(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焼結体、高速度鋼またはサーメットからなる工具基体の上に硬質被覆層を有する表面被覆切削工具において、
前記硬質被覆層が、工具基体上に形成された、（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ（ただし、ｘ＝０〜０．７）の成分系からなる１〜５μｍの層厚を有するＴｉとＡｌの複合窒化物層からなる下部層と該下部層の上に形成された０．５〜３μｍの平均層厚を有するクロムホウ化物層からなる上部層とからなり、
かつ、前記下部層と上部層の界面において隣り合う結晶粒の方位差を測定した時に、（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎの（１１１）方位とクロムホウ化物の（０００１）方位の角度差が０〜５度の範囲に存在する界面長が全観察界面長の５０線分％以上であることを特徴とする表面被覆切削工具。
【請求項２】
Ｘ線回折により測定した前記クロムホウ化物層の（０００１）ピークの半価幅ＨＢが０．２〜０．５度であり、前記複合窒化物層の（１１１）ピークの半価幅ＨＮが０．８〜１．５度であ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。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、切削時に硬質被覆層中に金属ホウ化物を含有させることですぐれた耐熱性を発揮し、高硬度鋼の高速旋削加工においても、長期間に亘りすぐれた耐摩耗性と耐クラック性を維持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。
【背景技術】
【０００２】
一般に、被覆工具には、各種の鋼や鋳鉄などの被削材の旋削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インサートや該インサートを着脱自在に取り付けて、面削加工や溝加工、さらに肩加工などに用いられるソリッドタイプのエンドミルと同様に切削加工を行うインサート式エンドミルなどが知られている。
【０００３】
例えば、特許文献１に示されるように、高速度鋼基体の表面にＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮのうちの１種の単層または２種以上の複層からなる平均層厚：０．５〜５μｍの下部層と、ＴｉとＡｌの複合窒化物からなる平均層厚：０．５〜５μｍの中間層と、ＴｉとＡｌの複合酸窒化物からなる平均層厚：０．５〜５μｍの上部層で構成された硬質被覆層を形成してなる被覆工具が知られている。すなわち、最表面に（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｏ，Ｎ）を被覆し酸化物の形成を促し、化学的安定性を高めた被覆工具が知られている。
また、特許文献２に示されるように、基体表面にＡｌ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｗ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒから選択される１種以上の金属元素からなる硼化物皮膜を被覆した被覆工具において該硼化物皮膜が六方晶の結晶構造を有し、Ｘ線回折において最強回折強度を（００１）面に有し、残留圧縮応力が０．１ＧＰａ以上であること、さらには、硼化物皮膜のＸ線回折における（００１）面の半価幅Ｈｗ値が、０．６≦Ｈｗ≦１．１であることを特徴とする被覆工具が知られている。
また、特許文献３に示されるように、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）表面層として、０．８ 〜 ５ μｍの平均層厚を有するＣｒ硼化物層、（ ｂ ） 耐摩耗硬質層として、組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ（ｘ ＝０．４０〜０．７５）を満足し、０．８ 〜 ５μｍの平均層厚を有するＴｉとＡｌの複合窒化物層、以上（ａ）および（ｂ）からなる硬質被覆層を物理蒸着してなる表面被覆超硬合金製切削工具が知られている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開平７−３２８８１１号公報
【特許文献２】特開２００８−２３８２８１号公報
【特許文献３】特開２００６−２６８８３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
