(57)【要約】      （修正有）【課題】耐熱合金の高速重切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具を提供する。【解決手段】  表面被覆超硬合金製切削工具が、炭化タングステン基超硬合金または炭窒化チタン系サーメットからなる超硬基体の表面に、（ａ）下部層として、０．５〜１０μｍの平均層厚を有し、かつ、層厚方向にそって、Ａｌ最高含有点とＴｉ最高含有点とが所定間隔をおいて交互に繰り返し存在し、かつＡｌおよびＴｉ含有量がそれぞれ連続的に変化する成分濃度分布構造を有し、さらに、上記Ａｌ最高含有点及びＴｉ最高含有点が、特定な組成式を満足し、かつ隣り合う上記Ａｌ最高含有点とＴｉ最高含有点の間隔が、０．０１〜０．１μｍからなる組成変化構造を有するＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物層、（ｂ）上部層として、０．５〜５μｍの平均層厚を有するＣｒＢ２層、以上（ａ）および（ｂ）で構成された硬質被覆層を形成してなる。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
炭化タングステン基超硬合金または炭窒化チタン基サーメットで構成された超硬基体の表面に、
（ａ）下部層として、０．５〜１０μｍの平均層厚を有し、かつ、層厚方向にそって、Ａｌ最高含有点とＴｉ最高含有点とが所定間隔をおいて交互に繰り返し存在し、かつ前記Ａｌ最高含有点から前記Ｔｉ最高含有点、前記Ｔｉ最高含有点から前記Ａｌ最高含有点へＡｌおよびＴｉ含有量がそれぞれ連続的に変化する成分濃度分布構造を有し、
さらに、上記Ａｌ最高含有点が、組成式：（Ａｌ1-(X+Z) ＴｉXＳｉZ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．０５〜０．２５、Ｚは０．０５〜０．１５を示す）、
上記Ｔｉ最高含有点が、組成式：（Ｔｉ1-(Y+Z)ＡｌYＳｉZ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｙは０．０５〜０．２５、Ｚは０．０５〜０．１５を示す）、
を満足し、かつ隣り合う上記Ａｌ最高含有点とＴｉ最高含有点の間隔が、０．０１〜０．１μｍからなる組成変化構造を有するＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物層、
（ｂ）上部層として、０．５〜５μｍの平均層厚を有する硼化クロム層、
以上（ａ）および（ｂ）で構成された硬質被覆層を形成してなる、耐熱合金の高速重切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング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】
【技術分野】
【０００１】
この発明は、硬質被覆層がすぐれた高温硬さと耐熱性、さらにすぐれた高温強度に加えて、すぐれた熱的安定性を有し、したがって各種のＴｉ基合金やＮｉ基合金、さらにＣｏ基合金などの耐熱合金などの切削加工を、特に高熱発生を伴う高速で、かつ高い機械的衝撃を伴う高切り込みや高送りなどの重切削条件で行なった場合に、硬質被覆層にチッピング（微小欠け）などの発生なく、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。
【背景技術】
【０００２】
一般に、被覆超硬工具には、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、被覆超硬工具として、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）基サーメットで構成された超硬基体の表面に、
組成式：（Ｔｉ1-(Ｘ+Ｚ)ＡｌＸ ＳｉＺ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．３０〜０．５５、Ｚ：０．０５〜０．１５を示す）を満足するＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物［以下、（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎで示す］層からなる硬質被覆層を１〜１５μｍ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、かつ前記被覆超硬工具の硬質被覆層である（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層が、構成成分であるＡｌによって高温硬さと耐熱性、同Ｔｉによって高温強度を具備し、さらに同Ｓｉによる一段の耐熱性向上効果と相俟って、これを各種の鋼や鋳鉄などの連続切削や断続切削加工に用いた場合にすぐれた切削性能を発揮することも知られている。
【０００４】
さらに、上記の被覆超硬工具が、例えば図２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−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て、例えば２Ｐａの反応雰囲気とし、一方上記超硬基体には、例えば−１００Ｖ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，Ｓｉ）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。
【特許文献１】特許第２７９３７７３号明細書
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
