JP3693001B2 - 高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 - Google Patents
高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、硬質被覆層がすぐれた高温特性を有し、したがって各種の鋼や鋳鉄などの高熱発生を伴う高速切削加工で、すぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具（以下、被覆超硬工具という）に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
一般に、切削工具には、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、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。
【０００３】
また、切削工具として、炭化タングステン（以下、ＷＣで示す）基超硬合金または炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）基サーメットからなる基体（以下、これらを総称して超硬基体と云う）の表面に、組成式：（Ｔｉ1-YＡｌY）Ｎ（ただし、原子比で、Ｙは０．４〜０．６を示す）を満足するＴｉ−Ａｌ複合窒化物［以下、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎで示す］層からなる硬質被覆層を２〜１５μｍの平均層厚で物理蒸着してなる被覆超硬工具が知られており、これが各種の鋼や鋳鉄などの連続切削や断続切削加工に用いられることも良く知られるところである。
【０００４】
さらに、上記の被覆超硬工具が、例えば図３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上記の超硬基体を装入し、ヒータで装置内を、例えば雰囲気を１．３×１０-3Ｐａの真空として、５００℃の温度に加熱した状態で、アノード電極と所定組成を有するＴｉ−Ａｌ合金がセットされたカソード電極（蒸発源）との間に、例えば電圧：３５Ｖ、電流：９０Ａの条件で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、一方上記超硬基体には、例えば−２００Ｖのバイアス電圧を印加した条件で、前記超硬基体の表面に、上記（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着することにより製造されることも知られている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
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、切削加工は高速化の傾向にあるが、上記の従来被覆超硬工具においては、これを通常の切削加工条件で用いた場合には問題はないが、これを高い発熱を伴う高速切削条件用いた場合には、硬質被覆層の摩耗進行が促進され、比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
そこで、本発明者等は、上述のような観点から、高速切削加工ですぐれた耐摩耗性を発揮する被覆超硬工具を開発すべく、特に上記の従来被覆超硬工具を構成する硬質被覆層に着目し、研究を行った結果、
（ａ）上記の従来被覆超硬工具を構成する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層からなる硬質被覆層は、Ｃｕ−Ｋα線を用いたＸ線回折装置による測定で、図２に例示される通り（２００）面に最高ピークが現われ、かつ前記最高ピークの半価幅が２θ（横軸）で０．９度以上であるＸ線回折パターンを示すが、この硬質被覆層を超硬基体表面に物理蒸着形成するに先だって、予め組成式：（Ｔｉ1-XＡｌX）Ｃ（ただし、原子比で、Ｘは０．０５〜０．２０を示す）を満足するＴｉ−Ａｌ複合炭化物［以下、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｃで示す］層をきわめて薄い０．０５〜０．５μｍの平均層厚で蒸着形成しておくと、前記（Ｔｉ，Ａｌ）Ｃ層は、（２００）面に高配向し、前記（２００）結晶面のピークの半価幅が２θで０．６度以下のＸ線回折パターンを示すので、これの上に物理蒸着された、本来Ｘ線回折パターンの（２００）面におけるピークの半価幅が２θで０．９度以上であるＸ線回折パターンを示す前記（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層も、図１に例示される通り前記（Ｔｉ，Ａｌ）Ｃ層による結晶配向履歴効果によって前記（２００）面のピークの半価幅が２θで０．６度以下の高配向Ｘ線回折パターンを示すようになること。
【０００７】
（ｂ）Ｘ線回折パターンの（２００）面におけるピークの半価幅が２θで０．６度以下を示す高配向の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層は、同ピークの半価幅が同０．９度以上の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層に比して高温特性（高温耐酸化性および高温硬さ）にすぐれているので、前記高配向の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層からなる硬質被覆層を超硬基体表面に物理蒸着してなる被覆超硬工具は、高い発熱を伴う鋼や軟鋼などの高速切削加工ですぐれた耐摩耗性を発揮するようになること。
以上（ａ）および（ｂ）に示される研究結果を得たのである。
【０００８】
この発明は、上記の研究結果に基づいてなされたものであって、超硬基体の表面に、
（ａ）０．０５〜０．５μｍの平均層厚を有し、かつ、
組成式：（Ｔｉ1-XＡｌX）Ｃ（ただし、原子比で、Ｘは０．０５〜０．２０を示す）を満足し、
さらに、Ｃｕ−Ｋα線を用いたＸ線回折装置による測定で、（２００）面に最高ピークが現われ、かつ前記最高ピークの半価幅が２θで０．６度以下であるＸ線回折パターンを示す（Ｔｉ，Ａｌ）Ｃ層からなる結晶配向履歴層を介して、
（ｂ）２〜１５μｍの平均層厚を有し、
組成式：（Ｔｉ1-YＡｌY）Ｎ（ただし、原子比で、Ｙは０．４〜０．６を示す）を満足し、
同じくＣｕ−Ｋα線を用いたＸ線回折装置による測定で、（２００）面に最高ピークが現われ、かつ前記最高ピークの半価幅が２θで０．６度以下であるＸ線回折パターンを示す（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層からなる硬質被覆層を物理蒸着してなる、