近年の切削加工装置のＦＡ化はめざましく、加えて切削加工に対する省力化、省エネ化、低コスト化さらに効率化の要求も強く、これに伴い、高送り、高切り込みなどより高効率の重切削加工が要求される傾向にあるが、前記の従来被覆工具においては、各種の鋼や鋳鉄を通常条件下で切削加工した場合に特段の問題は生じないが、先端摩耗が進行しやすいチタン合金等の高硬度鋼の高速旋削加工に用いた場合には、熱伝導率および耐熱性の不足から切刃にクラックが発生しやすく、また、摩耗進行が相対的に速く、このため比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
そこで、本発明が解決しようとする技術的課題、すなわち、本発明の目的は、高硬度鋼を高速旋削加工した場合においても、熱伝導率と耐熱性を維持したまま、すぐれた耐摩耗性および耐クラック性を発揮する表面被覆切削工具を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
そこで、本発明者らは、前述のような観点から、被覆工具の熱伝導率と耐熱性を高め、使用寿命の延命化を図るべく、鋭意研究を行った結果、炭化タングステン基超硬合金焼結体または高速度鋼からなる工具基体の上に硬質被覆層を有する表面被覆切削工具において、  硬質被覆層を、工具基体上に形成された、（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ（ただし、Ｘ＝０〜０．７）の成分系からなる１〜５μｍの平均層厚を有するＴｉとＡｌの複合窒化物層からなる下部層と該下部層の上に形成された０．５〜３μｍの平均層厚を有するクロムホウ化物層からなる上部層とから構成するとともに、下部層と上部層の界面において隣り合う結晶粒の方位差を測定した時に、（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎの（１１１）方位とクロムホウ化物の（０００１）方位の角度差が０〜５度の範囲に存在する界面長が全体の５０線分％以上となるようにすることによって、上部層と下部層との密着性を改善し、工具の耐摩耗性特性を向上させることができるという知見を得た。
【０００７】
従来の被覆工具の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層からなる硬質被覆層は、例えば、図２に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蒸着源と直流スパッタリング蒸着源を持つ成膜装置に炭化タングステン基超硬合金焼結体からなる工具基体を装着し、例えば、蒸着初期には
装置内加熱温度：３００〜５００℃、
工具基体に印加する直流バイアス電圧：−３０〜−５０Ｖ、
カソード電極：ＴｉＡｌ合金、
アーク電流値：１００〜１２０Ａ
装置内ガス種：窒素（Ｎ２）ガスのみ
装置内ガス圧力：３〜５Ｐａ、
の条件で、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層（以下、従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層という）を形成したのち、蒸着後期には
工具基体に印加する直流バイアス電圧：−３０Ｖ、
カソード電極：ＣｒＢ２、
蒸着方式：直流（ＤＣ）スパッタリング
スパッタリング電力：２〜３ｋＷ
装置内ガス種：アルゴン（Ａｒ）ガスのみ
装置内ガス圧力：０．２〜０．６Ｐａ、
の条件で、クロムホウ化物層（以下、従来クロムホウ化物層という）を蒸着形成することにより製造されている。
【０００８】
しかし、本発明者らは、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層およびクロムホウ化物層からなる硬質被覆層（以下、改質硬質被覆層という）の形成を、例えば、図１に概略説明図で示される物理蒸着装置の１種である高出力パルススパッタリング装置を用いて行った。スパッタ法は、真空チャンバに供給したＡｒ、Ｈｅ、Ｘｅなどのスパッタガスをプラズマ雰囲気中でイオン化し、そのイオンを成膜材料（ターゲット材）で形成されたターゲットに衝突させ、ターゲットからスパッタ粒子（主にターゲット材の原子）を放出させ、放出したスパッタ粒子イオン化して基材の表面に堆積させて薄膜を形成する方法である。このスパッタ法において、カソードを構成するターゲットに供給するスパッタ電力として、パルス状のスパッタ電力を用いるものをパルススパッタという。
【０００９】
