WO2017073653A1 - 表面被覆切削工具 - Google Patents

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WO2017073653A1
WO2017073653A1 PCT/JP2016/081852 JP2016081852W WO2017073653A1 WO 2017073653 A1 WO2017073653 A1 WO 2017073653A1 JP 2016081852 W JP2016081852 W JP 2016081852W WO 2017073653 A1 WO2017073653 A1 WO 2017073653A1
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layer
cutting tool
coated cutting
upper layer
tool
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PCT/JP2016/081852
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English (en)
French (fr)
Inventor
強 大上
達生 橋本
一宮　夏樹
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三菱マテリアル株式会社
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23B—TURNING; BORING
    • B23B27/00—Tools for turning or boring machines; Tools of a similar kind in general; Accessories therefor
    • B23B27/14—Cutting tools of which the bits or tips or cutting inserts are of special material
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23B—TURNING; BORING
    • B23B51/00—Tools for drilling machines
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23C—MILLING
    • B23C5/00—Milling-cutters
    • B23C5/16—Milling-cutters characterised by physical features other than shape
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C14/00—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material
    • C23C14/06—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material characterised by the coating material

Definitions

  • the invention of the present application shows excellent chipping resistance and wear resistance without causing peeling of the hard coating layer in cutting of hard materials such as hardened steel, and excellent cutting performance over a long period of use. Relates to a surface-coated cutting tool (hereinafter referred to as a coated tool).
  • a coated tool a surface-coated cutting tool
  • a coated tool for throwing inserts that can be used detachably attached to the tip of a cutting tool for turning and planing of various materials such as steel and cast iron, and for drilling and cutting the work material
  • Many proposals have been made for the purpose of improving the cutting performance of the coated tool.
  • Patent Document 1 Cr, Al, and Si are formed on the surface of a tool base such as tungsten carbide (hereinafter referred to as WC) -based cemented carbide, titanium carbonitride (hereinafter referred to as TiCN) -based cermet.
  • WC tungsten carbide
  • TiCN titanium carbonitride
  • Patent Document 2 includes, on the surface of the substrate, an element selected from one or more of 4a, 5a, and 6a group metals of the periodic table as a metal element and Al and an Si element, and N,
  • the Si and B-containing coating is separated from the crystalline phase.
  • the excess hardness can be obtained without sacrificing the high hardness of the Si-containing wear-resistant coating. It has been proposed to suppress embrittlement due to residual compressive stress and improve the toughness of the Si-containing wear-resistant coating. Furthermore, it is described that it is effective in improving oxidation resistance by substituting less than 10 atomic% of the film component with Cu.
  • Patent Document 3 in a coated tool in which a hard coating layer is coated on the surface of a tool base, at least one layer of a hard film is (MaLb) Xc (where M is Cr, Al, Ti, Hf, V, Zr). , Ta, Mo, W, Y represents at least one metal element selected from L, and L represents at least one additive element selected from Mn, Cu, Ni, Co, B, Si, S X represents at least one nonmetallic element selected from C, N, and O, a represents the atomic ratio of M to the sum of M and L, and b represents the sum of M and L C represents the atomic ratio of X with respect to the sum of M and L.
  • a coated tool with improved hardness, oxidation resistance, toughness, and wear resistance of the hard coating has been proposed. Further, it is described that when Cu is described that when Cu is described that when
  • Japanese Patent No. 3781374 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2004-34186 (A) Japanese Unexamined Patent Publication No. 2008-31517 (A) Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2008-73800 (A) Japanese Unexamined Patent Publication No. 2009-39838 (A)
  • the inventors of the present application are accompanied by high heat generation, such as high-speed milling processing of high hardness materials such as hardened steel, and a large impact and mechanical load on the cutting blade from the above viewpoint.
  • high heat generation such as high-speed milling processing of high hardness materials such as hardened steel
  • the hard coating layer of the conventional coated tool is configured.
  • the Al component of the (Al, Cr, Si) N layer constituting the hard coating layer is high-temperature hardness, and the Cr component improves high-temperature toughness and high-temperature strength.
  • the high-temperature oxidation resistance is improved, and the Si component has the effect of improving the heat-resistant plastic deformation.
  • the Cr content ratio is increased. Even if it is going to improve high temperature toughness and high temperature strength by this, abrasion resistance will fall by the relative reduction
  • the inventor of the present application aims to improve wear resistance by refining crystal grains by adding Cu as a component of the hard coating layer made of the (Al, Cr, Si) N layer, In order to improve the toughness of the hard coating layer by making the crystal structure a hexagonal crystal structure, and further provide a lower layer for improving the adhesion strength between the hard coating layer and the tool base, or to further increase the adhesion strength,
  • By forming an intermediate layer between the lower layer and the upper layer high heat generation occurs, such as high-speed milling of hardened materials such as hardened steel, and there is a large impact and mechanical load on the cutting edge. It has been found that even under such cutting conditions, it is possible to achieve both excellent chipping resistance and excellent wear resistance without causing peeling or the like.
  • the hard coating layer comprises at least a lower layer and an upper layer
  • the lower layer is composed of a composite nitride layer of Al, Ti, and Si having an average layer thickness of 0.3 to 3.0 ⁇ m
  • the lower layer includes: When represented by the composition formula: (Al 1- ⁇ - ⁇ Ti ⁇ Si ⁇ ) N, 0.30 ⁇ ⁇ ⁇ 0.50, 0.01 ⁇ ⁇ ⁇ 0.10 (where ⁇ and ⁇ are atomic ratios)
  • the upper layer is composed of a composite nitride layer of Al, Cr, Si and Cu having an average layer thickness of 0.5 to 5.0 ⁇ m.
  • the upper layer is When expressed by the composition formula: (Al 1-abc Cr a Si b Cu c ) N, 0.15 ⁇ a ⁇ 0.40, 0.05 ⁇ b ⁇ 0.20, 0.005 ⁇ c ⁇ 0.05 (where a, b, and c are atomic ratios) (C)
  • a surface-coated cutting tool characterized by an angle of 0 to 3.5 °.
  • the thin layer A is When expressed by the composition formula: (Al 1-abc Cr a Si b Cu c ) N, 0.15 ⁇ a ⁇ 0.40, 0.05 ⁇ b ⁇ 0.20, 0.005 ⁇ c ⁇ 0.05 (where a, b, and c are atomic ratios) It consists of a composite nitride layer of Al, Cr, Si and Cu with a thickness of 0.005 to 0.10 ⁇ m, (B) The thin layer B is When represented by the composition formula: (Al 1- ⁇ - ⁇ Ti ⁇ Si ⁇ ) N, Al and Ti satisfying 0.30 ⁇ ⁇ ⁇ 0.50 and 0.01 ⁇ ⁇ ⁇ 0.10 (where ⁇ and ⁇ are
  • the surface-coated cutting tool according to (1) comprising a composite nitride layer of Si and Si. (3) The surface-coated cutting tool according to (1) or (2), wherein the upper layer contains a cubic crystal together with a hexagonal crystal. (4) When the diffraction peak intensity of the cubic (200) plane of the upper layer is c (200) and the diffraction peak intensity of the hexagonal (110) plane is h (110), the peak intensity ratio c (200) / The surface-coated cutting tool according to any one of (1) to (3), wherein h (110) ⁇ 1.
  • the coated cutting tool of the present invention (hereinafter referred to as “the coated cutting tool of the present invention”) will be described in detail.
  • FIG. 1A shows a schematic longitudinal cross-sectional schematic view of the coated cutting tool of the present invention, and shows one form of the coated cutting tool of the present invention.
  • FIG. 1B shows the schematic longitudinal cross-sectional schematic diagram of the coated cutting tool of this invention, and shows another form of the coated cutting tool of this invention.
  • a composite nitride layer of Al, Ti, and Si hereinafter referred to as “(Al, Ti, Si) N layer”
  • (Al, Ti, Si) N layer) which is a lower layer, may be formed on the surface of a tool base made of a tungsten carbide base cemented carbide.
  • a composite nitride layer of Al, Cr, Si, and Cu (hereinafter, also referred to as “(Al, Cr, Si, Cu) N layer”) is formed on the lower layer. It is coated as an upper layer.
  • an intermediate layer having an alternately laminated structure of thin layers A and B is interposed between the lower layer and the upper layer shown in FIG. 1A.
  • the thin layer A has the same components as the upper layer.
  • the (Al, Cr, Si, Cu) N layer has a composition
  • the thin layer B has an (Al, Ti, Si) N layer having the same composition as the lower layer.
  • composition of the composite nitride layer of Al, Ti, and Si constituting the thin layer B of the lower layer or intermediate layer Al component in the composition formula of the composite nitride layer of Al, Ti, and Si (hereinafter also referred to as “(Al, Ti, Si) N layer”) constituting the thin layer B of the lower layer or the intermediate layer,
  • Al component in the composition formula of the composite nitride layer of Al, Ti, and Si (hereinafter also referred to as “(Al, Ti, Si) N layer”) constituting the thin layer B of the lower layer or the intermediate layer
  • the Si component improves the wear resistance of the lower layer or the intermediate thin layer B
  • the Ti component improves the high temperature toughness and the high temperature strength of the lower layer or the intermediate thin layer B.