高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する被覆超硬工具に特徴を有するものである。
【０００９】
つぎに、この発明の被覆超硬工具において、これを構成する結晶配向履歴層および硬質被覆層の組成および平均層厚を上記の通りに限定した理由を説明する。
（ａ）結晶配向履歴層［（Ｔｉ，Ａｌ）Ｃ層］
（Ｔｉ，Ａｌ）Ｃ層におけるＡｌには、層の（２００）面を切刃のすくい面および逃げ面に対して垂直方向に配向する作用があるが、Ａｌの割合が原子比で０．０５未満では、（２００）面への配向が不十分で、（２００）面に現われる最高ピークの半価幅を２θで０．６度以下に高配向させることができず、一方その割合が同じく０．２０を越えても、結晶配向が乱れるようになって、（２００）面を高配向させることが困難になることから、その割合を０．０５〜０．２０と定めた。
また、その平均層厚が０．０５μｍ未満では、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｃ層の本来有する（２００）面の高配向性を硬質被覆層に転化する結晶配向履歴効果を十分に発揮させることができず、一方この結晶配向履歴効果は０．５μｍまでの平均層厚で十分であることから、その平均層厚を０．０５〜０．５μｍと定めた。
【００１０】
（ｂ）硬質被覆層［（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層］
（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層のＡｌは、高靭性を有するＴｉＮ層の硬さおよび耐熱性を高め、もって耐摩耗性を向上させる目的で含有するが、その割合がＴｉとの合量に占める割合（原子比）で０．４未満では所望の耐摩耗性向上効果が得られず、一方その割合が同じく０．６を越えると、切刃にチッピング（微小欠け）などが発生し易くなることから、その割合を０．４〜０．６と定めた。
また、その平均層厚が２μｍ未満では、所望の耐摩耗性を確保することができず、一方その平均層厚が１５μｍを越えると、切刃にチッピングが発生し易くなることから、その平均層厚を２〜１５μｍと定めた。
さらに、Ｘ線回折パターンの（２００）面に現われる最高ピークの半価幅：０．６度以下（２θ）は、試験結果に基づいて経験的に定めたものであり、したがって前記半価幅が０．６度以下の場合に、特に高速切削加工ですぐれた耐摩耗性を発揮し、前記半価幅が０．６度を越えて大きくなる、すなわち（２００）面の配向性が低下するようになると、所望の耐摩耗性を確保することができなくなる、という理由によるものである。
【００１１】
【発明の実施の形態】
つぎに、この発明の被覆超硬工具を実施例により具体的に説明する。
（実施例１）
原料粉末として、いずれも１〜３μｍの平均粒径を有するＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＶＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ3 Ｃ2 粉末、ＴｉＮ粉末、ＴａＮ粉末、およびＣｏ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７２時間湿式混合し、乾燥した後、１００ＭＰａ の圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を６Ｐａの真空中、温度：１４００℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、切刃部分にＲ：０．０５のホーニング加工を施してＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０４０８のチップ形状をもったＷＣ基超硬合金製の超硬基体Ａ１〜Ａ１０を形成した。
【００１２】
また、原料粉末として、いずれも０．５〜２μｍの平均粒径を有するＴｉＣＮ（重量比でＴｉＣ／ＴｉＮ＝５０／５０）粉末、Ｍｏ2 Ｃ粉末、ＺｒＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、およびＮｉ粉末を用意し、これら原料粉末を、表２に示される配合組成に配合し、ボールミルで２４時間湿式混合し、乾燥した後、１００ＭＰａの圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を２ｋＰａの窒素雰囲気中、温度：１５００℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、切刃部分にＲ：０．０３のホーニング加工を施してＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０４０８のチップ形状をもったＴｉＣＮ系サーメット製の超硬基体Ｂ１〜Ｂ６を形成した。
【００１３】
ついで、これら超硬基体Ａ１〜Ａ１０およびＢ１〜Ｂ６を、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、それぞれ図３に例示される通常のアークイオンプレーティング装置に装入し、一方カソード電極（蒸発源）として種々の成分組成をもった結晶配向履歴層形成用Ｔｉ−Ａｌ合金および硬質被覆層形成用Ｔｉ−Ａｌ合金を装着し、装置内を排気して０．５Ｐａ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ガスを装置内に導入して１０ＰａのＡｒ雰囲気とし、この状態で超硬基体に−８００Ｖのバイアス電圧を印加して超硬基体表面をＡｒガスボンバート洗浄し、ついでＡｒガスの導入を止めた状態で、前記超硬基体に印加するバイアス電圧を−１００Ｖに下げ、かつ装置内に反応ガスとしてメタンガスを導入して３．５Ｐａの反応雰囲気とすると共に、前記カソード電極（結晶配向履歴層形成用Ｔｉ−Ａｌ合金）とアノード電極との間にアーク放電を発生させ、もって前記超硬基体Ａ１〜Ａ１０およびＢ１〜Ｂ６のそれぞれの表面に、表３，４に示される目標組成および目標層厚の結晶配向履歴層［（Ｔｉ，Ａｌ）Ｃ層］を形成し、引き続いて装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して３．５Ｐａの反応雰囲気とすると共に、前記超硬基体に印加するバイアス電圧を−３０Ｖに下げて、前記カソード電極（硬質被覆層形成用Ｔｉ−Ａｌ合金）とアノード電極との間にアーク放電を発生させ、もって同じく表３，４に示される目標組成および目標層厚の硬質被覆層［（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層］を蒸着することにより、図４（ａ）に概略斜視図で、同（ｂ）に概略縦断面図で示される形状を有する本発明被覆超硬工具としての本発明表面被覆超硬合金製スローアウエイチップ（以下、本発明被覆超硬チップと云う）１〜２０をそれぞれ製造した。