近年、パルス化した大電力をターゲットに投入することによりスパッタ粒子を高率でイオン化する大出力パルススパッタ法が実用化されてきている。このようなパルス化した大電力を用いてスパッタリングを行うパルススパッタ法は、大出力パルススパッタ法やＨＩＰＩＭＳ（Ｈｉｇｈ  Ｐｏｗｅｒ  Ｉｍｐｕｌｓｅ  Ｍａｇｎｅｔｒｏｎ  Ｓｐｕｔｔｅｒｉｎｇ） とも呼ばれている。ターゲットにパルス化した大電力を投入することにより、ターゲットから放出したスパッタ粒子を高率でイオン化することができるため、イオン化が寄与する成膜プロセスに効力を発揮する。例えば、表面摩擦の小さなトライボ膜などの緻密性や結晶性にすぐれた薄膜の成膜、トレンチ（溝）構造や凹面への回り込みのよい成膜に好適に用いられる。本発明者らは、このような高出力パルススパッタ法の特性に着目し、この方法を用いて（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層の上にクロムホウ化物層を形成することによって、界面において隣り合う結晶粒の方位が揃った積層を形成できることを見出した。
【００１０】
具体的には、装置内に工具基体を装着し、まず、
蒸着源１：ＴｉＡｌ合金ターゲット
バイアス電圧：−１０００Ｖ
という条件下で、工具基体のボンバード処理を行う。ついで、蒸着初期には、
基体温度：４００〜４５０℃、
蒸着源１：ＴｉＡｌ合金ターゲット
蒸着源１のスパッタリング電力：平均８〜９ｋＷ、最大１２０ｋＷ
スパッタリング周期：４０Ｈｚ
バイアス電圧：−９０〜−１００Ｖ
装置内ガス種：窒素（Ｎ２）ガス：アルゴン（Ａｒ）ガス＝流量比で７０：３０〜８０：２０
装置内ガス圧力：０．４〜０．５Ｐａ、
という条件下で蒸着を行い、工具基体側の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層（下部層）を蒸着する。ついで、蒸着後期には、
蒸着源２：ＣｒＢ２ターゲット、
蒸着源２のスパッタリング電力：平均２〜３ｋＷ、
スパッタリング周期：１２Ｈｚ、
バイアス電圧：−１２０〜−１３０Ｖ
装置内ガス種：アルゴン（Ａｒ）ガス
装置内ガス圧力：０．３〜０．４Ｐａ、
ＣｒＢ２ターゲットをスパッタする時のパルス出力形式を、
（ａ）パルス初期は１２０ｋＷ、パルス後期は２００ｋＷとなる２段階のパルス波形状
（ｂ）パルス初期は１５０ｋＷ、パルス後期は２５０ｋＷとなる２段階のパルス波形状
の２つのパルス波形状を３０分周期で切り替える。
この結果形成された下部層と上部層とからなる改質硬質被覆層は、耐摩耗層としての（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎの（１１１）方位と潤滑特性にすぐれたクロムホウ化物の（０００１）配向組織がきわめて近い傾斜方向に存在するため、上部層と下部層とがすぐれた密着特性を発揮し、工具の耐摩耗性を向上させることができることを見出した。
さらに、下部層である（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎの（１１１）ピークの半価幅と上部層であるクロムホウ化物の（０００１）ピークの半価幅が所定の値に含まれる、すなわち、結晶性または結晶子サイズをバランスよく制御することで耐摩耗性を高めたまま耐クラック性を向上させ、すぐれた工具寿命を実現する表面被覆切削工具が得られることを見出した。
【００１１】
本発明は、前記研究結果に基づいてなされたものであって、
「（１）  炭化タングステン基超硬合金焼結体または高速度鋼からなる工具基体の上に硬質被覆層を有する表面被覆切削工具において、
前記硬質被覆層が、工具基体上に形成された、（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ（ただし、ｘ＝０〜０．７）の成分系からなる１〜５μｍの平均層厚を有するＴｉとＡｌの複合窒化物層からなる下部層と該下部層の上に形成された０．５〜３μｍの平均層厚を有するクロムホウ化物層からなる上部層とからなり、
かつ、前記下部層と上部層の界面において隣り合う結晶粒の方位差を測定した時に、（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎの（１１１）方位とクロムホウ化物の（０００１）方位の角度差が０〜５度の範囲に存在する界面長が全観察界面長に対して５０線分％以上であることを特徴とする表面被覆切削工具。
（２）  Ｘ線回折により測定した前記クロムホウ化物の（０００１）ピークの半価幅ＨＢが０．２〜０．５度であり、前記（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎの（１１１）ピークの半価幅ＨＮが０．８〜１．５度であることを特徴とする（１）に記載の表面被覆切削工具。」
に特徴を有するものである。
【００１２】
本発明について、以下に詳細に説明する。
既に述べたように、本発明は、例えば、図１に概略説明図で示される高出力パルススパッタ装置を用いて、装置内に炭化タングステン基超硬合金焼結体または高速度鋼からなる工具基体を装着し、例えば、蒸着初期は、