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を深め、かつ高切り込みや高送りなどの重切削条件での切削加工が強く求められる傾向にあるが、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、特にＴｉ基合金やＮｉ基合金、さらにＣｏ基合金などの耐熱合金などの切削加工を、高速で、かつ高い機械的衝撃を伴う高切り込みや高送りなどの重切削条件で行なった場合には、硬質被覆層の高温硬さおよび耐熱性が不足し、かつ高温強度も不十分であるために、硬質被覆層の摩耗進行が一段と促進し、かつチッピングも発生し易くなることから、比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
そこで、本発明者等は、上述のような観点から、特に耐熱合金の高速重切削加工で硬質被覆層がチッピングの発生なく、長期に亘って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、上記の従来被覆超硬工具に着目し、研究を行った結果、
（ａ）上記の図２に示されるアークイオンプレーティング装置を用いて形成された従来被覆超硬工具を構成する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層は、層厚全体に亘って実質的に均一な組成を有し、したがって均質な高温硬さと耐熱性、さらに強度を有するが、例えば図１（ａ）に概略平面図で、同（ｂ）に概略正面図で示される構造のアークイオンプレーティング装置（以下、ＡＩＰ装置と略記する）とスパッタリング装置（以下、ＳＰ装置と略記する）が共存の蒸着装置、すなわち装置中央部に超硬基体装着用回転テーブルを設け、前記回転テーブルを挟んで、対向配置したＡＩＰ装置の一方側のＡＩＰ装置に相対的にＡｌ含有量の高い（Ｔｉ含有量の低い）Ａｌ−Ｔｉ−Ｓｉ合金、他方側のＡＩＰ装置に相対的にＴｉ含有量の高い（Ａｌ含有量の低い）Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金をそれぞれカソード電極（蒸発源）として装着し、さらに前記両ＡＩＰ装置に対して９０度回転した位置に対向配置した一方側のＡＩＰ装置にカソード電極（蒸発源）として金属Ｃｒ、他方側のＳＰ装置にカソード電極（蒸発源）としてＣｒＢ２焼結体（例えば原料粉末としてＣｒＢ２粉末を用いて、ホットプレスにより成形された焼結体）を装着した蒸着装置を用い、この蒸着装置の前記回転テーブル上に、これの中心軸から半径方向に所定距離離れた位置に複数の超硬基体をリング状に装着し、この状態で装置内雰囲気を窒素雰囲気として前記回転テーブルを回転させると共に、蒸着形成される硬質被覆層の層厚均一化を図る目的で超硬基体自体も自転させながら、前記の図面上左右両側のＡＩＰ装置のそれぞれのカソード電極（蒸発源）とアノード電極との間にアーク放電を発生させて、前記超硬基体の表面にＡｌとＴｉとＳｉの複合窒化物［以下、（Ａｌ／Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎで示す］層を０．５〜１０μｍの平均層厚で形成すると、この結果の（Ａｌ／Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層においては、回転テーブル上にリング状に配置された前記超硬基体が上記の一方側の相対的にＡｌ含有量の高い（Ｔｉ含有量の低い）Ａｌ−Ｔｉ−Ｓｉ合金のカソード電極（蒸発源）に最も接近した時点で層中にＡｌ最高含有点が形成され、また前記超硬基体が上記の他方側の相対的にＴｉ含有量の高い（Ａｌ含有量の低い）Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金のカソード電極に最も接近した時点で層中にＴｉ最高含有点が形成され、上記回転テーブルの回転によって層中には層厚方向にそって前記Ａｌ最高含有点とＴｉ最高含有点が所定間隔をもって交互に繰り返し現れると共に、前記Ａｌ最高含有点から前記Ｔｉ最高含有点、前記Ｔｉ最高含有点から前記Ａｌ最高含有点へＡｌおよびＴｉ含有量がそれぞれ連続的に変化する組成変化構造をもつようになること。
【０００７】
（ｂ）上記（ａ）の組成変化構造を有する（Ａｌ／Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層の形成において、対向配置の一方側のカソード電極（蒸発源）であるＡｌ−Ｔｉ−Ｓｉ合金におけるＡｌ含有量を上記の従来Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金のＡｌ含有量に比して相対的に高いものとし、かつ同他方側のカソード電極（蒸発源）であるＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金におけるＴｉ含有量を上記の従来Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金のＴｉ含有量に比して相対的に高いものとする共に、超硬基体が装着されている回転テーブルの回転速度を制御して、
上記Ａｌ最高含有点が、組成式：（Ａｌ1-(X+Z) ＴｉXＳｉZ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．０５〜０．２５、Ｚは０．０５〜０．１５を示す）、
上記Ｔｉ最高含有点が、組成式：（Ｔｉ1-(Y+Z)ＡｌYＳｉZ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｙは０．０５〜０．２５、Ｚは０．０５〜０．１５を示す）、
をそれぞれ満足し、かつ隣り合う上記Ａｌ最高含有点とＴｉ最高含有点の厚さ方向の間隔を０．０１〜０．１μｍとすると、