また、比較の目的で、表５，６に示される通り上記結晶配向履歴層［（Ｔｉ，Ａｌ）Ｃ層］の形成を行なわない以外は同一の条件で従来被覆超硬工具としての従来表面被覆超硬合金製スローアウエイチップ（以下、従来被覆超硬チップと云う）１〜２０をそれぞれ製造した。
【００１４】
つぎに、上記本発明被覆超硬チップ１〜２０および従来被覆超硬チップ１〜２０について、これを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、
被削材：ＪＩＳ・ＳＮＣＭ４３９の丸棒、
切削速度：３６０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１．５ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：１０分、
の条件での合金鋼の乾式高速連続旋削加工試験、
被削材：ＪＩＳ・Ｓ５０Ｃの長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：２８０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１．８ｍｍ、
送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：５分、
の条件での炭素鋼の乾式高速断続旋削加工試験、さらに、
被削材：ＪＩＳ・ＦＣ２５０の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１．５ｍｍ、
送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：５分、
の条件での鋳鉄の乾式高速断続旋削加工試験を行い、いずれの旋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７、８に示した。
【００１５】
【表１】
【００１６】
【表２】
【００１７】
【表３】
【００１８】
【表４】
【００１９】
【表５】
【００２０】
【表６】
【００２１】
【表７】
【００２２】
【表８】
【００２３】
（実施例２）
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９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８ｍｍ、１３ｍｍ、および２６ｍｍの３種の超硬基体形成用丸棒焼結体を形成し、さらに前記の３種の丸棒焼結体から、研削加工にて、表９に示される組合せで、切刃部の直径×長さがそれぞれ６ｍｍ×１３ｍｍ、１０ｍｍ×２２ｍｍ、および２０ｍｍ×４５ｍｍの寸法をもった超硬基体（エンドミル）ａ〜ｈをそれぞれ製造した。
【００２４】
ついで、これらの超硬基体（エンドミル）ａ〜ｈの表面に、ホーニングを施し、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、同じく図３に例示される通常のアークイオンプレーティング装置に装入し、上記実施例１と同一の条件で、表１０に示される目標組成および目標層厚をもった結晶配向履歴層［（Ｔｉ，Ａｌ）Ｃ層］および硬質被覆層［（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層］を蒸着することにより、図５（ａ）に概略正面図で、同（ｂ）に切刃部の概略横断面図で示される形状を有する本発明被覆超硬工具としての本発明表面被覆超硬合金製エンドミル（以下、本発明被覆超硬エンドミルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。
また、比較の目的で、表１１に示される通り上記結晶配向履歴層［（Ｔｉ，Ａｌ）Ｃ層］の形成を行なわない以外は同一の条件で従来被覆超硬工具としての従来表面被覆超硬合金製エンドミル（以下、従来被覆超硬エンドミルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。
【００２５】
つぎに、上記本発明被覆超硬エンドミル１〜８および従来被覆超硬エンドミル１〜８のうち、本発明被覆超硬エンドミル１〜３および従来被覆超硬エンドミル１〜３については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・ＳＣＭ４４０の板材、
切削速度：１６０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：２．５ｍｍ、
テーブル送り：７００ｍｍ／分、
の条件での合金鋼の乾式高速溝切削加工試験、本発明被覆超硬エンドミル４〜６および従来被覆超硬エンドミル４〜６については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・Ｓ４５Ｃの板材、
切削速度：１８０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：５ｍｍ、
テーブル送り：５５０ｍｍ／分、
の条件での炭素鋼の乾式高速溝切削加工試験、本発明被覆超硬エンドミル７，８および従来被覆超硬エンドミル７，８については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・ＦＣ３００の板材、
切削速度：１８０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：１０ｍｍ、
テーブル送り：３００ｍｍ／分、
の条件での鋳鉄の乾式高速溝切削加工試験、
をそれぞれ行い、いずれの溝切削加工試験でも外周刃の逃げ面摩耗量が使用寿命の目安とされる０．１ｍｍに至るまでの切削溝長を測定した。この測定結果を表１０、１１にそれぞれ示した。
【００２６】
【表９】
【００２７】
【表１０】
【００２８】
【表１１】
【００２９】
（実施例３）
上記の実施例２で製造した直径が８ｍｍ（超硬基体ａ〜ｃ形成用）、１３ｍｍ（超硬基体ｄ〜ｆ形成用）、および２６ｍｍ（超硬基体ｇ、ｈ形成用）の３種の丸棒焼結体を用い、この３種の丸棒焼結体から、研削加工にて、溝形成部の直径×長さがそれぞれ４ｍｍ×１３ｍｍ（超硬基体ａ´〜ｃ´）、８ｍｍ×２２ｍｍ（超硬基体ｄ´〜ｆ´）、および１６ｍｍ×４５ｍｍ（超硬基体ｇ´、ｈ´）の寸法をもった超硬基体（ドリル）ａ´〜ｈ´をそれぞれ製造した。