基体温度：４００〜４５０℃、
蒸着源１：ＴｉＡｌ合金ターゲット
蒸着源１のスパッタリング電力：平均８〜９ｋＷ、最大１２０ｋＷ
スパッタリング周期：４０Ｈｚ
バイアス電圧：−９０〜−１００Ｖ
装置内ガス種：窒素（Ｎ２）ガス：アルゴン（Ａｒ）ガス＝流量比で７０：３０〜８０：２０
装置内ガス圧力：０．４〜０．５Ｐａ、
という条件下で蒸着を行い、工具基体側の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層（下部層）を蒸着する。ついで、蒸着後期には、
蒸着源２：ＣｒＢ２ターゲット、
蒸着源２のスパッタリング電力：平均２〜３ｋＷ、
スパッタリング周期：１２Ｈｚ、
バイアス電圧：−１２０〜−１３０Ｖ
装置内ガス種：アルゴン（Ａｒ）ガス
装置内ガス圧力：０．３〜０．４Ｐａ、
ＣｒＢ２ターゲットをスパッタする時のパルス出力形式を、
（ａ）パルス初期は１２０ｋＷ、パルス後期は２００ｋＷとなる２段階のパルス波形状
（ｂ）パルス初期は１５０ｋＷ、パルス後期は２５０ｋＷとなる２段階のパルス波形状
の２つのパルス波形状を３０分周期で切り替える。
このような蒸着方法をとることにより、結果形成された下部層と上部層とからなる改質硬質被覆層は、耐摩耗層としての（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎの（１１１）方位と潤滑特性にすぐれるクロムホウ化物の（０００１）方位がきわめて近い傾斜方向に存在するため、上部層と下部層とがすぐれた密着特性を発揮し、工具の耐摩耗性を向上させることができることができる。
さらに、下部層である（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎの（１１１）ピークの半価幅と上部層であるクロムホウ化物の（０００１）ピークの半価幅が所定の値に含まれるように制御することで、すなわち、結晶性または結晶子サイズをバランスよく制御することで耐摩耗性を高めたまま耐クラック性を向上させ、すぐれた工具寿命を実現する表面被覆切削工具が得られる。
そして、その理由は以下に述べるような、改質硬質被覆層の特異な結晶質相と強い関連性を有する。
【００１３】
まず、前述のような高出力パルススパッタ法で形成された改質硬質被覆層について、下部層の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層と上部層のクロムホウ化物層との界面において、電子後方散乱回折装置を用いて（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎの（１１１）方位とクロムホウ化物の（０００１）方位を測定し、その角度差が０〜５度の範囲に存在する界面の長さを測定したところ、界面の全長に対する割合が５０線分％以上であることが確認された。すなわち、下部層と上部層とがその界面において結晶学的な整合性が高い、すなわち、岩塩形構造である（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ薄膜の細密面であり、６回回転軸を持つ（１１１）面と、六方晶構造であるクロムホウ化物の細密面であり、同じく６回回転軸を持つ（０００１）面とが平行となる方位関係を有して成長していることが、密着性の向上に寄与していることが分かった。
さらに、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎの（１１１）ピークの半価幅が０．８〜１．５度の範囲に存在し、クロムホウ化物の（０００１）方位の半値幅が０．２〜０．５度に存在するとき、結晶性および結晶子サイズがバランスよく制御され、耐摩耗性を高めたまま耐クラック性を向上させることができることが分かった。
【００１４】
つぎに、本発明における数値範囲の限定理由について説明する。
（ａ）下部層の平均層厚を１〜５μｍに限定した理由は、下部層の膜厚が１μｍを下回ると耐摩耗性を維持できず、５μｍを超えると圧縮応力の増加によりチッピングしやすくなるからである。下部層の平均層厚は主に成膜時間を適切に調整することにより所定の範囲に制御することが出来る。
また、下部層の（Ｔｉ，Ａｌ）ＮのＡｌの含有比率ｘをｘ＝０〜０．７に限定した理由は、０．７を超えると、高い靭性を有する立方晶型結晶構造をとらず六方晶型結晶構造へ変化し強度が低下するとともに、同時に相対的にＴｉの含有割合が減少し、高温特性が低下するからである。下部層の（Ｔｉ，Ａｌ）ＮのＡｌの含有比率ｘは、使用する合金ターゲットの組成を適切に調整することにより制御することが出来る。