  • the (Al, Ti, Si) N layer is a composite nitride layer of Al, Cr, Si, and Cu (hereinafter referred to as “(Al, Cr, Si, Cu) N layer ”))), the peel resistance of the hard coating layer is enhanced when a large impact or mechanical load is applied during the cutting process.
  • the ⁇ value (atomic ratio) indicating the content ratio of Ti in the total amount of Al, Ti, and Si is less than 0.3, high temperature toughness and high temperature strength cannot be expected to be improved.
  • the value exceeds 0.5 the minimum required high-temperature hardness and high-temperature oxidation resistance cannot be ensured due to a decrease in the relative proportion of Al and Si components.
  • the ⁇ value (atomic ratio) indicating the proportion of Si in the total amount of Al, Ti and Si is less than 0.01, the minimum required high temperature hardness, high temperature oxidation resistance, and heat plastic deformation are required. Therefore, when the ⁇ value exceeds 0.10, the wear resistance improving action tends to be reduced.
  • the ⁇ value (atomic ratio) indicating the Ti content ratio is 0.30 ⁇ ⁇ ⁇ 0.50
  • the ⁇ value (atomic ratio) indicating the Si content ratio is 0.01 ⁇ ⁇ ⁇ 0.10. Determined.
  • particularly desirable ranges are 0.35 ⁇ ⁇ ⁇ 0.42 and 0.03 ⁇ ⁇ ⁇ 0.08.
  • composition of the composite nitride layer of Al, Cr, Si and Cu constituting the thin layer A of the upper layer or intermediate layer The Al component in the (Al, Cr, Si, Cu) N layer constituting the thin layer A of the upper layer or the intermediate layer improves high-temperature hardness, and the Cr component improves high-temperature toughness and high-temperature strength, and Al and Cr.
  • the Si component has the effect of improving the heat-resistant plastic deformation
  • the Cu component has wear resistance by miniaturizing the crystal grains. There is an action to improve.
  • the a value (atomic ratio) indicating the content ratio of Cr in the total amount of Al, Cr, Si, and Cu in the (Al, Cr, Si, Cu) N layer is less than 0.15, it is at least necessary. The high temperature toughness and high temperature strength cannot be ensured, so the occurrence of chipping and defects cannot be suppressed.
  • the a value exceeds 0.40 the relative Al content decreases. Since the progress of wear is promoted, the value a is set to 0.15 to 0.40.
  • the b value (atomic ratio) indicating the content ratio of Si in the total amount of Al, Cr, Si, and Cu is less than 0.05, it is possible to expect an improvement in wear resistance by improving the heat-resistant plastic deformation.
  • Average thickness of the lower layer When the upper layer composed of (Al, Cr, Si, Cu) N layer is deposited directly on the surface of the tool substrate by physical vapor deposition, residual compressive stress is generated in the layer, so it is used under severe cutting conditions. The compressive residual stress makes the adhesion between the tool base and the upper layer unstable. Therefore, it is necessary to further increase the adhesion strength between the tool base surface and the (Al, Cr, Si, Cu) N layer. For this reason, the (Al, Ti, Si) N layer is provided on the lower surface of the tool base surface. It is effective to increase the adhesion strength. If the layer thickness of the lower layer is less than 0.3 ⁇ m, the effect of improving the adhesion cannot be obtained.
  • the thickness of the lower layer is set to 0.3 to 3.0 ⁇ m, preferably 0.5 to 2.0 ⁇ m.
  • Average top layer thickness The upper layer composed of the (Al, Cr, Si, Cu) N layer cannot exhibit excellent wear resistance over a long period of use when the average layer thickness is less than 0.5 ⁇ m, while the average layer When the thickness exceeds 5.0 ⁇ m, chipping and defects are likely to occur. Therefore, the average layer thickness of the upper layer made of (Al, Cr, Si, Cu) N layer is set to 0.5 to 5.0 ⁇ m. .
  • the hard coating layer has a resistance to resistance under cutting conditions that generate high heat, such as high-speed milling of hardened materials such as hardened steel, and are subject to a large impact and mechanical load on the cutting edge.
  • the composition and layer thickness of the upper layer composed of the (Al, Cr, Si, Cu) N layer were determined as described above. By making the crystal structure hexagonal, chipping resistance can be further improved.
  • the formation of a hard film using an AIP apparatus is well known, but it is formed when an Al—Cr—Si—Cu alloy is used as a target under normal conditions (Al, Cr, Si, The Cu) N layer has a cubic crystal structure or is mainly composed of a cubic crystal structure. Therefore, in the present invention, when the film is formed by the AIP apparatus 6 using the Al—Cr—Si—Cu alloy shown in FIGS. 2A and 2B as a target, the film is formed in a magnetic field and applied to the target surface at the maximum. By controlling the magnetic flux density and the bias voltage, it is possible to form an (Al, Cr, Si, Cu) N layer made of a hexagonal crystal rather than a cubic crystal.
  • the maximum magnetic flux density applied to the target surface is 7 to 15 mT (millitesla), and the bias voltage applied to the tool substrate is adjusted within the range of ⁇ 75 to ⁇ 150 V, so that the cubic structure is not obtained.
  • An (Al, Cr, Si, Cu) N layer made of a hexagonal crystal can be formed.
  • the crystal structure of the (Al, Cr, Si, Cu) N layer is composed of a hexagonal crystal structure, so that the toughness can be improved without causing a decrease in wear resistance. Chipping property is improved.
  • the (Al, Cr, Si, Cu) N layer provided in the coated cutting tool of the present invention can be composed entirely of hexagonal structure crystals, but the layer contains a slight amount of cubic structure crystals.
  • the chipping resistance and the wear resistance are not adversely affected.
  • the diffraction peak intensity of the cubic (200) plane obtained by X-ray diffraction exceeds the diffraction peak intensity of the hexagonal (110) plane, the wear resistance is improved but the chipping resistance is lowered.
  • the crystal structure of the (Al, Cr, Si, Cu) N layer is all hexagonal, and the crystal of the cubic structure is slightly contained in the (Al, Cr, Si, Cu) N layer.
  • the crystal structure of the (Al, Cr, Si, Cu) N layer may be expressed mainly as a hexagonal crystal structure.
  • the chipping resistance of the (Al, Cr, Si, Cu) N layer tends to decrease, so that 2 ⁇ measured by X-ray diffraction is from 55 °.
  • the full width at half maximum for the diffraction peak from the (110) plane existing in the range of 65 ° is 1.0 ° or more and 3.5 ° or less.
  • Total average layer thickness of intermediate layer and average layer thickness of thin layer A and thin layer B In the present invention, in order to improve the adhesion strength between the upper layer composed of the (Al, Cr, Si, Cu) N layer and the tool base, the lower layer composed of the (Al, Ti, Si) N layer is provided on the surface of the tool base. In order to increase the adhesion strength between the upper layer made of (Al, Cr, Si, Cu) N layer and the lower layer made of (Al, Ti, Si) N layer, the upper layer-lower layer is formed. In addition, it is desirable to form an intermediate layer formed by alternately laminating thin layers A and B.
  • the thin layer A is composed of an (Al, Cr, Si, Cu) N layer having the same component composition as the upper layer
  • the thin layer B is composed of (Al, Ti, Si) having the same component composition as the lower layer. ) It is composed of N layers. If the average layer thickness of each of the thin layers A and B is less than 0.005 ⁇ m, it is difficult to clearly form each thin layer as having a predetermined composition, and wear resistance by the thin layer A The improvement effect and the high temperature toughness improvement effect by the thin layer B are not sufficiently exhibited.
  • the layer thickness of each of the thin layer A and the thin layer B exceeds 0.10 ⁇ m, the disadvantages of the respective thin layers, If it is thin layer A, insufficient strength will appear, and if it is thin layer B, insufficient wear resistance will appear locally in the layer, which may lead to deterioration of the properties of the entire intermediate layer and, consequently, the entire hard coating layer. Therefore, it is desirable that the average layer thickness of each of the thin layer A and the thin layer B is 0.005 to 0.10 ⁇ m. That is, the thin layer B is provided in order to compensate for insufficient characteristics among the characteristics of the thin layer A, but the thickness of each of the thin layers A and B is 0.005 to 0.10 ⁇ m.
  • the hard coating layer composed of the alternately laminated structure of the thin layer A and the thin layer B has excellent high temperature toughness without impairing high temperature hardness, high temperature oxidation resistance, and heat plastic deformation, It acts as if it is a single layer with high temperature strength, and increases the adhesion strength between the upper layer and the lower layer, but when the layer thickness of the thin layer A and the thin layer B exceeds 0.10 ⁇ m, The lack of strength of the thin layer A and the lack of wear resistance of the thin layer B become apparent.
  • the intermediate layer composed of the alternately laminated structure of the thin layer A and the thin layer B cannot exhibit excellent characteristics when the total average layer thickness is less than 0.1 ⁇ m, and the total average layer thickness is 1.
  • the total average layer thickness of the intermediate layer composed of the alternately laminated structure of the thin layers A and B is preferably 0.1 to 1.0 ⁇ m. More preferably, the thickness is 0.2 to 0.5 ⁇ m.
  • the coated cutting tool of the present invention has an adhesion strength by providing a lower layer made of an (Al, Ti, Si) N layer between an upper layer made of an (Al, Cr, Si, Cu) N layer and a tool base.
  • the adhesion strength can be further increased by interposing an intermediate layer composed of alternating layers of thin layers A and B between the upper layer and the lower layer.