【００３０】
ついで、これらの超硬基体（ドリル）ａ´〜ｈ´の表面に、ホーニングを施し、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、同じく図３に例示される通常のアークイオンプレーティング装置に装入し、上記実施例１と同一の条件で、表１２に示される目標組成および目標層厚をもった結晶配向履歴層［（Ｔｉ，Ａｌ）Ｃ層］および硬質被覆層［（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層］を蒸着することにより、図６（ａ）に概略正面図で、同（ｂ）に溝形成部の概略横断面図で示される形状を有する本発明被覆超硬工具としての本発明表面被覆超硬合金製ドリル（以下、本発明被覆超硬ドリルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。
また、比較の目的で、表１３に示される通り上記結晶配向履歴層［（Ｔｉ，Ａｌ）Ｃ層］の形成を行なわない以外は同一の条件で従来被覆超硬工具としての従来表面被覆超硬合金製ドリル（以下、従来被覆超硬ドリルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。
【００３１】
つぎに、上記本発明被覆超硬ドリル１〜８および従来被覆超硬ドリル１〜８のうち、本発明被覆超硬ドリル１〜３および従来被覆超硬ドリル１〜３については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・ＳＮＣＭ４３９の板材、
切削速度：１２０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．１２ｍｍ／ｒｅｖ、
の条件での合金鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験、本発明被覆超硬ドリル４〜６および従来被覆超硬ドリル４〜６については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・Ｓ５５Ｃの板材、
切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ、
の条件での炭素鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験、本発明被覆超硬ドリル７，８および従来被覆超硬ドリル７，８については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・ＦＣ２５０の板材、
切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ、
の条件での鋳鉄の湿式高速穴あけ切削加工試験、をそれぞれ行い、いずれの湿式高速穴あけ切削加工試験（水溶性切削油使用）でも先端切刃面の逃げ面摩耗幅が０．３ｍｍに至るまでの穴あけ加工数を測定した。この測定結果を表１２、１３にそれぞれ示した。
【００３２】
【表１２】
【００３３】
【表１３】
【００３４】
なお、この結果得られた本発明被覆超硬工具としての本発明被覆超硬チップ１〜２０、本発明被覆超硬エンドミル１〜８、および本発明被覆超硬ドリル１〜８の結晶配向履歴層［（Ｔｉ，Ａｌ）Ｃ層］および硬質被覆層［（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層］、並びに従来被覆超硬工具としての従来被覆超硬チップ１〜２０、従来被覆超硬エンドミル１〜８、および従来被覆超硬ドリル１〜８の硬質被覆層［（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層］の組成について、その厚さ方向中央部をオージェ分光分析装置を用いて測定したところ、それぞれ目標組成と実質的に同じ組成を示した。
また、これらの本発明被覆超硬工具、並びに従来被覆超硬工具の上記構成層の厚さを、走査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層厚（５点測定の平均値）を示した。
さらに、これらの本発明被覆超硬工具、並びに従来被覆超硬工具の上記構成層をＣｕ−Ｋα線を用いたＸ線回折装置を用いて切刃のすくい面および／または逃げ面で観察し、この結果得られたＸ線回折パターンから（２００）面に現われたピークの半価幅を測定し（この場合正確な測定が困難な場合には、上記の実施例時にアークイオンプレーティング装置に同時に装入した測定ピースのＸ線回折パターンを用いて測定した）、この測定結果を表３〜６および表１０〜１３にそれぞれ示した。
【００３５】
【発明の効果】
表３〜１３に示される結果から、結晶配向履歴層の介在によって硬質被覆層の（２００）面が高配向し、これによってすぐれた高温特性（高温耐酸化性および高温硬さ）を具備すようになる本発明被覆超硬工具は、いずれも鋼や鋳鉄の切削加工を高い発熱を伴う高速で行っても、すぐれた耐摩耗性を発揮するのに対して、硬質被覆層の（２００）面の配向性の低い従来被覆超硬工具においては、高温を伴う高速切削加工では切刃の摩耗進行が速く、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、この発明の被覆超硬工具は、特に各種の鋼や鋳鉄などの高速切削加工でもすぐれた耐摩耗性を発揮し、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。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明被覆超硬チップ１５の硬質被覆層が示すＸ線回折パターンである。
【図２】従来被覆超硬チップ１５の硬質被覆層が示すＸ線回折パターンである。
【図３】アークイオンプレーティング装置の概略説明図である。
【図４】（ａ）は被覆超硬チップの概略斜視図、（ｂ）は被覆超硬チップの概略縦断面図である。
【図５】（ａ）は被覆超硬エンドミル概略正面図、（ｂ）は同切刃部の概略横断面図である。
【図６】（ａ）は被覆超硬ドリルの概略正面図、（ｂ）は同溝形成部の概略横断面図である。
【発明の属する技術分野】
この発明は、硬質被覆層がすぐれた高温特性を有し、したがって各種の鋼や鋳鉄などの高熱発生を伴う高速切削加工で、すぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具（以下、被覆超硬工具という）に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