上記Ａｌ最高含有点部分では、上記の従来（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層に比してＡｌ含有量が相対的に高くなることから、より一段とすぐれた高温硬さと耐熱性（高温特性）を示し、一方上記Ｔｉ最高含有点部分では、前記従来（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層に比してＴｉ含有量が相対的に高くなることから、一段と高い高温強度を具備し、かつこれらＡｌ最高含有点とＴｉ最高含有点の間隔をきわめて小さくしたことから、層全体の特性としてすぐれた高温強度を保持した状態ですぐれた高温硬さと耐熱性を具備するようになること。
【０００８】
（ｃ）つぎに、上記の図１の蒸着装置において、装置内雰囲気を窒素雰囲気として、望ましくはＡＩＰ装置のカソード電極（蒸発源）である金属Ｃｒとアノード電極との間にアーク放電を発生させて、上記（ａ）および（ｂ）の組成変化構造を有する（Ａｌ／Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層の表面に密着性向上を目的として０．１〜０．４μｍの平均層厚で窒化クロム（以下、ＣｒＮで示す）層を形成した後、前記蒸着装置内の雰囲気を、窒素雰囲気に代って、Ａｒと窒素の混合ガス雰囲気とするが、経時的にＡｒの導入割合を漸次増加させ、一方窒素の導入割合は漸次減少させた雰囲気として、最終的にＡｒ雰囲気とすると共に、前記ＳＰ装置のカソード電極（蒸発源）として配置したＣｒＢ２焼結体のスパッタリングを開始し、前記スパッタリング開始後所定時間経過して、前記ＡＩＰ装置による金属Ｃｒとアノード電極との間のアーク放電を停止し、所定時間の前記ＣｒＢ２焼結体のスパッタリングを行って前記（Ａｌ／Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層に重ねて、上部層として硼化クロム（以下、ＣｒＢ２で示す）層を０．５〜５μｍの平均層厚で形成すると、前記ＣｒＢ２層は熱的安定性にすぐれ、特に被削材である耐熱合金の高速重切削時に発生する高熱で高温加熱された状態でも前記被削材である耐熱合金との親和性がきわめて低く、低い反応性を保持することから、前記下部層となる（Ａｌ／Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層は保護され、この結果（Ａｌ／Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層のもつすぐれた特性が長期に亘って十分に発揮されるようになること。
【０００９】
（ｄ）上記の下部層が組成変化構造を有する（Ａｌ／Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層、上部層がＣｒＢ２層で構成された硬質被覆層を蒸着形成してなる被覆超硬工具は、特に著しい高熱発生と高い機械的衝撃を伴うＴｉ基合金やＮｉ基合金、さらにＣｏ基合金などの耐熱合金などの高速重切削でも、下部層である（Ａｌ／Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層がすぐれた高温硬さと耐熱性、さらにすぐれた高温強度を有し、かつ上部層であるＣｒＢ２層によって、被削材である耐熱合金との間にすぐれた熱的安定性（きわめて低い反応性）が確保されることから、硬質被覆層にチッピングの発生なく、すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮するようになること。
以上（ａ）〜（ｄ）に示される研究結果を得たのである。
【００１０】
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）下部層として、０．５〜１０μｍの平均層厚を有し、かつ、層厚方向にそって、Ａｌ最高含有点とＴｉ最高含有点とが所定間隔をおいて交互に繰り返し存在し、かつ前記Ａｌ最高含有点から前記Ｔｉ最高含有点、前記Ｔｉ最高含有点から前記Ａｌ最高含有点へＡｌおよびＴｉ含有量がそれぞれ連続的に変化する成分濃度分布構造を有し、
さらに、上記Ａｌ最高含有点が、組成式：（Ａｌ1-(X+Z) ＴｉXＳｉZ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．０５〜０．２５、Ｚは０．０５〜０．１５を示す）、上記Ｔｉ最高含有点が、組成式：（Ｔｉ1-(Y+Z)ＡｌYＳｉZ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｙは０．０５〜０．２５、Ｚは０．０５〜０．１５を示す）、を満足し、
かつ隣り合う上記Ａｌ最高含有点とＴｉ最高含有点の間隔が、０．０１〜０．１μｍからなる組成変化構造を有する（Ａｌ／Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層、
（ｂ）上部層として、０．５〜５μｍの平均層厚を有するＣｒＢ２層、
以上（ａ）および（ｂ）で構成された硬質被覆層を形成してなる、耐熱合金の高速重切削で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する被覆超硬工具に特徴を有するものである。
【００１１】
つぎに、この発明の被覆超硬工具の硬質被覆層の構成層に関し、上記の通りに数値限定した理由を説明する。
（Ａ）下部層［（Ａｌ／Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層］
（ａ）Ａｌ最高含有点の組成