  • (110) plane diffraction existing in the range of 2 ⁇ 55 to 65 ° when X-ray diffraction is performed on the covering layer, which is composed of a crystal structure-based (Al, Cr, Si, Cu) N layer. Since the half width of the peak is 1.0 to 3.5 °, the (Al, Cr, Si, Cu) N layer has excellent chipping resistance and wear resistance.
  • the coated cutting tool of the invention of the present application generates peeling even in high-speed milling of hardened materials such as hardened steel, which is accompanied by high heat generation and has a large impact and mechanical load on the cutting edge. In addition, it exhibits excellent chipping resistance and wear resistance over a long period of time.
  • the schematic longitudinal cross-sectional schematic diagram of the coated cutting tool of this invention is shown, and one form of the coated cutting tool of this invention is shown.
  • the schematic longitudinal cross-sectional schematic diagram of the coated cutting tool of this invention is shown, and another form of the coated cutting tool of this invention is shown.
  • It is a schematic plan view of the arc ion plating apparatus used for forming the (Al, Cr, Si, Cu) N layer provided in the coated cutting tool of the present invention.
  • An example of the X-ray diffraction chart measured about the (Al, Cr, Si, Cu) N layer with which the coated cutting tool of this invention is provided is shown.
  • the coated cutting tool of the present invention will be specifically described with reference to examples.
  • a case where a WC-based cemented carbide is used as a tool base will be described.
  • a TiCN-based cermet, a cubic boron nitride sintered body, and a high-speed tool steel are used as a tool base. Is the same.
  • the green compacts were extruded and pressed, and these green compacts were heated to a predetermined temperature in the range of 1370 to 1470 ° C. at a temperature increase rate of 7 ° C./min in a 6 Pa vacuum atmosphere.
  • Conditions for furnace cooling after holding at this temperature for 1 hour Sintered to form a round tool sintered body for forming a tool base having a diameter of 10 mm, and further, from the round bar sintered body, a diameter x length of a cutting edge portion is 6 mm x 12 mm by grinding.
  • WC-base cemented carbide tool bases (end mills) 1 to 3 each having a two-blade ball shape with a twist angle of 30 degrees were manufactured.
  • Each of the above tool bases 1 to 3 is ultrasonically cleaned in acetone and dried, and in a radial direction from the central axis on the rotary table 2 of the AIP device 6 shown in FIGS. 2A and 2B.
  • a target (cathode electrode) 9 made of an Al—Ti—Si alloy having a predetermined composition is placed on one side of the AIP device 6, and an Al—Cr—Si— having a predetermined composition is placed on the other side.
  • a target (cathode electrode) 5 made of a Cu alloy is disposed,
  • the tool base 3 is heated to 400 ° C.
  • the tool base 3 that rotates while rotating on the rotary table 2 has a direct current of ⁇ 1000 V.
  • a bias voltage is applied, and a current of 100 A is passed between the Al—Ti—Si alloy cathode electrode 9 and the anode electrode 10 to generate an arc discharge.
  • nitrogen gas is introduced as a reaction gas into the apparatus to obtain the nitrogen pressure shown in Table 2, and the temperature of the tool base 3 that rotates while rotating on the rotary table 2 is in the temperature range shown in Table 2.
  • the tool is applied with a DC bias voltage shown in Table 2, and a current of 100 A is passed between the Al—Ti—Si alloy target 9 and the anode electrode 10 to generate an arc discharge.
  • a lower layer LL composed of an (Al, Ti, Si) N layer having a composition and a target average layer thickness shown in Table 3 is formed on the surface of the substrate 3 by vapor deposition.
  • D Next, a magnetic field controlled to various maximum magnetic flux densities shown in Table 2 is applied to the surface of the Al—Cr—Si—Cu alloy target, and nitrogen gas is introduced into the apparatus as a reactive gas.
  • the temperature of the tool base 3 rotating while rotating on the turntable 2 is maintained within the temperature range shown in Table 2, and the DC bias voltage shown in Table 2 is applied, and the Al- An arc discharge is generated by passing a current of 100 A between the Cr—Si—Cu alloy target 5 and the anode electrode 7, so that the composition shown in Table 3 and the target average layer thickness ( By vapor-depositing a hard coating layer made of an Al, Cr, Si, Cu) N layer, Surface coated end mills 1 to 10 (hereinafter referred to as the present invention 1 to 10) as the coated cutting tools of the present invention shown in Table 3 were produced.
  • Each of the WC-base cemented carbide tool bases (end mills) 1 to 3 manufactured in Example 1 was ultrasonically cleaned in acetone and dried, and then the rotary table of the AIP apparatus shown in FIGS. 2A and 2B. Attached along the outer periphery at a predetermined distance in the radial direction from the upper central axis, a target (cathode electrode) 9 made of an Al—Ti—Si alloy having a predetermined composition is placed on one side of the AIP device 6 on the other side. A target (cathode electrode) 5 made of an Al—Cr—Si—Cu alloy having a predetermined composition is disposed, (A) First, the tool base 3 is heated to 400 ° C.
  • the tool base 3 that rotates while rotating on the rotary table 2 has a direct current of ⁇ 1000 V.
  • a bias voltage is applied, and a current of 100 A is passed between the Al—Ti—Si alloy cathode electrode 9 and the anode electrode 10 to generate an arc discharge.
  • nitrogen gas is introduced as a reactive gas into the apparatus to obtain the nitrogen pressure shown in Table 4, and the temperature of the tool base 3 that rotates while rotating on the rotary table 2 is in the temperature range shown in Table 4.
  • the tool base is maintained by applying a DC bias voltage as shown in Table 4 and causing a current of 100 A to flow between the Al—Ti—Si alloy target 9 and the anode electrode 10 to generate an arc discharge.
  • 3 is formed by vapor-depositing a lower layer made of an (Al, Ti, Si) N layer having a composition and a target average layer thickness shown in Table 5 on the surface of (C)
  • nitrogen gas is introduced as a reaction gas into the apparatus to obtain the nitrogen pressure shown in Table 4, and the temperature of the tool base 3 that rotates while rotating on the rotary table 2 is in the temperature range shown in Table 4.
  • a discharge was generated, and a thin layer B composed of an (Al, Ti, Si) N layer having the composition shown in Table 5 and an average layer thickness was deposited on the surface of the thin layer A formed as described above, (E) By repeating the above (c) and (d) alternately, the intermediate layer is formed until the predetermined total average layer thickness shown in Table 5 consisting of the alternating layered structure ASL of the thin layers A and B is obtained. Vapor deposition, (F) Next, a magnetic field controlled to have various maximum magnetic flux densities shown in Table 4 is applied to the surface of the Al—Cr—Si—Cu alloy target 5, and nitrogen gas is introduced into the apparatus as a reactive gas.
  • the temperature of the tool base 3 that rotates while rotating on the rotary table 2 is maintained within the temperature range shown in Table 4, and the DC bias voltage shown in Table 4 is applied, and the Al pressure shown in FIG.
  • An arc discharge is generated by flowing a current of 100 A between the Cr—Si—Cu alloy target 5 and the anode electrode 7, so that the composition shown in Table 5 and the target average layer thickness ( By vapor-depositing a hard coating layer made of an Al, Cr, Si, Cu) N layer, Surface coated end mills 11 to 20 (hereinafter referred to as the present invention 11 to 20) as coated cutting tools of the present invention shown in Table 5 were produced.
  • each of the WC-base cemented carbide tool substrates (end mills) 1 to 3 produced in Example 1 is ultrasonically cleaned in acetone and dried, as shown in FIGS. 2A and 2B.
  • the AIP device 6 is mounted along the outer periphery at a predetermined distance in the radial direction from the central axis on the turntable 2 of the AIP device 6, and a target (cathode electrode) made of an Al—Ti—Si alloy having a predetermined composition is placed on one of the AIP devices 6.
  • Comparative Examples 1 to 10 surface-coated end mills 1 to 10 (hereinafter referred to as Comparative Examples 1 to 10) as comparative example-coated tools shown in Table 7 were produced.
  • Comparative Examples 1 and 2 the lower layer LL and the intermediate layer IL are not formed, and in Comparative Examples 3 to 6, the intermediate layer IL is not formed.
  • compositions of the hard coating layers of the present invention 1 to 20 and Comparative Examples 1 to 10 prepared above were analyzed by energy dispersive X-ray analysis (EDS) using a scanning electron microscope (SEM) or a transmission electron microscope (TEM). ). Further, the layer thickness was measured by a cross-section using a scanning electron microscope and a transmission electron microscope, and the average layer thickness was calculated from the average value of the five measured values. Further, for the present inventions 1 to 20 and Comparative Examples 1 to 10 prepared above, a hard coating layer (Al, Cr, Si, Cu) N layer was subjected to X-ray diffraction and the background was removed to show a hexagonal crystal structure.
  • EDS energy dispersive X-ray analysis
  • SEM scanning electron microscope
  • TEM transmission electron microscope
  • the peak of the (110) plane that appears in the range of 2 ⁇ 55 to 65 ° was fitted with the Pseudo Voigt function, and the half width of the peak was measured.
  • X-ray diffraction was measured by the 2 ⁇ - ⁇ method using CuK ⁇ rays using a Spectris PANalytical Empire as an X-ray diffractometer, and measurement conditions (2 ⁇ ): 30 to 80 degrees, X-ray output: The measurement was performed under the conditions of 45 kV, 40 mA, divergent slit: 0.5 degree, scan step: 0.013 degree, measurement time per step: 0.48 sec / step. Tables 3, 5 and 7 show the measured and calculated values.