（ｂ）上部層の平均層厚を０．５〜３μｍに限定した理由は、上部層の膜厚が０．５μｍを下回ると、耐摩耗性が不十分であり、３μｍを超えると圧縮応力の増加によりチッピングなどの原因となるからである。上部層の平均層厚は主に成膜時間を適切に調整することにより所定の範囲に制御することが出来る。
（ｃ）（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎの（１１１）方位とクロムホウ化物の（０００１）方位の角度差が、５度以上では方位整合性が低く、所望の界面強度を維持できない。そこで、前記角度差が０〜５度の範囲に存在する界面長を界面長全体の５０線分％以上とした。前記角度差が０〜５度の範囲に存在する界面長の線分割合は、主に、成膜温度と、目標とする皮膜組成、クロムホウ化物層を形成する際の平均スパッタリング電力を適切に調整することで所定の範囲に制御することが出来る。
（ｄ）（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎの（１１１）ピークの半価幅が０．８度未満では結晶性が高すぎて耐欠損性に劣り、１．５度以上では結晶性が低すぎて窒化物層がもつ耐摩耗性を維持できない。そのため、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎの（１１１）ピークの半価幅は、０．８〜１．５度とすることが好ましい。
また、クロムホウ化物の（０００１）ピークの半値幅が０．２度未満では結晶性が高すぎて耐欠損性に劣り、０．５度以上では結晶性が低すぎてホウ化物層がもつ耐摩耗性が維持できない。そのため、クロムホウ化物の（０００１）ピークの半価幅は、０．２〜０．５度とすることが好ましい。（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎの（１１１）ピークの半価幅およびクロムホウ化物の（０００１）ピークの半値幅は、各層の目標組成、成膜速度、および層厚を適切に調整することにより制御することが出来る。
【発明の効果】
【００１５】
本発明の被覆工具は、炭化タングステン基超硬合金焼結体または高速度鋼からなる工具基体の上に硬質被覆層を有する表面被覆切削工具において、硬質被覆層が、工具基体上に形成された、（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ（ただし、ｘ＝０〜０．７）の成分系からなる１〜５μｍの平均層厚を有するＴｉとＡｌの複合窒化物層からなる下部層と該下部層の上に形成された０．５〜３μｍの平均層厚を有するクロムホウ化物層からなる上部層とからなり、かつ、下部層と上部層の界面において隣り合う結晶粒の方位差を測定した時に、（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎの（１１１）方位とクロムホウ化物の（０００１）方位の角度差が０〜５度の範囲に存在する界面長が界面長全体の５０線分％以上とすることによって、硬質被覆層中に含まれている金属ホウ化物がすぐれた耐熱性を発揮するとともに、過酷な高速切削加工においては、六方晶構造を有するホウ化物の（０００１）配向組織を、耐摩耗性を維持する複合窒化物からなる下部層の（１１１）方位と同じ傾斜方向に存在させることで上部層と下部層とのすぐれた密着性を発揮し、工具の耐摩耗性を向上させることができる。
また、半価幅が所定の間に含まれる、すなわち、結晶性または結晶子サイズをバランスよく制御することで耐摩耗性を高めたまま耐クラック性を向上させ、すぐれた工具寿命を実現する表面被覆切削工具を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】本発明の表面被覆切削工具の硬質被覆層（改質硬質被覆層）を蒸着形成するための高出力パルススパッタ装置の概略図を示す。
【図２】従来の表面被覆切削工具の硬質被覆層（従来硬質被覆層）を蒸着形成するためのアークイオンプレーティング蒸着源およびスパッタリング蒸着源をもつ成膜装置の概略図を示す。
【図３】改質硬質被覆層の垂直縦断面内における結晶組織を示す概略図を示す。
【図４】本発明インサート６における改質硬質被覆層のＸ線回折チャートを示す。
【図５】改質硬質被覆層の垂直縦断面内における結晶粒子の結晶方位関係の概略図を示す。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
つぎに、本発明の被覆工具を実施例により具体的に説明する。
なお、ここでは被覆インサートと被覆エンドミルを中心にして説明するが、本発明が対象とする被覆工具は、これらに限らず、被覆ドリル等の各種の被覆工具に適用できるものである。
【実施例】
【００１８】