下部層である（Ａｌ／Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層におけるＡｌ成分は、高温硬さおよび耐熱性を向上させ、同Ｔｉ成分は高温強度を向上させ、さらに同Ｓｉ成分は一段と耐熱性を向上させる作用があり、したがって相対的にＡｌ成分の含有割合が高いＡｌ最高含有点では一段とすぐれた高温硬さと耐熱性を具備するようになり、高熱発生を伴う高速切削条件で、すぐれた耐摩耗性を発揮するようになるが、Ｔｉの割合を示すＸ値がＡｌとＳｉの合量に占める割合（原子比）で０．０５未満になると、相対的にＡｌの割合が多くなり過ぎて、すぐれた高温強度を有するＴｉ最高含有点が隣接して存在しても層自体の強度低下は避けられず、この結果高速重切削条件ではチッピングなどが発生し易くなり、一方Ｔｉ成分の割合を示すＸ値が同０．２５を越えると、相対的にＡｌの割合が少なくなり過ぎて、所望のすぐれた高温硬さおよび耐熱性を確保することができなくなり、またＳｉ成分の割合を示すＺ値がＡｌとＴｉの合量に占める割合（原子比）で０．０５未満では所望の耐熱性向上効果が得られず、さらに同Ｚ値が０．１５を超えると、強度が急激に低下するようになることから、Ｘ値を０．０５〜０．２５、Ｚ値を０．０５〜０．１５とそれぞれ定めた。
【００１２】
（ｂ）Ｔｉ最高含有点の組成
上記の通りＡｌ最高含有点は高温硬さおよび耐熱性のすぐれたものであるが、反面高温強度の劣るものであるため、このＡｌ最高含有点の高温強度不足を補う目的で、相対的にＴｉ含有割合が高く、これによってすぐれた高温強度を有するようになるＴｉ最高含有点を厚さ方向に交互に介在させるものであり、したがってＡｌの割合を示すＹ値がＴｉとＳｉの合量に占める割合（原子比）で０．２５を越えると、相対的にＡｌの割合が多くなり過ぎて、所望のすぐれた高温強度を確保することができず、一方同Ｙ値が同じく０．０５未満になると、相対的にＴｉの割合が多くなり過ぎて、Ｔｉ最高含有点に所望の高温硬さおよび耐熱性を具備せしめることができなくなり、摩耗進行促進の原因となることから、Ｙ値を０．０５〜０．２５と定めたものであり
、またＳｉ成分の割合を示すＺ値は上記のＡｌ最高含有点におけると同じ理由で０．０５〜０．１５と定めた。
【００１３】
（ｃ）Ａｌ最高含有点とＴｉ最高含有点間の間隔
その間隔が０．０１μｍ未満ではそれぞれの点を上記の組成で明確に形成することが困難であり、この結果層に所望のすぐれた高温強度と、すぐれた高温硬さおよび耐熱性を確保することができなくなり、またその間隔が０．１μｍを越えるとそれぞれの点がもつ欠点、すなわちＡｌ最高含有点であれば高温強度不足、Ｔｉ最高含有点であれば高温硬さおよび耐熱性不足が層内に局部的に現れ、これが原因で切刃にチッピングが発生し易くなったり、摩耗進行が促進されるようになることから、その間隔を０．０１〜０．１μｍと定めた。
【００１４】
（ｄ）平均層厚
その層厚が０．５μｍ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１０μｍを越えると、チッピングが発生し易くなることから、その平均層厚を０．５〜１０μｍと定めた。
【００１５】
（Ｂ）上部層（ＣｒＢ２層）
上部層を構成するＣｒＢ２層は、上記の通り熱的にきわめて安定した性質を有し、高温加熱された被削材および切粉との反応性の著しく低い特性をもつものであるから、熱発生が著しい耐熱合金の高速重切削でも、下部層である（Ａｌ／Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層を前記高温加熱された被削材および切粉から保護し、これの摩耗進行を抑制する作用を発揮するが、その平均層厚が０．５μｍ未満では、前記作用に所望の効果が得られず、一方その平均層厚が５μｍを越えて厚くなり過ぎると、チッピング発生の原因となることから、その平均層厚を０．５〜５μｍと定めた。
【発明の効果】
【００１６】
この発明の被覆超硬工具は、硬質被覆層を構成する下部層の（Ａｌ／Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層がすぐれた高温硬さと耐熱性、さらにすぐれた高温強度を有し、かつ上部層であるＣｒＢ２層によって、被削材との間にすぐれた熱的安定性（きわめて低い反応性）が確保されることから、特に著しい高熱発生と高い機械的衝撃を伴うＴｉ基合金やＮｉ基合金、さらにＣｏ基合金などの耐熱合金などの高速重切削でも、硬質被覆層にチッピングの発生なく、すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮するものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
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】
【００１８】
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：０．０３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ＷＣ基超硬合金製の超硬基体Ａ−１〜Ａ−１０を形成した。
【００１９】
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系超硬製の超硬基体Ｂ−１〜Ｂ−６を形成した。
【００２０】
さらに、硬質被覆層の上部層形成用カソード電極（蒸発源）として、０．８μｍの平均粒径を有するＣｒＢ２粉末を温度：１５００℃、圧力：２０ＭＰａ、保持時間：３時間の条件でホットプレスして成形したＣｒＢ２焼結体を用意した。
【００２１】