一般に、切削工具には、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、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。
【０００３】
また、切削工具として、炭化タングステン（以下、ＷＣで示す）基超硬合金または炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）基サーメットからなる基体（以下、これらを総称して超硬基体と云う）の表面に、組成式：（Ｔｉ1-YＡｌY）Ｎ（ただし、原子比で、Ｙは０．４〜０．６を示す）を満足するＴｉ−Ａｌ複合窒化物［以下、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎで示す］層からなる硬質被覆層を２〜１５μｍの平均層厚で物理蒸着してなる被覆超硬工具が知られており、これが各種の鋼や鋳鉄などの連続切削や断続切削加工に用いられることも良く知られるところである。
【０００４】
さらに、上記の被覆超硬工具が、例えば図３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上記の超硬基体を装入し、ヒータで装置内を、例えば雰囲気を１．３×１０-3Ｐａの真空として、５００℃の温度に加熱した状態で、アノード電極と所定組成を有するＴｉ−Ａｌ合金がセットされたカソード電極（蒸発源）との間に、例えば電圧：３５Ｖ、電流：９０Ａの条件で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、一方上記超硬基体には、例えば−２００Ｖのバイアス電圧を印加した条件で、前記超硬基体の表面に、上記（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着することにより製造されることも知られている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
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、切削加工は高速化の傾向にあるが、上記の従来被覆超硬工具においては、これを通常の切削加工条件で用いた場合には問題はないが、これを高い発熱を伴う高速切削条件用いた場合には、硬質被覆層の摩耗進行が促進され、比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
そこで、本発明者等は、上述のような観点から、高速切削加工ですぐれた耐摩耗性を発揮する被覆超硬工具を開発すべく、特に上記の従来被覆超硬工具を構成する硬質被覆層に着目し、研究を行った結果、
（ａ）上記の従来被覆超硬工具を構成する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層からなる硬質被覆層は、Ｃｕ−Ｋα線を用いたＸ線回折装置による測定で、図２に例示される通り（２００）面に最高ピークが現われ、かつ前記最高ピークの半価幅が２θ（横軸）で０．９度以上であるＸ線回折パターンを示すが、この硬質被覆層を超硬基体表面に物理蒸着形成するに先だって、予め組成式：（Ｔｉ1-XＡｌX）Ｃ（ただし、原子比で、Ｘは０．０５〜０．２０を示す）を満足するＴｉ−Ａｌ複合炭化物［以下、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｃで示す］層をきわめて薄い０．０５〜０．５μｍの平均層厚で蒸着形成しておくと、前記（Ｔｉ，Ａｌ）Ｃ層は、（２００）面に高配向し、前記（２００）結晶面のピークの半価幅が２θで０．６度以下のＸ線回折パターンを示すので、これの上に物理蒸着された、本来Ｘ線回折パターンの（２００）面におけるピークの半価幅が２θで０．９度以上であるＸ線回折パターンを示す前記（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層も、図１に例示される通り前記（Ｔｉ，Ａｌ）Ｃ層による結晶配向履歴効果によって前記（２００）面のピークの半価幅が２θで０．６度以下の高配向Ｘ線回折パターンを示すようになること。
【０００７】
（ｂ）Ｘ線回折パターンの（２００）面におけるピークの半価幅が２θで０．６度以下を示す高配向の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層は、同ピークの半価幅が同０．９度以上の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層に比して高温特性（高温耐酸化性および高温硬さ）にすぐれているので、前記高配向の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層からなる硬質被覆層を超硬基体表面に物理蒸着してなる被覆超硬工具は、高い発熱を伴う鋼や軟鋼などの高速切削加工ですぐれた耐摩耗性を発揮するようになること。
以上（ａ）および（ｂ）に示される研究結果を得たのである。
【０００８】
この発明は、上記の研究結果に基づいてなされたものであって、超硬基体の表面に、
（ａ）０．０５〜０．５μｍの平均層厚を有し、かつ、
組成式：（Ｔｉ1-XＡｌX）Ｃ（ただし、原子比で、Ｘは０．０５〜０．２０を示す）を満足し、
さらに、Ｃｕ−Ｋα線を用いたＸ線回折装置による測定で、（２００）面に最高ピークが現われ、かつ前記最高ピークの半価幅が２θで０．６度以下であるＸ線回折パターンを示す（Ｔｉ，Ａｌ）Ｃ層からなる結晶配向履歴層を介して、
（ｂ）２〜１５μｍの平均層厚を有し、
組成式：（Ｔｉ1-YＡｌY）Ｎ（ただし、原子比で、Ｙは０．４〜０．６を示す）を満足し、
同じくＣｕ−Ｋα線を用いたＸ線回折装置による測定で、（２００）面に最高ピークが現われ、かつ前記最高ピークの半価幅が２θで０．６度以下であるＸ線回折パターンを示す（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層からなる硬質被覆層を物理蒸着してなる、
高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する被覆超硬工具に特徴を有するものである。
【０００９】
つぎに、この発明の被覆超硬工具において、これを構成する結晶配向履歴層および硬質被覆層の組成および平均層厚を上記の通りに限定した理由を説明する。
（ａ）結晶配向履歴層［（Ｔｉ，Ａｌ）Ｃ層］