原料粉末として、いずれも０．８〜３．０μｍの平均粒径を有するＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＶＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ3 Ｃ2 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のインサート形状をもった炭化タングステン基超硬合金焼結体製の工具基体Ａ１〜Ａ１０を形成した。
同様に、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２．３μｍのＣｒ３Ｃ２粉末、同１．５μｍのＶＣ粉末、同１．２μｍのＺｒＣ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２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の基体形成用丸棒焼結体を形成し、さらに前記の丸棒焼結体から、研削加工にて切刃部の直径×長さが６ｍｍ×１５ｍｍの寸法をもったスクエアタイプのエンドミル基体Ｂ１〜Ｂ６を製造した。
【００１９】
【表１】
0005796778.tif 000002
【００２０】
【表２】
0005796778.tif 000003
【００２１】
ついで、前記工具基体Ａ１〜Ａ１０およびエンドミル基体Ｂ１〜Ｂ６（以下、「工具基体」という）を、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、図１に示される高出力パルススパッタリング装置に装着し、ターゲット電極として、ＴｉＡｌ合金およびＣｒＢを装着し、まず、装置内を排気して６．０×１０−３Ｐａ以下の真空に保持しながらヒーターで装置内を４００℃に加熱した後、工具基体に−１０００Ｖの直流バイアス電圧を印加した状態で、ＴｉＡｌ合金にスパッタ電源から平均８ｋＷ、最大１２０ｋＷ、スパッタリング周期４０Ｈｚのパルス状のスパッタ電力を供給し、装置内に供給されたスパッタガスのプラズマを形成し、スパッタガスのイオンをＴｉＡｌ合金に衝突させてＴｉ粒子およびＡｌ粒子を放出させ、これらの粒子をイオン化して、もって工具基体表面をＴｉおよびＡｌイオンによって、３０分間ボンバード処理をした。
ついで、装置内を一旦１×１０−３Ｐａ程度の真空にした後、表３および表４に示す条件で、所定の温度に加熱した後、装置内に窒素ガスおよびＡｒガスを導入し所定の圧力に保ち、ＴｉＡｌ合金にスパッタ電源から平均８〜９ｋＷ、最大１２０ｋＷ、スパッタリング周期４０Ｈｚのパルス状のスパッタ電力を供給し、装置内に供給されたスパッタガスのプラズマを形成し、スパッタガスのイオンをＴｉＡｌ合金に衝突させてＴｉ粒子およびＡｌ粒子を放出させ、これらの粒子をイオン化して、工具基体に所定のバイアス電圧をかけながら工具基体表面に、表３および表４に示される所定のスパッタ時間、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層からなる下部層をスパッタ形成する。
引き続き、同じく表３および表４に示す条件で、装置内にＡｒガスを導入し所定の圧力に保ち、ＣｒＢ２にスパッタ電源から平均２〜３ｋＷ、スパッタリング周期１２Ｈｚのパルス状のスパッタ電力を供給し、装置内に供給されたスパッタガスのプラズマを形成し、スパッタガスのイオンをＣｒＢ２に衝突させてＣｒＢ２粒子を放出させ、これらの粒子をイオン化して、工具基体に所定のバイアス電圧をかけながら工具基体表面に、表３および表４に示される所定のスパッタ時間、クロムホウ化物からなる上部層をスパッタ形成することにより、本発明被覆工具としての本発明インサート（以下、本発明インサートという）１〜１４および本発明被覆工具としての本発明エンドミル（以下、本発明エンドミルという）１〜６を製造した。
なお、表３および表４に、本発明インサート１〜１４および本発明エンドミル１〜６の改質硬質被覆層の形成条件である高出力パルススパッタリングの各種条件をそれぞれ示す。
【００２２】