（ａ）ついで、図１に示される蒸着装置、すなわち装置中央部に超硬基体装着用回転テーブルを設け、前記回転テーブルを挟んで、対向配置した両ＡＩＰ装置の一方側のＡＩＰ装置に相対的にＡｌ含有量の高いＡｌ−Ｔｉ−Ｓｉ合金、他方側のＡＩＰ装置に相対的にＴｉ含有量の高いＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金をそれぞれカソード電極（蒸発源）として装着し、さらに前記両ＡＩＰ装置に対して９０度回転した位置に対向配置した一方側のＡＩＰ装置にカソード電極（蒸発源）として金属Ｃｒ、他方側のＳＰ装置にカソード電極（蒸発源）として上記のＣｒＢ２焼結体を装着した蒸着装置を用い、上記の超硬基体Ａ−１〜Ａ−１０およびＢ−１〜Ｂ−６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、前記蒸着装置内の回転テーブル上の中心軸から半径方向に所定距離離れた位置に外周部にそって装着し、
（ｂ）まず、装置内を排気して０．１Ｐａ以下の真空に保持しながら、ヒーターで装置内を５００℃に加熱した後、前記回転テーブル上で自転しながら回転する超硬基体に−１０００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつＡＩＰ装置のカソード電極として装着した前記金属Ｃｒとアノード電極との間に１００Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、もって超硬基体表面を前記金属Ｃｒによってボンバード洗浄し、
（ｃ）ついで装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して３Ｐａの反応雰囲気とすると共に、前記回転テーブル上で自転しながら回転する超硬基体に−１００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつそれぞれ対向配置した両ＡＩＰ装置のカソード電極(前記Ｔｉ最高含有点形成用Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金およびＡｌ最高含有点形成用Ａｌ−Ｔｉ−Ｓｉ合金)とアノード電極との間に１００Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、もって前記超硬基体の表面に、層厚方向に沿って表３に示される目標組成のＡｌ最高含有点とＴｉ最高含有点とが交互に同じく表３に示される目標間隔で繰り返し存在し、かつ前記Ａｌ最高含有点から前記Ｔｉ最高含有点、前記Ｔｉ最高含有点から前記Ａｌ最高含有点へＡｌおよびＴｉ含有量がそれぞれ連続的に変化する組成変化構造を有し、かつ同じく表３に示される目標層厚の（Ａｌ／Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層を硬質被覆層の下部層として蒸着形成し、
（ｄ）上記の下部層形成に用いた両ＡＩＰ装置のカソード電極とアノード電極との間のアーク放電を停止し、上記下部層と上部層であるＣｒＢ２層との一段の密着性向上を図る目的で、装置内の雰囲気を同じ３Ｐａの窒素雰囲気に保持すると共に、超硬基体への直流バイアス電圧（−１００Ｖ）も同じくしたままで、前記ＡＩＰ装置のカソード電極である金属Ｃｒとアノード電極との間に１００Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、もって上記下部層である（Ａｌ／Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層の表面に、ＣｒＮ層を層間密着性を向上させる目的で０．３μｍの平均層厚で形成し、
（ｅ）上記金属Ｃｒとアノード電極とのアーク放電を続行させながら、前記蒸着装置内の雰囲気を、窒素雰囲気に代って、Ａｒと窒素の混合ガス雰囲気とするが、経時的にＡｒの導入割合を漸次増加させ、一方窒素の導入割合は漸次減少させた雰囲気として、最終的にＡｒ雰囲気とすると共に、この間の反応雰囲気も同じく経時的に３Ｐａから０．３Ｐａに漸減し、かつ前記蒸着装置中へのＡｒと窒素の混合ガス導入と同時に前記ＳＰ装置のカソード電極（蒸発源）として配置したＣｒＢ２焼結体に、スパッタ出力：３ｋＷの条件でスパッタリングを開始し、前記金属Ｃｒとアノード電極とのアーク放電は前記反応雰囲気のＡｒと窒素の混合ガスの窒素の割合が１０容量％になった時点で中止し、
（ｆ）以後、上記の０．３ＰａのＡｒ雰囲気を保持しながら、上記ＣｒＢ２焼結体とアノード電極と間のスパッタ出力も３ｋＷと同じくした条件でスパッタリングを続行し、同じく表３に示される目標層厚のＣｒＢ２層を硬質被覆層の上部層として蒸着形成しすることにより、本発明被覆超硬工具としての本発明表面被覆超硬製スローアウエイチップ（以下、本発明被覆チップと云う）１〜１６をそれぞれ製造した。
【００２２】
また、比較の目的で、上記の超硬基体Ａ−１〜Ａ−１０およびＢ−１〜Ｂ−６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２に示されるアークイオンプレーティング装置に装入し、カソード電極（蒸発源）として種々の成分組成をもったＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金を装着し、まず、装置内を排気して０．１Ｐａ以下の真空に保持しながら、ヒーターで装置内を５００℃に加熱した後、前記超硬基体に−１０００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつカソード電極の前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金とアノード電極との間に１００Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、もって超硬基体表面を前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金でボンバード洗浄し、ついで装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して３Ｐａ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−１００Ｖに下げて、前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金の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Ａ−１〜Ａ−１０およびＢ−１〜Ｂ−６のそれぞれの表面に、表４に示される目標組成および目標層厚の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層を硬質被覆層として蒸着形成することにより、従来被覆超硬工具としての従来表面被覆超硬製スローアウエイチップ（以下、従来被覆チップと云う）１〜１６をそれぞれ製造した。