（Ｔｉ，Ａｌ）Ｃ層におけるＡｌには、層の（２００）面を切刃のすくい面および逃げ面に対して垂直方向に配向する作用があるが、Ａｌの割合が原子比で０．０５未満では、（２００）面への配向が不十分で、（２００）面に現われる最高ピークの半価幅を２θで０．６度以下に高配向させることができず、一方その割合が同じく０．２０を越えても、結晶配向が乱れるようになって、（２００）面を高配向させることが困難になることから、その割合を０．０５〜０．２０と定めた。
また、その平均層厚が０．０５μｍ未満では、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｃ層の本来有する（２００）面の高配向性を硬質被覆層に転化する結晶配向履歴効果を十分に発揮させることができず、一方この結晶配向履歴効果は０．５μｍまでの平均層厚で十分であることから、その平均層厚を０．０５〜０．５μｍと定めた。
【００１０】
（ｂ）硬質被覆層［（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層］
（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層のＡｌは、高靭性を有するＴｉＮ層の硬さおよび耐熱性を高め、もって耐摩耗性を向上させる目的で含有するが、その割合がＴｉとの合量に占める割合（原子比）で０．４未満では所望の耐摩耗性向上効果が得られず、一方その割合が同じく０．６を越えると、切刃にチッピング（微小欠け）などが発生し易くなることから、その割合を０．４〜０．６と定めた。
また、その平均層厚が２μｍ未満では、所望の耐摩耗性を確保することができず、一方その平均層厚が１５μｍを越えると、切刃にチッピングが発生し易くなることから、その平均層厚を２〜１５μｍと定めた。
さらに、Ｘ線回折パターンの（２００）面に現われる最高ピークの半価幅：０．６度以下（２θ）は、試験結果に基づいて経験的に定めたものであり、したがって前記半価幅が０．６度以下の場合に、特に高速切削加工ですぐれた耐摩耗性を発揮し、前記半価幅が０．６度を越えて大きくなる、すなわち（２００）面の配向性が低下するようになると、所望の耐摩耗性を確保することができなくなる、という理由によるものである。
【００１１】
【発明の実施の形態】
つぎに、この発明の被覆超硬工具を実施例により具体的に説明する。
（実施例１）
原料粉末として、いずれも１〜３μｍの平均粒径を有するＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＶＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ3 Ｃ2 粉末、ＴｉＮ粉末、ＴａＮ粉末、およびＣｏ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７２時間湿式混合し、乾燥した後、１００ＭＰａ の圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を６Ｐａの真空中、温度：１４００℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、切刃部分にＲ：０．０５のホーニング加工を施してＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０４０８のチップ形状をもったＷＣ基超硬合金製の超硬基体Ａ１〜Ａ１０を形成した。
【００１２】
また、原料粉末として、いずれも０．５〜２μｍの平均粒径を有するＴｉＣＮ（重量比でＴｉＣ／ＴｉＮ＝５０／５０）粉末、Ｍｏ2 Ｃ粉末、ＺｒＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、およびＮｉ粉末を用意し、これら原料粉末を、表２に示される配合組成に配合し、ボールミルで２４時間湿式混合し、乾燥した後、１００ＭＰａの圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を２ｋＰａの窒素雰囲気中、温度：１５００℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、切刃部分にＲ：０．０３のホーニング加工を施してＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０４０８のチップ形状をもったＴｉＣＮ系サーメット製の超硬基体Ｂ１〜Ｂ６を形成した。
【００１３】
ついで、これら超硬基体Ａ１〜Ａ１０およびＢ１〜Ｂ６を、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、それぞれ図３に例示される通常のアークイオンプレーティング装置に装入し、一方カソード電極（蒸発源）として種々の成分組成をもった結晶配向履歴層形成用Ｔｉ−Ａｌ合金および硬質被覆層形成用Ｔｉ−Ａｌ合金を装着し、装置内を排気して０．５Ｐａ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ガスを装置内に導入して１０ＰａのＡｒ雰囲気とし、この状態で超硬基体に−８００Ｖのバイアス電圧を印加して超硬基体表面をＡｒガスボンバート洗浄し、ついでＡｒガスの導入を止めた状態で、前記超硬基体に印加するバイアス電圧を−１００Ｖに下げ、かつ装置内に反応ガスとしてメタンガスを導入して３．５Ｐａの反応雰囲気とすると共に、前記カソード電極（結晶配向履歴層形成用Ｔｉ−Ａｌ合金）とアノード電極との間にアーク放電を発生させ、もって前記超硬基体Ａ１〜Ａ１０およびＢ１〜Ｂ６のそれぞれの表面に、表３，４に示される目標組成および目標層厚の結晶配向履歴層［（Ｔｉ，Ａｌ）Ｃ層］を形成し、引き続いて装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して３．５Ｐａの反応雰囲気とすると共に、前記超硬基体に印加するバイアス電圧を−３０Ｖに下げて、前記カソード電極（硬質被覆層形成用Ｔｉ−Ａｌ合金）とアノード電極との間にアーク放電を発生させ、もって同じく表３，４に示される目標組成および目標層厚の硬質被覆層［（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層］を蒸着することにより、図４（ａ）に概略斜視図で、同（ｂ）に概略縦断面図で示される形状を有する本発明被覆超硬工具としての本発明表面被覆超硬合金製スローアウエイチップ（以下、本発明被覆超硬チップと云う）１〜２０をそれぞれ製造した。
また、比較の目的で、表５，６に示される通り上記結晶配向履歴層［（Ｔｉ，Ａｌ）Ｃ層］の形成を行なわない以外は同一の条件で従来被覆超硬工具としての従来表面被覆超硬合金製スローアウエイチップ（以下、従来被覆超硬チップと云う）１〜２０をそれぞれ製造した。