比較の目的で、前記工具基体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、図２に示されるアークイオンプレーティング蒸着源およびスパッタリング蒸着源をもつ成膜装置に装着し、アークイオンプレーティング蒸着源のカソード電極としてＴｉＡｌ合金を、また、スパッタリング蒸着源のカソード電極としてＣｒＢ２を装着し、まず、装置内を排気して６．０×１０−３Ｐａ以下の真空に保持しながらヒーターで装置内を４００℃に加熱した後、ＴｉＡｌ合金に１００Ａの放電電流を流しアーク放電させ装置内にＴｉおよびＡｌイオンを発生させ、工具基体に−１０００Ｖのバイアス電圧を印加することによって、前記工具基体を１０分間ＴｉおよびＡｌボンバード処理し、ついで、装置内を一旦１×１０−３Ｐａ程度の真空にした後、表５および表６に示す条件で、窒素ガスを導入し４Ｐａに保ち、ＴｉＡｌ合金に１００〜１２０Ａのアーク電流を流しＴｉおよびＡｌのイオンを発生させ、工具基体に所定のバイアス電圧をかけながら工具基体表面に、表５および表６に示される所定の蒸着時間、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層からなる下部層を蒸着形成し、ついで、表５および表６に示す条件で、Ａｒガスを導入し所定の圧力に保ち、ＣｒＢ２に４ｋＷの直流の電力を投入しスパッタリングによりＣｒＢ２のイオンを発生させ、工具基体に所定のバイアス電圧をかけながら工具基体表面に、表５および表６に示される所定の蒸着時間、クロムホウ化物からなる上部層を蒸着形成することにより、従来被覆工具としての従来表面被覆インサート（以下、従来インサートという）１〜１０および従来表面被覆エンドミル（以下、従来エンドミルという）１〜６を製造した。
なお、表５および表６には、従来インサート１〜１０および従来エンドミル１〜６の従来硬質被複層の形成条件であるアークイオンプレーティングの各種条件を示す。
【００２３】
【表３】
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【００２４】
【表４】
0005796778.tif 000005
【００２５】
【表５】
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【００２６】
【表６】
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【００２７】
つぎに、本発明インサート１〜１４および従来インサート１〜１０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：    Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金、縦方向２本溝入り材
切削速度：  ８０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：  １．０ｍｍ、
送り：      ０．１５ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：  ２分、
の条件（切削条件１という）でのチタン合金の高速断続切削加工試験（通常の切削速度は６０ｍ／ｍｉｎ．）、
被削材：    Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金、縦方向２本溝入り材
切削速度：  ７０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：  １．０ｍｍ、
送り：      ０．２ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：  ２分、
の条件（切削条件２という）でのチタン合金の高速高送り断続切削加工試験（通常の切削速度および送りは、それぞれ、６０ｍ／ｍｉｎ．、０．１５ｍｍ／ｒｅｖ．）、
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１１に示した。
【００２８】
同様に、本発明エンドミル１〜６および従来エンドミル１〜６については、
被削材：  平面寸法：１５０ｍｍ×２５０ｍｍ  厚さ：５０ｍｍのＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金の板材、
切削速度：２３０ｍ／ｍｉｎ．、
深さ切り込み：０．６ｍｍ、
横切り込み：１．０ｍｍ、
テーブル送り：０．１５ｍｍ／ｍｉｎ．、
の条件でのチタン合金の湿式高速切削加工試験（通常の切削速度は２００ｍ／ｍｉｎ）を行い、切刃部逃げ面摩耗幅が使用寿命の目安とされる０．２ｍｍに到達するまでの切削溝長を測定した。この測定結果を表１２に示した。
【００２９】
次に、本発明インサート１〜１４および本発明エンドミル１〜６の改質硬質被覆層、ならびに、従来インサート１〜１０および従来エンドミル１〜６の従来硬質被複層について、ＣｕターゲットをＸ線源としたＸ線回折装置を用いて、θ−２θ法により、上部層および下部層において、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎの（１１１）ピークの半価幅およびクロムホウ化物の（０００１）ピークの半価幅を測定した。
