(57)【特許請求の範囲】
【請求項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、
０．０５〜１μｍの平均層厚を有し、かつ、
組成式：（Ａｌ1-(X+Y)ＴｉXＳｉY）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．３５〜０．６０、Ｙは０．０１〜０．１５を示す）を満足すると共に、立方晶の結晶構造を有するＡｌ−Ｔｉ系複合窒化物層からなる結晶履歴層を介して、
２〜１２μｍの平均層厚を有し、かつ、
組成式：（Ａｌ1-(V+W)ＴｉVＳｉW）Ｎ（ただし、原子比で、Ｖは０．１０〜０．２５、Ｗは０．０５〜０．２０を示す）を満足すると共に、同じく立方晶の結晶構造を有するＡｌ基複合窒化物層からなる耐酸化性被覆層を物理蒸着してなる、
難削材の高速切削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。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、耐酸化性被覆層がすぐれた高温特性を有し、特に高い発熱を伴うステンレス鋼や軟鋼などの難削材の高速切削加工に用いた場合に、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、近年、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：（Ａｌ1-(V+W)ＴｉVＳｉW）Ｎ（ただし、原子比で、Ｖは０．１０〜０．２５、Ｗは０．０５〜０．２０を示す）を満足するＡｌ基複合窒化物層からなる耐酸化性被覆層を２〜１２μｍの平均層厚で物理蒸着してなる被覆超硬工具が、特にステンレス鋼や軟鋼などの難削材の切削加工に適した切削工具として注目されている。
【０００４】
さらに、上記の被覆超硬工具が、例えば図１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Ａｌ−Ｔｉ−Ｓｉ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、前記超硬合金基体の表面に、上記Ａｌ基複合窒化物層からなる耐酸化性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、これをステンレス鋼や軟鋼などの難削材の通常の条件での切削加工には問題はないが、これを粘性の高い前記の被削材の切削加工をきわめて高い発熱を伴う高速切削条件で行なった場合には、耐酸化性被覆層が十分な高温特性を具備しないことから、切刃の摩耗進行が著しく促進されるようになり、この結果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、ステンレス鋼や軟鋼などの難削材の切削加工を高速切削条件で行なった場合にも、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耐酸化性被覆層に着目し、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Ａｌ基複合窒化物層からなる耐酸化性被覆層は「六方晶」の結晶構造をもつが、この結晶構造が「六方晶」の耐酸化性被覆層を超硬基体表面に物理蒸着形成する前に、予め組成式：（Ａｌ1-(X+Y)ＴｉXＳｉY）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．３５〜０．６０、Ｙは０．０１〜０．１５を示す）を満足し、この結果「立方晶」の結晶構造をもつようになるＡｌ−Ｔｉ系複合窒化物層をきわめて薄い０．０５〜１μｍの平均層厚で蒸着形成しておくと、これの上に物理蒸着された、本来「六方晶」の結晶構造を有する前記Ａｌ基複合窒化物層も前記Ａｌ−Ｔｉ系複合窒化物層による結晶履歴効果によってこれの結晶構造と同じ「立方晶」の結晶構造をもつようになること。
【０００７】
（ｂ）結晶構造が「立方晶」のＡｌ基複合窒化物層は、同「六方晶」のＡｌ基複合窒化物層に比して高温特性（高温耐酸化性、高温強度、および高温硬さ）にすぐれているので、前記結晶構造が「立方晶」のＡｌ基複合窒化物層からなる耐酸化性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、高い発熱を伴うステンレス鋼や軟鋼などの難削材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、
０．０５〜１μｍの平均層厚を有し、かつ、
組成式：（Ａｌ1-(X+Y)ＴｉXＳｉY）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．３５〜０．６０、Ｙは０．０１〜０．１５を示す）を満足すると共に、立方晶の結晶構造を有するＡｌ−Ｔｉ系複合窒化物層からなる結晶履歴層を介して、
２〜１２μｍの平均層厚を有し、かつ、
組成式：（Ａｌ1-(V+W)ＴｉVＳｉW）Ｎ（ただし、原子比で、Ｖは０．１０〜０．２５、Ｗは０．０５〜０．２０を示す）を満足すると共に、同じく立方晶の結晶構造を有するＡｌ基複合窒化物層からなる耐酸化性被覆層を物理蒸着してなる、
難削材の高速切削で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履歴層および耐酸化性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）結晶履歴層（Ａｌ−Ｔｉ系複合窒化物層）
Ａｌ−Ｔｉ系複合窒化物層におけるＴｉは、層の結晶構造を「立方晶」とする目的で含有するものであり、したがってＴｉの割合がＡｌとＳｉの合量に占める割合（原子比、以下同じ）で０．３５未満では、立方晶の結晶構造を確保することができず、一方その割合が０．６０を越えると層自体の高温硬さおよび耐熱性に低下傾向が現れるようになることから、その割合を０．３５〜０．６０と定めた。
同じくＳｉは層の硬さを向上させる目的で含有するが、その割合がＡｌとＴｉの合量に占める割合で０．０１未満では所望の硬さ向上効果が得られず、一方その割合が同じく０．１５を越えると、層の結晶構造を「立方晶」に保持することが困難になることから、その割合を０．０１〜０．１５と定めた。
また、その平均層厚が０．０５μｍ未満では、Ａｌ基複合窒化物層の本来有する「六方晶」の結晶構造を「立方晶」に転化する結晶履歴効果を十分に発揮させることができず、一方この結晶履歴効果は１μｍまでの平均層厚で十分であることから、その平均層厚を０．０５〜１μｍと定めた。
【００１０】
（ｂ）耐酸化性被覆層（Ａｌ基複合窒化物層）
Ａｌ基複合窒化物層のＴｉは、耐酸化性にすぐれたＡｌＮ層の強度を向上させる目的で含有するが、その割合がＡｌとＳｉとの合量に占める割合で０．１０未満では所望の強度向上効果が得られず、一方その割合が同じく０．２５を越えると、層の耐酸化性が急激に低下し、特に高熱発生を伴う切削時の摩耗が促進されるようになることから、その割合を０．１０〜０．２５と定めた。
同じくＳｉは、層の硬さを向上させる目的で含有するが、その割合がＡｌとＴｉの合量に占める割合で０．０５未満では所望の硬さ向上効果が得られず、一方その割合が同じく０．２０を越えると、相対的にＡｌの割合が少なくなり過ぎて耐酸化性が急激に低下するようになることから、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１２μｍ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２〜１２μｍと定めた。
【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１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Ａｌ−Ｔｉ系複合窒化物層形成用Ａｌ−Ｔｉ−Ｓｉ合金およびＡｌ基複合窒化物層形成用Ａｌ−Ｔｉ−Ｓｉ合金を装着し、装置内を排気して１．３×１０-3Ｐａ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、ついで装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して６Ｐａ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−２００ｖに下げて、前記カソード電極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履歴層（Ａｌ−Ｔｉ系複合窒化物層）および耐酸化性被覆層（Ａｌ基複合窒化物層）を蒸着することにより、図２（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履歴層（Ａｌ−Ｔｉ系複合窒化物層）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・ＳＵＳ３０４の丸棒、