  • cutting conditions A Work material-Plane dimensions: 100 mm x 250 mm, thickness: 50 mm JIS / SKD11 (60HRC) plate material, Cutting speed: 100 m / min, Rotational speed: 5400 min. -1 , Incision: ae 0.25 mm, ap 2 mm, Feed rate (per blade): 0.04 mm / tooth Cutting length: 50 m Further, a side cutting test of high-speed tool steel was performed under the following conditions (referred to as cutting condition B).
  • the coated cutting tool of the present invention includes a lower layer and an intermediate layer having a predetermined composition and an average layer thickness as a hard coating layer, and (Al, Cr) having a predetermined composition and an average layer thickness.
  • Si, Cu including an upper layer composed of an N layer
  • the crystal of the upper layer is mainly a hexagonal crystal structure.
  • the half-width of the diffraction peak of the (110) plane is 1.0 to 3.5 °, so that it has excellent chipping resistance, peeling resistance and wear resistance in cutting of hard materials such as hardened steel.
  • the hard coating layer has a predetermined composition, a lower layer having an average layer thickness, a layer having no intermediate layer, or a composition or crystal of an upper layer made of an (Al, Cr, Si, Cu) N layer.
  • the service life can be reached in a relatively short time due to occurrence of chipping, peeling, or progress of wear. it is obvious.
  • the results shown in Table 8 above are for the coated cutting tool of the present invention using a WC-based cemented carbide as a tool substrate, but the tool substrate is not limited to a WC-based cemented carbide.
  • TiCN-based cermet, cubic boron nitride sintered body, high-speed tool steel can be used as a tool base, and the coated cutting tool of the present invention using these as a tool base is excellent as in the above-described embodiment. Chipping resistance and excellent wear resistance are demonstrated over a long period of use.
  • the coated cutting tool of the present invention exhibits excellent cutting performance over a long period of time when subjected to high-speed milling of a hard material such as hardened steel.

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Abstract

炭化タングステン基超硬合金、ＴｉＣＮ基サーメット、立方晶窒化硼素焼結体および高速度工具鋼のいずれかからなる工具基体の表面に、硬質被覆層が設けられた表面被覆切削工具において、下部層は、組成式：（Ａｌ１－α－βＴｉαＳｉβ）Ｎで表した場合、０．３≦α≦０．５、０．０１≦β≦０．１０（ただし、α、βはいずれも原子比）を満足する複合窒化物層からなり、上部層は、組成式：（Ａｌ１－ａ－ｂ－ｃＣｒａＳｉｂＣｕｃ）Ｎで表した場合、０．１５≦ａ≦０．４０、０．０５≦ｂ≦０．２０、０．００５≦ｃ≦０．０５（ただし、ａ、ｂ、ｃはいずれも原子比）を満足し、六方晶構造を主体とする結晶からなり、該上部層についてＸ線回折で求めた２θ＝５５～６５°の範囲内に存在する（１１０）面の回折ピークの半値幅は１．０～３．５°である。

Description

表面被覆切削工具
　本願発明は、焼入れ鋼などの高硬度材の切削加工において、硬質被覆層が剥離等を発生することもなく、すぐれた耐チッピング性と耐摩耗性を発揮し、長期の使用にわたってすぐれた切削性能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。
　本願は、２０１５年１０月２８日に、日本に出願された特願２０１５－２１１４８４号及び２０１６年１０月２６日に、日本に出願された特願２０１６－２０９１９５号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　一般に、被覆工具として、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、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エンドミル、前記被削材の歯形の歯切加工などに用いられるソリッドホブ、ピニオンカッタなどが知られている。
　そして、被覆工具の切削性能改善を目的として、従来から、数多くの提案がなされている。
　例えば、特許文献１に示すように、炭化タングステン（以下、ＷＣで示す）基超硬合金、炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）基サーメット等の工具基体の表面に、Ｃｒ、Ａｌ及びＳｉを主成分とする金属成分と、Ｃ、Ｎ、Ｏ、Ｂから選択される少なくとも１種以上の元素とから構成される立方晶構造の硬質層を１層以上被覆することにより、耐欠損性、耐摩耗性を改善した被覆工具が提案されている。
　また、特許文献２には、基体表面に、金属元素として周期律表の４ａ、５ａ、６ａ族金属及びＡｌの１種以上より選択された元素とＳｉ元素とを含み、非金属元素としてＮ、Ｃ、Ｏ、Ｓのうち１種以上より選択された元素とＢ元素とを含むＳｉ、Ｂを含有する皮膜を、少なくとも１層被覆した被覆工具において、Ｓｉ、Ｂ含有皮膜を結晶質相と非晶質相との混相とし、結晶質相内に含まれる結晶粒子の最小結晶粒径を０．５ｎｍ以上２０ｎｍ未満とすることにより、Ｓｉ含有耐摩耗皮膜の高硬度を犠牲にすることなく、過剰残留圧縮応力による脆化を抑制し、Ｓｉ含有耐摩耗皮膜の靭性を改善することが提案されている。さらに、皮膜成分の１０原子％未満をＣｕで置換することで、耐酸化性の改善に有効であることが記載されている。
　また、特許文献３には、工具基体表面に硬質被覆層を被覆した被覆工具において、硬質膜の少なくとも１層は、（ＭａＬｂ）Ｘｃ（但し、ＭはＣｒ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｖ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｙの中から選ばれた少なくとも１種の金属元素を示し、ＬはＭｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｂ、Ｓｉ、Ｓの中から選ばれた少なくとも１種の添加元素を示し、ＸはＣ、Ｎ、Ｏの中から選ばれた少なくとも１種の非金属元素を示し、ａはＭとＬとの合計に対するＭの原子比を示し、ｂはＭとＬとの合計に対するＬの原子比を示し、ｃはＭとＬとの合計に対するＸの原子比を示す。また、ａ、ｂ、ｃは、それぞれ０．８５≦ａ≦０．９９、０．０１≦ｂ≦０．１５、ａ＋ｂ＝１、１．００＜ｃ≦１．２０を満足する。）とすることで、硬質膜の成分であるＣｕ、Ｓｉ等による結晶粒の微細化、結晶安定性により、高温硬さが高くなり、耐摩耗性が向上し、さらに、耐酸化性も向上すると記載されている。
　また、特許文献４には、工具基体表面に、Ａｌ１－ａ－ｂ－ｃＳｉａＭｇｂＭｃ（ＢｘＣｙＮｚ）からなる組成（但し、Ｍは、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｔｉ、ＣｕおよびＹから選ばれる少なくとも１種以上の元素であり、ａ、ｂ、ｃ、ｘ、ｙ、ｚが原子比であるときに、０≦ａ≦０．３５、０≦ｂ≦０．２、０．０３≦ａ＋ｂ≦０．５、０≦ｃ≦０．１、かつ、原子比で、０．９≦Ａｌ＋Ｓｉ＋Ｍｇ、０≦ｘ≦０．２、０≦ｙ≦０．４、０．５≦ｚ≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１を満足する。）の硬質皮膜を形成することによって、硬質皮膜の硬度、耐酸化性、靭性、耐摩耗性を改善した被覆工具が提案されている。また、硬質皮膜成分としてＣｕを含有させた場合、結晶粒の微細化による皮膜の高硬度化とともに、潤滑作用が期待されると記載されている。
　さらに、特許文献５には、工具基体表面に、少なくとも、薄層Ａと薄層Ｂの交互積層構造からなる硬質被覆層を形成し、薄層Ａは、組成式：［ＡｌＸＣｒＹＳｉＺ］Ｎ（原子比で、０．２≦Ｘ≦０．４５、０．４≦Ｙ≦０．７５、０．０１≦Ｚ≦０．２、Ｘ＋Ｙ＋Ｚ＝１）を満足する（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ）Ｎ層、薄層Ｂは［ＡｌＵＴｉＶＳｉＷ］Ｎ（原子比で、０．０５≦Ｕ≦０．７５、０．１５≦Ｖ≦０．９４、０．０１≦Ｗ≦０．１、Ｕ＋Ｖ＋Ｗ＝１）を満足する（Ａｌ、Ｔｉ、Ｓｉ）Ｎ層、にて構成することにより、高速切削加工における耐欠損性、耐摩耗性を改善した被覆工具が提案されている。