さらに、本発明インサート１〜１４および本発明エンドミル１〜６の改質硬質被覆層、ならびに、従来インサート１〜１０および従来エンドミル１〜６の従来硬質被複層の組成および各被覆層を構成する結晶粒子の結晶方位を測定する目的で、本発明インサート１〜１２および従来インサート１〜１０を工具先端から２mmの位置で切断し、また同様に、本発明エンドミル１〜６および従来エンドミル１〜６を工具先端から２ｍｍの位置で切断し、得られた各工具の断面をＡｒイオンによるイオンエッチングにより精密研磨した。さらに、得られた各被覆層の研磨面を断面方向から観察し各層膜厚を測定するとともに、エネルギー分散型Ｘ線分光分析装置（ＥＤＳ装置）により各皮膜の化学組成を分析したところ、いずれの被覆層においても、目標膜厚および目標組成と実質的に同じ膜厚および化学組成を示した。
さらに、各被覆層の研磨面を断面方向から、電子線後方散乱回折装置（ＥＢＳＤ装置）を用いて（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層とクロムホウ化物層の結晶方位を、上部層と下部層の間の界面の略平面線を中心として縦1μｍ×幅１０μｍの範囲に亘って測定し、隣接する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎとクロムホウ化物について、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎの＜１１１＞と、クロムホウ化物の＜０００１＞がなす角度差のうち最小の数値が０〜５度となるよう形成された界面を抽出し、その合計長さが観察範囲に存在する界面長に対する割合を計測した。
その結果を表７、表８、表９、表１０に示す。
【００３０】
【表７】
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【００３１】
【表８】
0005796778.tif 000009
【００３２】
【表９】
0005796778.tif 000010
【００３３】
【表１０】
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【００３４】
【表１１】
0005796778.tif 000012
【００３５】
【表１２】
0005796778.tif 000013
【００３６】
表７、表８、表１１、表１２に示される結果から、本発明インサート１〜１４および本発明エンドミル１〜６は、硬質被複層の上部層を構成するクロムホウ化物層と下部層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層とが界面において結晶粒の方位が同じ傾斜方向に存在しているため、上部層と下部層とがすぐれた密着性を発揮し、被覆工具の耐摩耗性が向上していることが確認された。
さらに、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎの（１１１）ピークの半価幅ＨＮが０．８〜１．５度およびクロムホウ化物の（０００１）ピークの半価幅ＨＢが０．２〜０．５度であるものは、結晶性および結晶子サイズがバランスよく制御されているため耐摩耗性を高めたまま耐クラック性を向上させることができ、一層すぐれた工具寿命が実現できることが確認された。
これに対して、表９、表１０、表１１、表１２に示される結果から、従来インサート１〜１０および従来エンドミル１〜６は、硬質被複層の上部層を構成するクロムホウ化物層と下部層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層との界面における結晶粒の方位が同じ傾斜方向に存在していないため、上部層と下部層との密着性が劣り、被覆工具が比較的短時間で寿命に至ることが確認された。
なお、前述の切削加工試験では、被削材としてチタン合金を用いたが、他の高硬度鋼においても同様の結果が得られることは、いうまでもない。
【産業上の利用可能性】
【００３７】
前述のように、本発明の被覆工具は、硬質被覆層（改質硬質被覆層）がすぐれた熱伝導率と耐熱性を維持することにより、耐クラック性、耐摩耗性を有することから、被覆インサートばかりでなく、被覆エンドミル、被覆ドリル等の各種被覆工具として用いることができ、そして、これによって、靭性不足、強度不足等に起因する工具欠損の発生を防止し、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮するものであるから、低コスト化に十分満足に対応できるとともに、工具寿命の延命化を図ることができるものである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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