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：２ｍｍ、
送り：０．２１ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：８分、
の条件でのステンレス鋼の乾式高速連続旋削加工試験、
被削材：ＪＩＳ・ＳＵＳ３０４の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：１８０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１ｍｍ、
送り：０．１７ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：２分、
の条件でのステンレス鋼の乾式高速断続旋削加工試験、さらに、
被削材：ＪＩＳ・Ｓ１５Ｃの長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：３００ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：２ｍｍ、
送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：３分、
の条件での軟鋼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】
0003695396.tif 000002
【００１６】
【表２】
0003695396.tif 000003
【００１７】
【表３】
0003695396.tif 000004
【００１８】
【表４】
0003695396.tif 000005
【００１９】
【表５】
0003695396.tif 000006
【００２０】
【表６】
0003695396.tif 000007
【００２１】
【表７】
0003695396.tif 000008
【００２２】
【表８】
0003695396.tif 000009
【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を、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、同じく図１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、前記超硬基体ａ〜ｈのそれぞれの表面に表１０に示される目標組成および目標層厚をもった結晶履歴層（Ａｌ−Ｔｉ系複合窒化物層）および耐酸化性被覆層（Ａｌ基複合窒化物層）を蒸着することにより、図３（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履歴層（Ａｌ−Ｔｉ系複合窒化物層）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・ＳＵＳ３０４の板材、
切削速度：３５ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：２．５ｍｍ、
テーブル送り：１３０ｍｍ／分、
の条件でのステンレス鋼の湿式高速溝切削加工試験（水溶性切削油使用）、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・Ｓ１５Ｃ板材、
切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：４ｍｍ、
テーブル送り：４５０ｍｍ／分、
の条件での軟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・ＳＵＳ３０４の板材、
切削速度：３０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：８ｍｍ、
テーブル送り：１１０ｍｍ／分、
の条件でのステンレス鋼の湿式高速溝切削加工試験（水溶性切削油使用）、
をそれぞれ行い、いずれの溝切削加工試験でも切刃部先端面の直径が使用寿命の目安とされる０．２ｍｍ減少す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】
0003695396.tif 000010
【００２７】
【表１０】
0003695396.tif 000011
【００２８】
【表１１】
0003695396.tif 000012
【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´を、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、同じく図１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、前記超硬基体ａ´〜ｈ´のそれぞれの表面に表１２に示される目標組成および目標層厚をもった結晶履歴層（Ａｌ−Ｔｉ系複合窒化物層）および耐酸化性被覆層（Ａｌ基複合窒化物層）を蒸着することにより、図４（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、従来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履歴層［（Ａｌ，Ｔｉ−ｓｉ）Ｎ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×２５０ｍｍ、厚さ：８ｍｍのＪＩＳ・ＳＵＳ３０４板材、
切削速度：３０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．０８ｍｍ／ｒｅｖ、
の条件でのステンレス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：１６ｍｍのＪＩＳ・ＳＵＳ３０４の板材、
切削速度：３０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ、
の条件でのステンレス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：３２ｍｍのＪＩＳ・Ｓ１５Ｃの板材、
切削速度：８０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．３０ｍｍ／ｒｅｖ、
の条件での軟鋼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】
0003695396.tif 000013
【００３３】
【表１３】
0003695396.tif 000014
【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の結晶履歴層（Ａｌ−Ｔｉ系複合窒化物層）および耐酸化性被覆層（Ａｌ基複合窒化物層）、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の耐酸化性被覆層（Ａｌ基複合窒化物層）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の結晶構造を透過型電子顕微鏡を用いて断面測定した結果を表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、結晶履歴層の介在によって耐酸化性被覆層が立方晶の結晶構造を有し、これによってすぐれた高温特性（高温耐酸化性、高温強度、および高温硬さ）を具備するようになる本発明被覆超硬工具は、いずれもステンレス鋼や軟鋼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、耐酸化性被覆層の結晶構造が六方晶の従来被覆超硬工具においては、高温特性不足が原因で摩耗進行が速く、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、特に粘性が高く、高い発熱を伴うステンレス鋼や軟鋼などの難削材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】  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２】  （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３】  （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４】  （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。
【図１】
0003695396.tif 000015
【図２】
0003695396.tif 000016
【図３】
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【図４】
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