜３μｍの厚みを有することを特徴とする請 求項１記載の切削工具インサート。 ３．前記κ−Ａｌ₂Ｏ₃−層が、４〜８μｍの厚みを有することを特徴とする請 求項１記載の切削工具インサート。 ４．前記超硬合金ボディーが、立方晶炭化物が取り除かれた１５〜３５μｍの 厚みの表面域を有することを特徴とする先行の請求項のいずれかに従う切削工具 インサート。 ５．超硬合金が、６．５〜８．０ｗｔ％のＣｏの組成と、０．８０〜０．９０ のＣＷ−比率とを有することを特徴とする先行の請求項のいずれかに従う切削工 具インサート。 ６．最外側層が０．１〜１μｍの厚みのＴｉＮ層であることを特 徴とする先行の請求項のいずれかに従う切削工具インサート。 ７．最外側のＴｉＮ層が切削刃に沿って除去されていることを特徴とする先行 の請求項のいずれかに従う切削工具インサート。 ８．超硬合金ボディー及び被膜からなる旋削用のインサートの製造方法であっ て、 ０．７６〜０．９２のＣＷ−比率で高Ｗ合金化バインダー相を有するＷＣ−Ｃ ｏ−基超硬合金ボディーが、 − 既知のＣＶＤ−法を使用して０．１〜２μｍの厚みと、＜０．５μｍの大 きさの等軸粒とを有するＴｉＣ_xＮ_yＯ_zの第１（最内側）の層、 − ８５０〜９００℃の好ましい温度域で層を形成するために炭素と窒素の源 としてアセトニトリルを使用し、ＭＴＣＶＤ技法によって蒸着された＜５μｍの 直径の柱状粒で３〜１５μｍの厚みのＴｉＣ_xＮ_yＯ_zの層、 − １〜９μｍの厚みを有する滑らかなκ−Ａｌ₂Ｏ₃層、 で被膜されたことを特徴とする旋削用インサートの製造方法。 ９．前記超硬合金が、バインダー層の濃厚な表面域を有することを特徴とする 先行の請求項に従う製造方法。 １０．熱間鍛造及び冷間鍛造した低合金鋼の旋削のための請求項１〜７のイン サートの使用。