【００２３】
つぎに、上記の各種の被覆チップを、いずれも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、本発明被覆チップ１〜１６および従来被覆チップ１〜１６について、
被削材：質量％で、Ｔｉ−６％Ａｌ−４％Ｖの組成を有するＴｉ基合金の丸棒、
切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：５ｍｍ、
送り：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：３分、
の条件（切削条件Ａ）でのＴｉ基合金の乾式連続高速高切り込み切削加工試験（通常の切削速度および切り込みは５０ｍ／ｍｉｎ．および２ｍｍ）、
被削材：質量％で、Ｎｉ−１９％Ｃｒ−１８．５％Ｆｅ−５．２％Ｃｄ−５％Ｔａ−３％Ｍｏ−０．９％Ｔｉ−０．５％Ａｌ−０．３％Ｓｉ−０．２％Ｍｎ−０．０５％Ｃｕ−０．０４％Ｃの組成を有するＮｉ基合金の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：８０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：３．５ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：４分、
の条件（切削条件Ｂ）でのＮｉ基合金の乾式断続高速高切り込み切削加工試験（通常の切削速度および切り込みは３０ｍ／ｍｉｎ．および１．５ｍｍ）、
被削材：質量％で、Ｃｏ−２３％Ｃｒ−６％Ｍｏ−２％Ｎｉ−１％Ｆｅ−０．６％Ｓｉ−０．４％Ｃの組成を有するＣｏ基合金の丸棒、
切削速度：６０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：３ｍｍ、
送り：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：５分、
の条件（切削条件Ｃ）でのＣｏ基合金の乾式連続高速高切り込み切削加工試験（通常の切削速度および切り込みは２５ｍ／ｍｉｎ．および１．５ｍｍ）を行い、いずれの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５に示した。
【００２４】
【表１】
2006051594.tif 000002
【００２５】
【表２】
2006051594.tif 000003
【００２６】
【表３】
2006051594.tif 000004
【００２７】
【表４】
2006051594.tif 000005
【００２８】
【表５】
2006051594.tif 000006
【実施例２】
【００２９】
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６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７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、並びにいずれもねじれ角３０度の４枚刃スクエア形状をもったＷＣ基超硬合金製の超硬基体（エンドミル）Ｃ−１〜Ｃ−８をそれぞれ製造した。
【００３０】
ついで、これらの超硬基体（エンドミル）Ｃ−１〜Ｃ−８の表面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に示される蒸着装置に装入し、上記実施例１と同一の条件で、層厚方向に沿って表７に示される目標組成のＡｌ最高含有点とＴｉ最高含有点とが交互に同じく表７に示される目標間隔で繰り返し存在し、かつ前記Ａｌ最高含有点から前記Ｔｉ最高含有点、前記Ｔｉ最高含有点から前記Ａｌ最高含有点へＡｌおよびＴｉ含有量がそれぞれ連続的に変化する組成変化構造を有し、かつ表７に示される目標層厚の（Ａｌ／Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層からなる下部層と、同じく表７に示される目標層厚のＣｒＢ２層からなる上部層で構成された硬質被覆層を蒸着形成することにより、本発明被覆超硬工具としての本発明表面被覆超硬製エンドミル（以下、本発明被覆エンドミルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。
【００３１】
また、比較の目的で、上記の超硬基体（エンドミル）Ｃ−１〜Ｃ−８の表面をアセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、同じく図２に示される蒸着装置に装入し、上記実施例１と同一の条件で、同じく表８に示される目標組成および目標層厚の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着することにより、従来被覆超硬工具としての従来表面被覆超硬製エンドミル（以下、従来被覆エンドミルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。