日本国特許第３７８１３７４号公報（Ｂ） 日本国特開２００４－３４１８６号公報（Ａ） 日本国特開２００８－３１５１７号公報（Ａ） 日本国特開２００８－７３８００号公報（Ａ） 日本国特開２００９－３９８３８号公報（Ａ）
　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い。そして、これに伴い、切削加工はますます高速化・高能率化の傾向にある。上記従来の被覆工具を鋼や鋳鉄などの通常の切削条件での切削加工に用いた場合には、特段の問題は生じないが、これを、例えば、焼入れ鋼などの高硬度材の高速ミーリング加工のような、高熱発生を伴い、しかも、切刃に対して大きな衝撃的・機械的負荷がかかる切削加工に用いた場合には、チッピング、欠損、剥離等の発生を抑制することができない。また、摩耗進行も促進される。そのため、上記従来の被覆工具は、比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
　そこで、本願発明者等は、上述のような観点から、焼入れ鋼などの高硬度材の高速ミーリング加工のような、高熱発生を伴い、しかも、切刃に対して大きな衝撃的・機械的負荷がかかる切削加工条件下で、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性、耐欠損性、耐剥離性および耐摩耗性を発揮する被覆工具を開発すべく、上記従来の被覆工具の硬質被覆層を構成する層形成材料およびその結晶構造に着目し研究を行った結果、以下のような知見を得た。
　特許文献１に示される従来被覆工具においては、硬質被覆層を構成する（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ）Ｎ層のＡｌ成分は高温硬さ、同Ｃｒ成分は高温靭性、高温強度を向上させると共に、ＡｌおよびＣｒが共存含有した状態で高温耐酸化性を向上させ、さらに同Ｓｉ成分は耐熱塑性変形性を向上させる作用がある。しかし、高熱発生を伴い、しかも、切刃に対して大きな衝撃的・機械的負荷がかかる切削条件下においては、チッピング、欠損等の発生を避けることはできず、例えば、Ｃｒ含有割合を増加することにより高温靭性、高温強度の改善を図ろうとしても、相対的なＡｌ含有割合の減少によって、耐摩耗性が低下してしまう。そのため、（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ）Ｎ層からなる硬質被覆層における耐チッピング性と耐摩耗性の向上には限界がある。
　また、特許文献２～４に示される従来被覆工具においては、硬質被覆層成分としてＣｕを含有させ、結晶粒の微細化を図ることによって耐摩耗性を向上させることが提案されているが、耐摩耗性が向上する反面、靭性が低下することによってチッピングの発生を抑制することができず、工具寿命は依然として短命である。
　さらに、特許文献５に示される従来被覆工具においては、通常の炭素鋼、合金鋼等の切削加工においては、すぐれた耐チッピング性、耐摩耗性を発揮するものの、焼入れ鋼等の高硬度材の切削においては、長期の使用にわたっての十分に満足できる耐チッピング性、耐摩耗性が発揮されるとはいえない。
　そこで、本願発明者は、（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ）Ｎ層からなる硬質被覆層の成分として、Ｃｕを含有させることによって、結晶粒微細化による耐摩耗性の向上を狙うとともに、硬質被覆層の結晶構造を六方晶構造とすることによって硬質被覆層の靭性を向上させ、さらに、硬質被覆層と工具基体の密着強度を向上させるための下部層を設け、あるいは、密着強度をさらに高めるために、下部層－上部層間に中間層を介在形成することによって、焼入れ鋼などの高硬度材の高速ミーリング加工のような、高熱発生を伴い、しかも、切刃に対して大きな衝撃的・機械的負荷がかかる切削加工条件においても、剥離等を発生することもなく、すぐれた耐チッピング性とすぐれた耐摩耗性の両立を図り得ることを見出したのである。
　本願発明は、上記の知見に基づいてなされたものであって、以下の態様を有する。
　（１）炭化タングステン基超硬合金、ＴｉＣＮ基サーメット、立方晶窒化硼素焼結体および高速度工具鋼のいずれかからなる工具基体の表面に、硬質被覆層が設けられた表面被覆切削工具において、前記硬質被覆層は少なくとも下部層と上部層からなり、
　（ａ）前記下部層は、平均層厚０．３～３．０μｍのＡｌとＴｉとＳｉの複合窒化物層からなり、前記下部層は、
　組成式：（Ａｌ１－α－βＴｉαＳｉβ）Ｎで表した場合、
　０．３０≦α≦０．５０、０．０１≦β≦０．１０（ただし、α、βはいずれも原子比）を満足し、
　（ｂ）前記上部層は、平均層厚０．５～５．０μｍのＡｌとＣｒとＳｉとＣｕの複合窒化物層からなり、
　前記上部層は、
　組成式：（Ａｌ１－ａ－ｂ－ｃＣｒａＳｉｂＣｕｃ）Ｎで表した場合、
　０．１５≦ａ≦０．４０、０．０５≦ｂ≦０．２０、０．００５≦ｃ≦０．０５（ただし、ａ、ｂ、ｃはいずれも原子比）を満足し、
　（ｃ）前記上部層の結晶構造は六方晶構造からなり、該上部層についてＸ線回折により求めた２θ＝５５～６５°の範囲に存在する（１１０）面の回折ピークの半値幅は１．０～３．５°であることを特徴とする表面被覆切削工具。
　（２）前記（１）に記載の表面被覆切削工具において、前記下部層と上部層との間に、薄層Ａと薄層Ｂの交互積層構造からなる合計平均層厚０．１～１．０μｍの中間層が介在形成され、
　（ａ）前記薄層Ａは、
　組成式：（Ａｌ１－ａ－ｂ－ｃＣｒａＳｉｂＣｕｃ）Ｎで表した場合、
　０．１５≦ａ≦０．４０、０．０５≦ｂ≦０．２０、０．００５≦ｃ≦０．０５（ただし、ａ、ｂ、ｃはいずれも原子比）を満足し、一層平均層厚０．００５～０．１０μｍのＡｌとＣｒとＳｉとＣｕの複合窒化物層からなり、
　（ｂ）前記薄層Ｂは、
　組成式：（Ａｌ１－α－βＴｉαＳｉβ）Ｎで表した場合、
　０．３０≦α≦０．５０、０．０１≦β≦０．１０（ただし、α、βはいずれも原子比）を満足し、一層平均層厚０．００５～０．１０μｍのＡｌとＴｉとＳｉの複合窒化物層からなることを特徴とする前記（１）に記載の表面被覆切削工具。
　（３）前記上部層は、該層中に六方晶構造の結晶とともに立方晶構造の結晶を含有することを特徴とする前記（１）又は（２）に記載の表面被覆切削工具。
　（４）前記上部層の立方晶（２００）面の回折ピーク強度をｃ（２００）、六方晶（１１０）面の回折ピーク強度をｈ（１１０）としたとき、ピーク強度比ｃ（２００）／ｈ（１１０）＜１であることを特徴とする前記（１）から（３）のいずれか一つに記載の表面被覆切削工具。
　つぎに、本願発明の一態様の被覆切削工具（以下、「本願発明の被覆切削工具」と称する）について、詳細に説明する。
　図１Ａは、本願発明の被覆切削工具の概略縦断面模式図を示し、本願発明の被覆切削工具の一つの形態を示す。また、図１Ｂは、本願発明の被覆切削工具の概略縦断面模式図を示し、本願発明の被覆切削工具の別の形態を示す。
　図１Ａにおいて、炭化タングステン基超硬合金からなる工具基体の表面に、下部層であるＡｌとＴｉとＳｉの複合窒化物層（以下、「（Ａｌ、Ｔｉ、Ｓｉ）Ｎ層」で示す場合もある。）が被覆形成され、該下部層上に、ＡｌとＣｒとＳｉとＣｕの複合窒化物層（以下、「（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｃｕ）Ｎ層」で示す場合もある。）が上部層として被覆形成される。
　図１Ｂにおいて、図１Ａで示した下部層と上部層の間には、薄層Ａと薄層Ｂの交互積層構造からなる中間層が介在形成され、薄層Ａは、前記上部層と同一成分組成の（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｃｕ）Ｎ層からなり、また、薄層Ｂは、前記下部層と同一成分組成の（Ａｌ、Ｔｉ、Ｓｉ）Ｎ層からなる。
下部層あるいは中間層の薄層Ｂを構成するＡｌとＴｉとＳｉの複合窒化物層の組成：
　下部層あるいは中間層の薄層Ｂを構成するＡｌとＴｉとＳｉの複合窒化物層（以下、「（Ａｌ、Ｔｉ、Ｓｉ）Ｎ層」で示す場合もある。）の組成式におけるＡｌ成分、Ｓｉ成分は、下部層あるいは中間層の薄層Ｂにおける耐摩耗性を向上し、また、Ｔｉ成分は下部層あるいは中間層の薄層Ｂにおける高温靭性、高温強度改善する。
　さらに、（Ａｌ、Ｔｉ、Ｓｉ）Ｎ層は、工具基体および上部層あるいは中間層の薄層ＡであるＡｌとＣｒとＳｉとＣｕの複合窒化物層（以下、「（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｃｕ）Ｎ層」で示す場合もある。）との密着強度にすぐれるため、切削加工時に大きな衝撃的・機械的負荷が作用した場合に、硬質被覆層の耐剥離性を高める。
　しかし、ＡｌとＴｉとＳｉの合量に占めるＴｉの含有割合を示すα値（原子比）が０．３未満の場合には、高温靭性、高温強度の向上効果を期待できず、一方、α値が０．５を超えるような場合には、相対的なＡｌ成分、Ｓｉ成分の含有割合の減少により、最低限必要とされる高温硬さおよび高温耐酸化性を確保することができなくなる。また、ＡｌとＴｉとＳｉの合量に占めるＳｉの割合を示すβ値（原子比）が０．０１未満では、最低限必要とされる所定の高温硬さ、高温耐酸化性、耐熱塑性変形性を確保することができなくなるため、耐摩耗性低下の原因となり、またβ値が０．１０を超えると、耐摩耗性向上作用に低下傾向がみられるようになる。
　したがって、Ｔｉの含有割合を示すα値（原子比）は０．３０≦α≦０．５０、また、Ｓｉの含有割合を示すβ値（原子比）は０．０１≦β≦０．１０と定めた。
　なお、上記α、βについて、特に望ましい範囲は、０．３５≦α≦０．４２、０．０３≦β≦０．０８である。
　上部層あるいは中間層の薄層Ａを構成するＡｌとＣｒとＳｉとＣｕの複合窒化物層の組成：
　上部層あるいは中間層の薄層Ａを構成する（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｃｕ）Ｎ層におけるＡｌ成分には高温硬さ、同Ｃｒ成分には高温靭性、高温強度を向上させると共に、ＡｌおよびＣｒが共存含有した状態で高温耐酸化性を向上させ、さらに同Ｓｉ成分には耐熱塑性変形性を向上させる作用があり、また、Ｃｕ成分には、結晶粒の微細化を図ることによって耐摩耗性を向上させる作用がある。