【００１４】
つぎに、上記本発明被覆超硬チップ１〜２０および従来被覆超硬チップ１〜２０について、これを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、
被削材：ＪＩＳ・ＳＮＣＭ４３９の丸棒、
切削速度：３６０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１．５ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：１０分、
の条件での合金鋼の乾式高速連続旋削加工試験、
被削材：ＪＩＳ・Ｓ５０Ｃの長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：２８０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１．８ｍｍ、
送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：５分、
の条件での炭素鋼の乾式高速断続旋削加工試験、さらに、
被削材：ＪＩＳ・ＦＣ２５０の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１．５ｍｍ、
送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：５分、
の条件での鋳鉄の乾式高速断続旋削加工試験を行い、いずれの旋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７、８に示した。
【００１５】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【表５】
【表６】
【表７】
【表８】
（実施例２）
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９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８ｍｍ、１３ｍｍ、および２６ｍｍの３種の超硬基体形成用丸棒焼結体を形成し、さらに前記の３種の丸棒焼結体から、研削加工にて、表９に示される組合せで、切刃部の直径×長さがそれぞれ６ｍｍ×１３ｍｍ、１０ｍｍ×２２ｍｍ、および２０ｍｍ×４５ｍｍの寸法をもった超硬基体（エンドミル）ａ〜ｈをそれぞれ製造した。
【００２４】
ついで、これらの超硬基体（エンドミル）ａ〜ｈの表面に、ホーニングを施し、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、同じく図３に例示される通常のアークイオンプレーティング装置に装入し、上記実施例１と同一の条件で、表１０に示される目標組成および目標層厚をもった結晶配向履歴層［（Ｔｉ，Ａｌ）Ｃ層］および硬質被覆層［（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層］を蒸着することにより、図５（ａ）に概略正面図で、同（ｂ）に切刃部の概略横断面図で示される形状を有する本発明被覆超硬工具としての本発明表面被覆超硬合金製エンドミル（以下、本発明被覆超硬エンドミルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。
また、比較の目的で、表１１に示される通り上記結晶配向履歴層［（Ｔｉ，Ａｌ）Ｃ層］の形成を行なわない以外は同一の条件で従来被覆超硬工具としての従来表面被覆超硬合金製エンドミル（以下、従来被覆超硬エンドミルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。
【００２５】
つぎに、上記本発明被覆超硬エンドミル１〜８および従来被覆超硬エンドミル１〜８のうち、本発明被覆超硬エンドミル１〜３および従来被覆超硬エンドミル１〜３については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・ＳＣＭ４４０の板材、
切削速度：１６０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：２．５ｍｍ、
テーブル送り：７００ｍｍ／分、
の条件での合金鋼の乾式高速溝切削加工試験、本発明被覆超硬エンドミル４〜６および従来被覆超硬エンドミル４〜６については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・Ｓ４５Ｃの板材、
切削速度：１８０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：５ｍｍ、
テーブル送り：５５０ｍｍ／分、
の条件での炭素鋼の乾式高速溝切削加工試験、本発明被覆超硬エンドミル７，８および従来被覆超硬エンドミル７，８については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・ＦＣ３００の板材、
切削速度：１８０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：１０ｍｍ、
テーブル送り：３００ｍｍ／分、
の条件での鋳鉄の乾式高速溝切削加工試験、
をそれぞれ行い、いずれの溝切削加工試験でも外周刃の逃げ面摩耗量が使用寿命の目安とされる０．１ｍｍに至るまでの切削溝長を測定した。この測定結果を表１０、１１にそれぞれ示した。
【００２６】
【表９】
【表１０】
【表１１】
（実施例３）
上記の実施例２で製造した直径が８ｍｍ（超硬基体ａ〜ｃ形成用）、１３ｍｍ（超硬基体ｄ〜ｆ形成用）、および２６ｍｍ（超硬基体ｇ、ｈ形成用）の３種の丸棒焼結体を用い、この３種の丸棒焼結体から、研削加工にて、溝形成部の直径×長さがそれぞれ４ｍｍ×１３ｍｍ（超硬基体ａ´〜ｃ´）、８ｍｍ×２２ｍｍ（超硬基体ｄ´〜ｆ´）、および１６ｍｍ×４５ｍｍ（超硬基体ｇ´、ｈ´）の寸法をもった超硬基体（ドリル）ａ´〜ｈ´をそれぞれ製造した。
【００３０】
ついで、これらの超硬基体（ドリル）ａ´〜ｈ´の表面に、ホーニングを施し、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、同じく図３に例示される通常のアークイオンプレーティング装置に装入し、上記実施例１と同一の条件で、表１２に示される目標組成および目標層厚をもった結晶配向履歴層［（Ｔｉ，Ａｌ）Ｃ層］および硬質被覆層［（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層］を蒸着することにより、図６（ａ）に概略正面図で、同（ｂ）に溝形成部の概略横断面図で示される形状を有する本発明被覆超硬工具としての本発明表面被覆超硬合金製ドリル（以下、本発明被覆超硬ドリルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。