【００３２】
つぎに、上記本発明被覆エンドミル１〜８および従来被覆エンドミル１〜８のうち、本発明被覆エンドミル１〜３および従来被覆エンドミル１〜３については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法、並びに質量％で、Ｎｉ−１９％Ｃｒ−１４％Ｃｏ−４．５％Ｍｏ−２．５％Ｔｉ−２％Ｆｅ−１．２％Ａｌ−０．７％Ｍｎ−０．４％Ｓｉの組成を有するＮｉ基合金の板材、
切削速度：５０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：３ｍｍ、
テーブル送り：２８０ｍｍ／分、
の条件でのＮｉ基合金の乾式高速高切り込み溝切削加工試験（通常の切削速度および溝深さは２５ｍ／ｍｉｎ．および１．２ｍｍ）、本発明被覆エンドミル４〜６および従来被覆エンドミル４〜６については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法、並びに質量％で、Ｔｉ−３％Ａｌ−２．５％Ｖの組成を有するＴｉ基合金の板材、
切削速度：８０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：４ｍｍ、
テーブル送り：３００ｍｍ／分、
の条件でのＴｉ基合金の乾式高速高切り込み溝切削加工試験（通常の切削速度および溝深さは４０ｍ／ｍｉｎ．および１．５ｍｍ）、本発明被覆エンドミル７，８および従来被覆エンドミル７，８については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法、並びに質量％で、Ｃｏ−２０％Ｃｒ−１５％Ｗ−１０％Ｎｉ−１．５％Ｍｎ−１％Ｓｉ−１％Ｆｅ−０．１２％Ｃの組成を有するＣｏ基合金の板材、
切削速度：４０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：５ｍｍ、
テーブル送り：１３０ｍｍ／分、
の条件でのＣｏ基合金の乾式高速高送り溝切削加工試験（通常の切削速度および溝深さは２０ｍ／ｍｉｎ．および１．８ｍｍ）をそれぞれ行い、いずれの溝切削加工試験でも切刃部の外周刃の逃げ面摩耗幅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。この測定結果をそれぞれ表７，８に示した。
【００３３】
【表６】
2006051594.tif 000007
【００３４】
【表７】
2006051594.tif 000008
【００３５】
【表８】
2006051594.tif 000009
【実施例３】
【００３６】
上記の実施例２で製造した直径が８ｍｍ（超硬基体Ｃ−１〜Ｃ−３形成用）、１３ｍｍ（超硬基体Ｃ−４〜Ｃ−６形成用）、および２６ｍｍ（超硬基体Ｃ−７、Ｃ−８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Ｄ−１〜Ｄ−３）、８ｍｍ×２２ｍｍ（超硬基体Ｄ−４〜Ｄ−６）、および１６ｍｍ×４５ｍｍ（超硬基体Ｄ−７、Ｄ−８）の寸法、並びにいずれもねじれ角３０度の２枚刃形状をもったＷＣ基超硬合金製の超硬基体（ドリル）Ｄ−１〜Ｄ−８をそれぞれ製造した。
【００３７】
ついで、これらの超硬基体（ドリル）Ｄ−１〜Ｄ−８の切刃に、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１に示される蒸着装置に装入し、上記実施例１と同一の条件で、層厚方向に沿って表９に示される目標組成のＡｌ最高含有点とＴｉ最高含有点とが交互に同じく表９に示される目標間隔で繰り返し存在し、かつ前記Ａｌ最高含有点から前記Ｔｉ最高含有点、前記Ｔｉ最高含有点から前記Ａｌ最高含有点へＡｌおよびＴｉ含有量がそれぞれ連続的に変化する組成変化構造を有し、かつ表９に示される目標層厚の（Ａｌ／Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層からなる下部層と、同じく表９に示される目標層厚のＣｒＢ２層からなる上部層で構成された硬質被覆層を蒸着形成することにより、本発明被覆超硬工具としての本発明表面被覆超硬製ドリル（以下、本発明被覆ドリルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。
【００３８】
また、比較の目的で、上記の超硬基体（ドリル）Ｄ−１〜Ｄ−８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２に示される蒸着装置に装入し、上記実施例１と同一の条件で、同じく表１０に示される目標組成および目標層厚を有する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着形成することにより、従来被覆超硬工具としての従来表面被覆超硬製ドリル（以下、従来被覆ドリルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。
【００３９】
つぎに、上記本発明被覆ドリル１〜８および従来被覆ドリル１〜８のうち、本発明被覆ドリル１〜３および従来被覆ドリル１〜３については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法、並びに質量％で、Ｃｏ−２０％Ｃｒ−２０％Ｎｉ−４％Ｍｏ−４％Ｗ−４％Ｃｄ−３％Ｆｅ−１．５％Ｍｎ−０．７％Ｓｉ−０．３８％Ｃの組成を有するＣｏ基合金の板材、
切削速度：４０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：６ｍｍ、