　しかし、前記（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｃｕ）Ｎ層におけるＡｌとＣｒとＳｉとＣｕの合量に占めるＣｒの含有割合を示すａ値（原子比）が０．１５未満では、最低限必要とされる高温靭性、高温強度を確保することができないため、チッピング、欠損の発生を抑制することができず、一方、同ａ値が０．４０を超えると、相対的なＡｌ含有割合の減少により、摩耗進行が促進することから、ａ値を０．１５～０．４０と定めた。また、ＡｌとＣｒとＳｉとＣｕの合量に占めるＳｉの含有割合を示すｂ値（原子比）が０．０５未満では、耐熱塑性変形性の改善による耐摩耗性向上を期待することはできず、一方、同ｂ値が０．２０を超えると、耐摩耗性向上効果に低下傾向がみられるようになることから、ｂ値を０．０５～０．２０と定めた。さらに、ＡｌとＣｒとＳｉとＣｕの合量に占めるＣｕの含有割合を示すｃ値（原子比）が０．００５未満では、より一層の耐摩耗性の向上を期待することができず、一方、同ｃ値が０．０５を超えると、アークイオンプレーティング（以下、「ＡＩＰ」で示す。）装置によって（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｃｕ）Ｎ層を成膜する際にパーティクルが発生しやすくなり、大きな衝撃的・機械的負荷がかかる切削加工における耐チッピング性が低下することから、ｃ値を０．００５～０．０５と定めた。
　なお、上記ａ、ｂ、ｃについて、望ましい範囲は、０．１５≦ａ≦０．２５、０．０５≦ｂ≦０．１５、０．０１≦ｃ≦０．０３である。
下部層の平均層厚：
　工具基体表面上に直接、物理蒸着で（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｃｕ）Ｎ層からなる上部層を蒸着形成すると、層内には残留圧縮応力が発生するため、厳しい切削加工条件下で使用すると、この圧縮残留応力によって、工具基体－上部層間の密着力が不安定になる。そこで、工具基体表面と（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｃｕ）Ｎ層との間の付着強度をより高めておく必要があり、そのため、工具基体表面に（Ａｌ、Ｔｉ、Ｓｉ）Ｎ層を下部層として形成し、付着強度を高めることが有効である。
 下部層の層厚は、０．３μｍ未満では、密着力向上効果が得られず、一方、層厚が３．０μｍを超えると、残留圧縮応力の蓄積により、クラックが発生しやすくなり安定した密着力を確保できなくなることから、下部層の層厚は、０．３～３．０μｍ、望ましくは、０．５～２．０μｍと定めた。
上部層の平均層厚：
　（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｃｕ）Ｎ層からなる上部層は、その平均層厚が０．５μｍ未満では、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を発揮することはできず、一方、その平均層厚が５．０μｍを超えると、チッピング、欠損を発生しやすくなるので、（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｃｕ）Ｎ層からなる上部層の平均層厚は、０．５～５．０μｍと定めた。
上部層の結晶構造：
　本願発明では、焼入れ鋼などの高硬度材の高速ミーリング加工のような、高熱発生を伴い、しかも、切刃に対して大きな衝撃的・機械的負荷がかかる切削加工条件において、硬質被覆層の耐チッピング性とすぐれた耐摩耗性の両立を図るため、（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｃｕ）Ｎ層からなる上部層の組成および層厚を前記のとおり定めたが、これに加えて、該層の結晶構造を六方晶とすることによって、さらに耐チッピング性を向上させることができる。
　従来から、ＡＩＰ装置を用いた硬質皮膜の成膜はよく知られているが、Ａｌ－Ｃｒ－Ｓｉ－Ｃｕ合金をターゲットとして通常の条件で成膜すると、形成される（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｃｕ）Ｎ層は立方晶構造のもの、あるいは、立方晶構造が主体のものとなる。
　そこで、本願発明では、図２Ａ及び図２Ｂに示すＡｌ－Ｃｒ－Ｓｉ－Ｃｕ合金をターゲットとして用いたＡＩＰ装置６による成膜に際し、磁場中で成膜を行い、かつ、ターゲット表面に印加する最大磁束密度を制御するとともに、バイアス電圧を制御することによって、立方晶構造ではなく六方晶構造の結晶からなる（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｃｕ）Ｎ層を形成することができる。
　例えば、ターゲット表面に印加する最大磁束密度は７～１５ｍＴ（ミリテスラ）、また、工具基体に印加するバイアス電圧、―７５～－１５０Ｖの範囲内で蒸着条件を調整することによって、立方晶構造ではなく六方晶構造の結晶からなる（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｃｕ）Ｎ層を形成することができる。
　そして、（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｃｕ）Ｎ層の結晶構造が、六方晶構造で構成されることによって、耐摩耗性の低下を招くことなく靭性を向上させることができ、その結果として、耐チッピング性が向上する。
　本願発明の被覆切削工具が備える（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｃｕ）Ｎ層は、その全てを六方晶構造の結晶で構成することができるが、該層中に立方晶構造の結晶がわずかに含有されていても、耐チッピング性、耐摩耗性に悪影響を及ぼすことはない。
　ただ、Ｘ線回折で得られる立方晶（２００）面の回折ピーク強度が、六方晶（１１０）面の回折ピーク強度を超えると耐摩耗性は向上するものの耐チッピング性が低下することから、立方晶（２００）面の回折ピーク強度をｃ（２００）、六方晶（１１０）面の回折ピーク強度をｈ（１１０）としたときのピーク強度比ｃ（２００）／ｈ（１１０）＜１とすることが望ましい。
　このピーク強度比が０．０５未満であった場合、便宜上、ピーク強度比は「０」としている。
　以下では、（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｃｕ）Ｎ層の結晶構造が全て六方晶構造である場合と、（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｃｕ）Ｎ層中に立方晶構造の結晶がわずかに含有される場合の双方を含めて、（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｃｕ）Ｎ層の結晶構造は六方晶構造が主体であると表現することがある。
　また、本願発明の被覆切削工具が備える（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｃｕ）Ｎ層からなる上部層のＸ線回折を行うと、図３に示されるように、２θが５５°から６５°の範囲内に、（１１０）面からの六方晶構造特有の回折ピークが観察される。
　そして、この回折ピークが尖鋭な場合、即ち、半値幅が１．０°未満である場合には、（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｃｕ）Ｎ層の耐摩耗性が低下し、一方、ピークがブロードであり、半値幅が３．５°より大きい場合には、（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｃｕ）Ｎ層の耐チッピング性が低下傾向を示すことから、Ｘ線回折により測定した２θが５５°から６５°の範囲内に存在する（１１０）面からの回折ピークについての半値幅は、１．０°以上３．５°以下とする。
中間層の合計平均層厚と薄層Ａ、薄層Ｂの一層平均層厚：
　本願発明では、（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｃｕ）Ｎ層からなる上部層と工具基体との密着強度を向上させるために、工具基体表面に（Ａｌ、Ｔｉ、Ｓｉ）Ｎ層からなる下部層を形成するが、（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｃｕ）Ｎ層からなる上部層と（Ａｌ、Ｔｉ、Ｓｉ）Ｎ層からなる下部層との密着強度をより高めるためには、上部層－下部層間に、薄層Ａ、薄層Ｂの交互積層からなる中間層を介在形成することが望ましい。
　ここで、薄層Ａは、上部層と同一成分組成の（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｃｕ）Ｎ層で構成し、また、薄層Ｂは、下部層と同一成分組成の（Ａｌ、Ｔｉ、Ｓｉ）Ｎ層から構成する。
　薄層Ａ、薄層Ｂのそれぞれの一層平均層厚が０．００５μｍ未満では、それぞれの薄層を所定組成のものとして明確に形成することが困難であるばかりか、薄層Ａによる耐摩耗性向上効果、薄層Ｂによる高温靭性改善効果が十分発揮されず、一方、薄層Ａ、薄層Ｂそれぞれの層厚が０．１０μｍを超えた場合には、それぞれの薄層がもつ欠点、すなわち薄層Ａであれば強度不足が、また、薄層Ｂであれば耐摩耗性不足が層内に局部的に現れ、中間層全体、ひいては、硬質被覆層全体としての特性低下を招く恐れがあるので、薄層Ａ、薄層Ｂそれぞれの一層平均層厚を０．００５～０．１０μｍとすることが望ましい。
  すなわち、薄層Ｂは、薄層Ａの有する特性のうちの不十分な特性を補うために設けたものであるが、薄層Ａ、薄層Ｂそれぞれの層厚が０．００５～０．１０μｍ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硬質被覆層は、すぐれた高温硬さ、高温耐酸化性、耐熱塑性変形性を損なうことなく、すぐれた高温靭性、高温強度を具備したあたかも一つの層であるかのように作用し、しかも、上部層と下部層の密着強度を高めるが、薄層Ａ、薄層Ｂの層厚が０．１０μｍを超えると、薄層Ａの強度不足が、また、薄層Ｂの耐摩耗性不足が顕在化する。
  また、薄層Ａと薄層Ｂの交互積層構造からなる中間層は、その合計平均層厚が０．１μｍ未満ではすぐれた特性を発揮することはできず、また、合計平均層厚が１．０μｍを超えると、チッピング、欠損を発生しやすくなるので、薄層Ａと薄層Ｂの交互積層構造からなる中間層の合計平均層厚は、０．１～１．０μｍとすることが好ましく、０．２～０．５μｍとすることが更に望ましい。
　本願発明の被覆切削工具は、（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｃｕ）Ｎ層からなる上部層と工具基体との間に（Ａｌ、Ｔｉ、Ｓｉ）Ｎ層からなる下部層を設けることによって密着強度が高められ、あるいは、上記上部層と上記下部層との間に、薄層Ａと薄層Ｂの交互積層からなる中間層を介在形成することによって密着強度がさらに高められ、また、上部層を六方晶構造主体の（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｃｕ）Ｎ層から構成し、かつ、該被覆層についてＸ線回折を行った場合、２θ＝５５～６５°の範囲に存在する（１１０）面の回折ピークの半値幅は１．０～３．５°であることによって、（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｃｕ）Ｎ層はすぐれた耐チッピング性と耐摩耗性を備えている。