また、比較の目的で、表１３に示される通り上記結晶配向履歴層［（Ｔｉ，Ａｌ）Ｃ層］の形成を行なわない以外は同一の条件で従来被覆超硬工具としての従来表面被覆超硬合金製ドリル（以下、従来被覆超硬ドリルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。
【００３１】
つぎに、上記本発明被覆超硬ドリル１〜８および従来被覆超硬ドリル１〜８のうち、本発明被覆超硬ドリル１〜３および従来被覆超硬ドリル１〜３については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・ＳＮＣＭ４３９の板材、
切削速度：１２０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．１２ｍｍ／ｒｅｖ、
の条件での合金鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験、本発明被覆超硬ドリル４〜６および従来被覆超硬ドリル４〜６については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・Ｓ５５Ｃの板材、
切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ、
の条件での炭素鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験、本発明被覆超硬ドリル７，８および従来被覆超硬ドリル７，８については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・ＦＣ２５０の板材、
切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ、
の条件での鋳鉄の湿式高速穴あけ切削加工試験、をそれぞれ行い、いずれの湿式高速穴あけ切削加工試験（水溶性切削油使用）でも先端切刃面の逃げ面摩耗幅が０．３ｍｍに至るまでの穴あけ加工数を測定した。この測定結果を表１２、１３にそれぞれ示した。
【００３２】
【表１２】
【表１３】
なお、この結果得られた本発明被覆超硬工具としての本発明被覆超硬チップ１〜２０、本発明被覆超硬エンドミル１〜８、および本発明被覆超硬ドリル１〜８の結晶配向履歴層［（Ｔｉ，Ａｌ）Ｃ層］および硬質被覆層［（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層］、並びに従来被覆超硬工具としての従来被覆超硬チップ１〜２０、従来被覆超硬エンドミル１〜８、および従来被覆超硬ドリル１〜８の硬質被覆層［（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層］の組成について、その厚さ方向中央部をオージェ分光分析装置を用いて測定したところ、それぞれ目標組成と実質的に同じ組成を示した。
また、これらの本発明被覆超硬工具、並びに従来被覆超硬工具の上記構成層の厚さを、走査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層厚（５点測定の平均値）を示した。
さらに、これらの本発明被覆超硬工具、並びに従来被覆超硬工具の上記構成層をＣｕ−Ｋα線を用いたＸ線回折装置を用いて切刃のすくい面および／または逃げ面で観察し、この結果得られたＸ線回折パターンから（２００）面に現われたピークの半価幅を測定し（この場合正確な測定が困難な場合には、上記の実施例時にアークイオンプレーティング装置に同時に装入した測定ピースのＸ線回折パターンを用いて測定した）、この測定結果を表３〜６および表１０〜１３にそれぞれ示した。
【００３５】
【発明の効果】
表３〜１３に示される結果から、結晶配向履歴層の介在によって硬質被覆層の（２００）面が高配向し、これによってすぐれた高温特性（高温耐酸化性および高温硬さ）を具備すようになる本発明被覆超硬工具は、いずれも鋼や鋳鉄の切削加工を高い発熱を伴う高速で行っても、すぐれた耐摩耗性を発揮するのに対して、硬質被覆層の（２００）面の配向性の低い従来被覆超硬工具においては、高温を伴う高速切削加工では切刃の摩耗進行が速く、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、この発明の被覆超硬工具は、特に各種の鋼や鋳鉄などの高速切削加工でもすぐれた耐摩耗性を発揮し、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。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明被覆超硬チップ１５の硬質被覆層が示すＸ線回折パターンである。
【図２】従来被覆超硬チップ１５の硬質被覆層が示すＸ線回折パターンである。
【図３】アークイオンプレーティング装置の概略説明図である。
【図４】（ａ）は被覆超硬チップの概略斜視図、（ｂ）は被覆超硬チップの概略縦断面図である。
【図５】（ａ）は被覆超硬エンドミル概略正面図、（ｂ）は同切刃部の概略横断面図である。
【図６】（ａ）は被覆超硬ドリルの概略正面図、（ｂ）は同溝形成部の概略横断面図である。
Claims (1)
- 炭化タングステン基超硬合金基体または炭窒化チタン系サーメット基体の表面に、
（ａ）０．０５〜０．５μｍの平均層厚を有し、
組成式：（Ｔｉ1-XＡｌX）Ｃ（ただし、原子比で、Ｘは０．０５〜０．２０を示す）を満足し、
さらに、Ｃｕ−Ｋα線を用いたＸ線回折装置による測定で、（２００）面に最高ピークが現われ、かつ前記最高ピークの半価幅が２θで０．６度以下であるＸ線回折パターンを示すＴｉ−Ａｌ複合炭化物層からなる結晶配向履歴層を介して、
（ｂ）２〜１５μｍの平均層厚を有し、
組成式：（Ｔｉ1-YＡｌY）Ｎ（ただし、原子比で、Ｙは０．４〜０．６を示す）を満足し、
同じくＣｕ−Ｋα線を用いたＸ線回折装置による測定で、（２００）面に最高ピークが現われ、かつ前記最高ピークの半価幅が２θで０．６度以下であるＸ線回折パターンを示すＴｉ−Ａｌ複合窒化物層からなる硬質被覆層を物理蒸着してなる、
高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具。
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