の条件でのＣｏ基合金の湿式高速高送り穴あけ切削加工試験（通常の切削速度および送りは２０ｍ／ｍｉｎ．および０．１ｍｍ／ｒｅｖ）、本発明被覆ドリル４〜６および従来被覆ドリル４〜６については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法、並びに質量％で、Ｎｉ−１９％Ｃｒ−１８．５％Ｆｅ−５．２％Ｃｄ−５％Ｔａ−３％Ｍｏ−０．９％Ｔｉ−０．５％Ａｌ−０．３％Ｓｉ−０．２％Ｍｎ−０．０５％Ｃｕ−０．０４％Ｃの組成を有するＮｉ基合金の板材、
切削速度：４５ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：１５ｍｍ、
の条件でのＮｉ基合金の湿式高速高送り穴あけ切削加工試験（通常の切削速度および送りは２５ｍ／ｍｉｎ．および０．１２ｍｍ／ｒｅｖ）、本発明被覆ドリル７，８および従来被覆ドリル７，８については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法、並びに質量％で、Ｔｉ−３％Ａｌ−２．５％Ｖの組成を有するＴｉ基合金の板材、
切削速度：５０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：３０ｍｍ、
の条件でのＴｉ基合金の湿式高速高送り穴あけ切削加工試験（通常の切削速度および送りは３０ｍ／ｍｉｎ．および０．２ｍｍ／ｒｅｖ）、をそれぞれ行い、いずれの湿式高速高送り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。この測定結果をそれぞれ表９，１０に示した。
【００４０】
【表９】
2006051594.tif 000010
【００４１】
【表１０】
2006051594.tif 000011
【００４２】
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１〜１６、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、並びに従来被覆超硬工具としての従来被覆超硬チップ１〜１６、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を構成する硬質被覆層の（Ａｌ／Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層（下部層）および（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層について、厚さ方向に沿ってＡｌ、Ｔｉ、およびＳｉ成分の含有量をオージェ分光分析装置を用いて測定したところ、前記本発明被覆超硬工具の（Ａｌ／Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層では、Ａｌ最高含有点とＴｉ最高含有点とがそれぞれ目標値と実質的に同じ組成および間隔で交互に繰り返し存在し、かつ前記Ａｌ最高含有点から前記Ｔｉ最高含有点、前記Ｔｉ最高含有点から前記Ａｌ最高含有点へＡｌおよびＴｉ含有量がそれぞれ連続的に変化する組成変化構造を有することが確認され、さらに平均層厚も目標層厚と実質的に同じ値を示した。一方、前記従来被覆超硬工具の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層では、目標組成と実質的に同じ組成および目標層厚と実質的に同じ平均層厚を示すものの、厚さ方向に沿った組成変化は見られず、層全体に亘って均質な組成を示すものであった。
【００４３】
また、上記の硬質被覆層の構成層の平均層厚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値（５ヶ所の平均値）を示した。
【００４４】
表３〜１０に示される結果から、本発明被覆超硬工具は、いずれも著しい高熱発生および高い機械的衝撃を伴なうＴｉ基合金やＮｉ基合金、さらにＣｏ基合金からなる耐熱合金の高速重切削でも、硬質被覆層の下部層である（Ａｌ／Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層がすぐれた高温硬さと耐熱性、さらにすぐれた高温強度を有し、かつ同上部層であるＣｒＢ２層によって、被削材である耐熱合金との間にすぐれた熱的安定性（きわめて低い反応性）が確保されることから、硬質被覆層にチッピングの発生なく、すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮するのに対して、硬質被覆層が（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層で構成された従来被覆超硬工具においては、いずれも前記耐熱合金の高速重切削加工では硬質被覆層の摩耗進行が速く、かつチッピングも発生することから、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。
【００４５】
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通常の切削条件での切削加工は勿論のこと、特に高い発熱および機械的衝撃を伴なう上記の耐熱合金の高速重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および自動化、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】
【００４６】
【図１】本発明被覆超硬工具を構成する硬質被覆層を形成するのに用いた蒸着装置を示し、（ａ）は概略平面図、（ｂ）は概略正面図である。
【図２】通常の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１】
2006051594.tif 000012
【図２】
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