　したがって、本願発明の被覆切削工具は、高熱発生を伴い、かつ、切刃に対して大きな衝撃的・機械的負荷がかかる焼入れ鋼などの高硬度材の高速ミーリング加工でも、剥離等を発生することもなく、すぐれた耐チッピング性および耐摩耗性を長期に亘って発揮するものである。
本願発明の被覆切削工具の概略縦断面模式図を示し、本願発明の被覆切削工具の一つの形態を示す。 本願発明の被覆切削工具の概略縦断面模式図を示し、本願発明の被覆切削工具の別の形態を示す。 本願発明の被覆切削工具が備える（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｃｕ）Ｎ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の概略平面図である。 本願発明の被覆切削工具が備える（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｃｕ）Ｎ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の概略正面図である。 本願発明の被覆切削工具が備える（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｃｕ）Ｎ層について測定したＸ線回折チャートの一例を示す。
　つぎに、本願発明の被覆切削工具を実施例により具体的に説明する。
　なお、実施例としては、ＷＣ基超硬合金を工具基体として用いた場合について説明するが、ＴｉＣＮ基サーメット、立方晶窒化硼素焼結体、高速度工具鋼を工具基体として用いた場合であっても同様である。
　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１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×１２ｍｍ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）１～３をそれぞれ製造した。
　（ａ）上記の工具基体１～３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２Ａ及び図２Ｂに示すＡＩＰ装置６の回転テーブル２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６の一方に所定組成のＡｌ－Ｔｉ－Ｓｉ合金からなるターゲット（カソード電極）９を、他方側に所定組成のＡｌ－Ｃｒ－Ｓｉ－Ｃｕ合金からなるターゲット（カソード電極）５を配置し、
　（ｂ）まず、装置内を排気して真空に保持しながら、ヒーター１で工具基体３を４００℃に加熱した後、前記回転テーブル２上で自転しながら回転する工具基体３に－１０００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつ、Ａｌ－Ｔｉ－Ｓｉ合金カソード電極９とアノード電極１０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、装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して表２に示す窒素圧とすると共に、前記回転テーブル２上で自転しながら回転する工具基体３の温度を表２に示す温度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－Ｓｉ合金ターゲット９とアノード電極１０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３の表面に、表３に示される組成および目標平均層厚の（Ａｌ、Ｔｉ、Ｓｉ）Ｎ層からなる下部層ＬＬを蒸着形成し、
　（ｄ）ついで、前記Ａｌ－Ｃｒ－Ｓｉ－Ｃｕ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た磁場を印加し、装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して表２に示す窒素圧とすると共に、前記回転テーブル２上で自転しながら回転する工具基体３の温度を表２に示す温度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－Ｃｒ－Ｓｉ－Ｃｕ合金ターゲット５とアノード電極７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３の表面に、表３に示される組成および目標平均層厚の（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｃｕ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着形成することにより、
　表３に示す本願発明の被覆切削工具としての表面被覆エンドミル１～１０（以下、本発明１～１０という）をそれぞれ製造した。
　実施例１で作製したＷＣ基超硬合金製の工具基体（エンドミル）１～３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２Ａ及び図２Ｂ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６の一方に所定組成のＡｌ－Ｔｉ－Ｓｉ合金からなるターゲット（カソード電極）９を、他方側に所定組成のＡｌ－Ｃｒ－Ｓｉ－Ｃｕ合金からなるターゲット（カソード電極）５を配置し、
　（ａ）まず、装置内を排気して真空に保持しながら、ヒーター１で工具基体３を４００℃に加熱した後、前記回転テーブル２上で自転しながら回転する工具基体３に－１０００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつ、Ａｌ－Ｔｉ－Ｓｉ合金カソード電極９とアノード電極１０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、
　（ｂ）ついで、装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して表４に示す窒素圧とすると共に、前記回転テーブル２上で自転しながら回転する工具基体３の温度を表４に示す温度範囲内に維持するとともに表４に示す直流バイアス電圧を印加し、かつ前記Ａｌ－Ｔｉ－Ｓｉ合金ターゲット９とアノード電極１０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３の表面に、表５に示される組成および目標平均層厚の（Ａｌ、Ｔｉ、Ｓｉ）Ｎ層からなる下部層を蒸着形成し、
　（ｃ）ついで、装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して表４に示す窒素圧とすると共に、前記回転テーブル２上で自転しながら回転する工具基体３の温度を表４に示す温度範囲内に維持するとともに、表４に示す直流バイアス電圧を印加し、かつ前記Ａｌ－Ｃｒ－Ｓｉ－Ｃｕ合金ターゲット５とアノード電極７との間に１００Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、もって前記下部層表面に、表５に示される組成および一層平均層厚の（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｃｕ）Ｎ層からなる薄層Ａを蒸着形成し、
　（ｄ）ついで、アーク放電を停止し、代って表４に示す直流バイアス電圧を印加し、かつ前記Ａｌ－Ｔｉ－Ｓｉ合金カソード電極９とアノード電極１０間に同じく１００Ａの電流を流してアーク放電を発生させて、もって、前記で形成した薄層Ａの表面に、表５に示される組成および一層平均層厚の（Ａｌ、Ｔｉ、Ｓｉ）Ｎ層からなる薄層Ｂを蒸着形成し、
　（ｅ）上記（ｃ）と（ｄ）を交互に繰り返し行うことによって、薄層Ａと薄層Ｂの交互積層構造ＡＳＬからなる表５に示される所定の合計平均層厚となるまで中間層を蒸着形成し、
　（ｆ）ついで、前記Ａｌ－Ｃｒ－Ｓｉ－Ｃｕ合金ターゲット５の表面に表４に示す種々の最大磁束密度に制御した磁場を印加し、装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して表４に示す窒素圧とすると共に、前記回転テーブル２上で自転しながら回転する工具基体３の温度を表４に示す温度範囲内に維持するとともに表４に示す直流バイアス電圧を印加し、かつ前記Ａｌ－Ｃｒ－Ｓｉ－Ｃｕ合金ターゲット５とアノード電極７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５に示される組成および目標平均層厚の（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｃｕ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着形成することにより、
　表５に示す本願発明の被覆切削工具としての表面被覆エンドミル１１～２０（以下、本発明１１～２０という）をそれぞれ製造した。
比較例：
　比較の目的で、実施例１で作製したＷＣ基超硬合金製の工具基体（エンドミル）１～３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２Ａ及び図２Ｂに示すＡＩＰ装置６の回転テーブル２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６の一方に所定組成のＡｌ－Ｔｉ－Ｓｉ合金からなるターゲット（カソード電極）９を、他方側に所定組成のＡｌ－Ｃｒ－Ｓｉ－Ｃｕ合金からなるターゲット（カソード電極）５を配置し、表６に示す条件で下部層ＬＬ、中間層ＩＬおよび上部層ＵＬを形成することにより、表７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。
　なお、比較例１、２については、下部層ＬＬと中間層ＩＬの成膜は行わず、また、比較例３～６については、中間層ＩＬの成膜は行っていない。
　上記で作製した本発明１～２０および比較例１～１０の硬質被覆層の組成を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）または透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いたエネルギー分散型Ｘ線分析法（ＥＤＳ）により測定した。
　また、その層厚を走査型電子顕微鏡、透過型電子顕微鏡を用いて断面測定し、５ヶ所の測定値の平均値から、平均層厚を算出した。
　さらに、上記で作製した本発明１～２０および比較例１～１０について、硬質被覆層（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｃｕ）Ｎ層のＸ線回折を行い、バックグラウンド除去した後に六方晶構造を示す２θ＝５５～６５°の範囲内に現れる（１１０）面のピークをＰｓｅｕｄｏ　Ｖｏｉｇｔ関数でフィティングし、そのピークの半値幅を測定した。
　なお、Ｘ線回折は、Ｘ線回折装置としてスペクトリス社ＰＡＮａｌｙｔｉｃａｌ　Ｅｍｐｙｒｅａｎを用いて、ＣｕＫα線による２θ‐θ法で測定し、測定条件として、測定範囲（２θ）：３０～８０度、Ｘ線出力：４５ｋＶ、４０ｍＡ、発散スリット：０．５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。
表３、表５、表７に、測定・算出したそれぞれの値を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　つぎに、上記本発明１～２０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・ＳＫＤ１１（６０ＨＲＣ）の板材、
　切削速度：１００　ｍ／ｍｉｎ、
　回転速度：５４００　ｍｉｎ．－１、
　切り込み：ａｅ　０．２５ｍｍ、ａｐ　２ｍｍ、
　送り速度（１刃当り）：０．０４　ｍｍ／ｔｏｏｔｈ、
　切削長：５０　ｍ、
さらに、下記の条件（切削条件Ｂという）での高速度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・ＳＫＨ５１（６４ＨＲＣ）の板材、
　切削速度：１００　ｍ／ｍｉｎ、
　回転速度：５４００　ｍｉｎ．－１、
　切り込み：ａｅ　０．２ｍｍ、ａｐ　２．５ｍｍ、
　送り速度（１刃当り）：０．０５　ｍｍ／ｔｏｏｔｈ、
　切削長：１５　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８に示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　表８に示される結果から、本願発明の被覆切削工具は、硬質被覆層として、所定の組成、平均層厚の下部層、中間層を備えるとともに、所定の組成、平均層厚の（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｃｕ）Ｎ層からなる上部層を含み、上部層の結晶は六方晶構造が主体であり、さらに、上部層についてＸ線回折を行った場合、２θ＝５５～６５°の範囲に存在する（１１０）面の回折ピークの半値幅は１．０～３．５°であることによって、焼入れ鋼などの高硬度材の切削加工において、すぐれた耐チッピング性、耐剥離性および耐摩耗性を示し、長期の使用にわた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、硬質被覆層として、所定の組成、平均層厚の下部層、中間層を有さないもの、あるいは、（Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｃｕ）Ｎ層からなる上部層の組成、結晶構造あるいは（１１０）面の回折ピークの半値幅が本願発明で規定する範囲を外れる比較例被覆工具では、チッピング、剥離の発生、あるいは、摩耗進行によって、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。
なお、前記表８に示される結果は、ＷＣ基超硬合金を工具基体とする本願発明の被覆切削工具についてのものであるが、工具基体は、ＷＣ基超硬合金に限定されるものではなく、ＴｉＣＮ基サーメット、立方晶窒化硼素焼結体、高速度工具鋼を工具基体として用いることができ、これらを工具基体とする本願発明の被覆切削工具においても、前記実施例と同様に、すぐれた耐チッピング性およびすぐれた耐摩耗性が長期の使用に亘って発揮される。
　上述のように、本願発明の被覆切削工具は、焼入れ鋼などの高硬度材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。
　Ｂ　　工具基体
　ＬＬ　　下部層
　ＵＬ　　上部層
　ＡＳＬ　　薄層Ａと薄層Ｂの交互積層
　１　　ヒーター
　２　　回転テーブル
　３　　超硬基体
　４、８　　磁力発生源
　５　　Ａｌ－Ｃｒ－Ｓｉ－Ｃｕ合金ターゲット（カソード電極）
　６　　ＡＩＰ装置
　７、１０　　アノード電極
　９　　Ａｌ－Ｔｉ－Ｓｉターゲット（カソード電極）
　１１　　反応ガス導入口
　１２　　排ガス口
　１３、１４　　アーク電極
　１５　　バイアス電極

Claims (4)

  1. 　炭化タングステン基超硬合金、ＴｉＣＮ基サーメット、立方晶窒化硼素焼結体および高速度工具鋼のいずれかからなる工具基体の表面に、硬質被覆層が設けられた表面被覆切削工具において、前記硬質被覆層は少なくとも下部層と上部層からなり、
    　（ａ）前記下部層は、平均層厚０．３～３．０μｍのＡｌとＴｉとＳｉの複合窒化物層からなり、前記下部層は、
    　組成式：（Ａｌ１－α－βＴｉαＳｉβ）Ｎで表した場合、
    ０．３≦α≦０．５、０．０１≦β≦０．１０（ただし、α、βはいずれも原子比）を満足し、
    　（ｂ）前記上部層は、平均層厚０．５～５．０μｍのＡｌとＣｒとＳｉとＣｕの複合窒化物層からなり、
    　前記上部層は、
    　組成式：（Ａｌ１－ａ－ｂ－ｃＣｒａＳｉｂＣｕｃ）Ｎで表した場合、
    　０．１５≦ａ≦０．４０、０．０５≦ｂ≦０．２０、０．００５≦ｃ≦０．０５（ただし、ａ、ｂ、ｃはいずれも原子比）を満足し、
    　（ｃ）前記上部層は六方晶構造の結晶からなり、該上部層についてＸ線回折により求めた２θ＝５５～６５°の範囲に存在する（１１０）面の回折ピークの半値幅は１．０～３．５°であることを特徴とする表面被覆切削工具。
  2. 　請求項１に記載の表面被覆切削工具において、前記下部層と上部層との間に、薄層Ａと薄層Ｂの交互積層構造からなる合計平均層厚０．１～１．０μｍの中間層が介在形成され、
    （ａ）前記薄層Ａは、
    　組成式：（Ａｌ１－ａ－ｂ－ｃＣｒａＳｉｂＣｕｃ）Ｎで表した場合、
    　０．１５≦ａ≦０．４０、０．０５≦ｂ≦０．２０、０．００５≦ｃ≦０．０５（ただし、ａ、ｂ、ｃはいずれも原子比）を満足し、一層平均層厚０．００５～０．１０μｍのＡｌとＣｒとＳｉとＣｕの複合窒化物層からなり、
    　（ｂ）前記薄層Ｂは、
    　組成式：（Ａｌ１－α－βＴｉαＳｉβ）Ｎで表した場合、
    　０．３≦α≦０．５、０．０１≦β≦０．１０（ただし、α、βはいずれも原子比）を満足し、一層平均層厚０．００５～０．１０μｍのＡｌとＴｉとＳｉの複合窒化物層からな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。
  3. 　前記上部層は、該層中に六方晶構造の結晶とともに立方晶構造の結晶を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の表面被覆切削工具。
  4. 　前記上部層の立方晶（２００）面の回折ピーク強度をｃ（２００）、六方晶（１１０）面の回折ピーク強度をｈ（１１０）としたとき、ピーク強度比ｃ（２００）／ｈ（１１０）＜１であることを特徴とする請求項１から３のいずれか一項に記載の表面被覆切削工具。
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Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2017155096A1 (ja) * 2016-03-11 2017-09-14 三菱マテリアル株式会社 耐チッピング性と耐摩耗性にすぐれた表面被覆切削工具
CN107523790A (zh) * 2017-07-05 2017-12-29 广东工业大学 一种AlCrSiCuN纳米多层涂层及其制备方法
JPWO2020189256A1 (ja) * 2019-03-18 2020-09-24
CN114531856A (zh) * 2019-11-27 2022-05-24 株式会社Moldino 包覆切削工具
US11965235B2 (en) 2019-05-09 2024-04-23 Moldino Tool Engineering, Ltd. Coated cutting tool

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008073800A (ja) * 2006-09-21 2008-04-03 Kobe Steel Ltd 硬質皮膜および硬質皮膜被覆工具
JP2009039838A (ja) * 2007-08-10 2009-02-26 Mitsubishi Materials Corp 表面被覆切削工具

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008073800A (ja) * 2006-09-21 2008-04-03 Kobe Steel Ltd 硬質皮膜および硬質皮膜被覆工具
JP2009039838A (ja) * 2007-08-10 2009-02-26 Mitsubishi Materials Corp 表面被覆切削工具

Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2017155096A1 (ja) * 2016-03-11 2017-09-14 三菱マテリアル株式会社 耐チッピング性と耐摩耗性にすぐれた表面被覆切削工具
US10751806B2 (en) 2016-03-11 2020-08-25 Mitsubishi Materials Corporation Surface-coated cutting tool having excellent chipping resistance and wear resistance
CN107523790A (zh) * 2017-07-05 2017-12-29 广东工业大学 一种AlCrSiCuN纳米多层涂层及其制备方法
CN107523790B (zh) * 2017-07-05 2019-08-27 广东工业大学 一种AlCrSiCuN纳米多层涂层及其制备方法
JPWO2020189256A1 (ja) * 2019-03-18 2020-09-24
WO2020189256A1 (ja) * 2019-03-18 2020-09-24 株式会社Moldino 被覆切削工具
JP7277821B2 (ja) 2019-03-18 2023-05-19 株式会社Moldino 被覆切削工具
US11666976B2 (en) 2019-03-18 2023-06-06 Moldino Tool Engineering, Ltd. Coated cutting tool
US11965235B2 (en) 2019-05-09 2024-04-23 Moldino Tool Engineering, Ltd. Coated cutting tool
CN114531856A (zh) * 2019-11-27 2022-05-24 株式会社Moldino 包覆切削工具

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