(57)【要約】【課題】密着性および耐摩耗性のすぐれた硬質被覆層を形成してな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、（ａ）表面部に、表面から１〜５０ｎｍの範囲内の平均深さに亘って、アークイオンプレーティング表面処理により形成した非晶質化層が存在する炭化タングステン基超硬合金基体表面に、（ｂ）層厚方向にそって、Ａｌ最高含有点とＡｌ最低含有点とが所定間隔をおいて交互に繰り返し存在し、かつ前記両点間で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：（ＡｌXＴｉ1-X ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．７０〜０．９５を示す）、上記Ａｌ最低含有点が、組成式：（ＡｌYＴｉ1-Y ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｙは０．４０〜０．６５を示す）、をそれぞれ満足し、かつ隣り合う上記両点間の間隔が、０．０１〜０．１μmである硬質被覆層を１〜１５μｍの全体平均層厚で蒸着してなる。【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基体の表面に、ＡｌとＴｉの複合窒化物からなる硬質被覆層を１〜１５μｍの全体平均層厚で蒸着してなる表面被覆超硬合金製切削工具において、
（ａ）上記炭化タングステン基超硬合金基体の表面部に、表面から１〜５０ｎｍの範囲内の平均深さに亘って、アークイオンプレーティング表面処理により形成した非晶質化層を存在させ、
（ｂ）かつ、上記硬質被覆層を、層厚方向にそって、Ａｌ最高含有点（Ｔｉ最低含有点）とＡｌ最低含有点（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Ａｌ最低含有点、前記Ａｌ最低含有点から前記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：（ＡｌXＴｉ1-X ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．７０〜０．９５を示す）、
上記Ａｌ最低含有点が、組成式：（ＡｌYＴｉ1-Y ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｙは０．４０〜０．６５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Ａｌ最低含有点の間隔が、０．０１〜０．１μmである硬質被覆層で構成したこと、
を特徴とする密着性および耐摩耗性のすぐれた硬質被覆層を形成してな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、硬質被覆層がすぐれた密着性と共に、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切削加工を、特に高い機械的および熱的衝撃を伴なう高切込みや高送りなどの重切削条件で、かつ高速で行なっても前記硬質被覆層に剥離の発生なく、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。
【０００２】
【従来の技術】
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）基超硬合金からなる基体（以下、超硬基体と云う）の表面に、組成式：（ＡｌYＴｉ1-Y ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｙは０．４０〜０．６５を示す）を満足するＡｌとＴｉの複合窒化物［以下、（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎで示す］層からなる硬質被覆層を１〜１５μｍの平均層厚で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（例えば、特許文献１参照）。
【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Ａｌ−Ｔｉ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、前記超硬合金基体の表面に、上記（Ａｌ，Ｔｉ）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（例えば、特許文献１参照）。
【０００５】
【特許文献１】
特許第２６４４７１０号
【０００６】
【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、切削加工は高速化および重切削化の傾向にあるが、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、これを高い機械的および熱的衝撃を伴なう、重切削条件での高速切削に用いた場合には、前記硬質被覆層の超硬基体表面に対する密着性不足のために、前記硬質被覆層に剥離が発生し易く、これが原因で切刃部に欠けやチッピング（微小欠け）が発生し易くなることから、硬質被覆層の高温特性（高温硬さおよび耐熱性）が不十分なために、摩耗進行が加速することと相俟って、比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
【０００７】
【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、密着性および耐摩耗性のすぐれた硬質被覆層を有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）上記の超硬基体を、例えば図２に示されるアークイオンプレーティング装置（この場合図１に例示されるアークイオンプレーティング装置を用いてもよい）に装着し、まず、カソード電極を用いずに、
装置内雰囲気温度（超硬基体温度）：３００〜５００℃、
雰囲気ガス：Ａｒ、
雰囲気圧力：１〜１０Ｐａ、
アーク放電電流：（アーク電源−ＯＦＦ）、
超硬基体印加バイアス電圧：−８００〜−１０００Ｖ、
処理時間：２〜１０分、
の条件で上記超硬基体の表面を前処理した後で、さらに超硬基体表面に、カソード電極として、例えば金属Ｔｉを用い、
装置内雰囲気温度：４５０〜５５０℃、
雰囲気ガス：Ａｒ、
雰囲気圧力：１〜１０Ｐａ、
アーク放電電流：１００〜２００Ａ、
超硬基体印加バイアス電圧：−９００〜１２００Ｖ、
の条件でアークイオンプレーティング表面処理を施すと、上記超硬基体の表面上には、蒸着層としての金属Ｔｉ層の形成はなく、前記超硬基体自体の表面部に、透過型電子顕微鏡を用いて組織観察した結果に基く判別で、非晶質化層の形成が確認されること。
なお、アークイオンプレーティング装置を用いての金属Ｔｉ層の蒸着形成は、
装置内雰囲気温度：３００〜５００℃、
雰囲気ガス：（使用せず）、
雰囲気圧力：０．１Ｐａ以下の真空、
カソード電極：金属Ｔｉ、
アーク放電電流：５０〜１００Ａ、
超硬基体印加バイアス電圧：−３０〜−１００Ｖ、
の条件で一般に行われている。
【０００８】
（ｂ）上記の表面部に非晶質化層が形成された超硬基体表面に、前記非晶質化層を表面から１〜５０ｎｍの範囲内の平均深さに亘って形成した状態で、上記の従来被覆超硬工具の硬質被覆層を構成する（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層を、同じくアークイオンプレーティング装置を用いて形成すると、前記非晶質化層は高い活性を有し、反応性の高いものであることから、前記硬質被覆層の蒸着形成時に、これと反応して前記超硬基体表面と硬質被覆層との間にはきわめて強固な密着性が確保されるようになること。
【０００９】
（ｃ）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（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層は、層厚全体に亘って均質な高温硬さと耐熱性、および強度を有するが、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、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、一方側に相対的にＡｌ含有量の高い（Ｔｉ含有量の低い）Ａｌ−Ｔｉ合金、他方側に相対的にＴｉ含有量の高い（Ａｌ含有量の低い）Ｔｉ−Ａｌ合金をカソード電極（蒸発源）として対向配置したアークイオンプレーティング装置を用い、この装置の前記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沿って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、前記の両側のカソード電極（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，Ｔｉ）Ｎ層を形成すると、この結果の（Ａｌ，Ｔｉ）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合金のカソード電極に最も接近した時点で層中にＡｌ最低含有点が形成され、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Ａｌ最低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Ａｌ最低含有点、前記Ａｌ最低含有点から前記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もつようになること。
【００１０】
（ｄ）上記（ｃ）の繰り返し連続変化成分濃度分布構造の（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層において、例えば対向配置のカソード電極（蒸発源）のそれぞれの組成を調製すると共に、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：（ＡｌXＴｉ1-X ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．７０〜０．９５を示す）、
上記Ａｌ最低含有点が、組成式：（ＡｌYＴｉ1-Y ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｙは０．４０〜０．６５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Ａｌ最低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（Ａｌ，Ｔｉ）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Ａｌ最低含有点部分では、前記Ａｌ最高含有点部分に比してＡｌ含有量が低く、Ｔｉ含有量の高いものとなるので、高強度が確保され、かつこれらＡｌ最高含有点とＡｌ最低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高強度を保持した状態ですぐれた高温特性を具備するようになり、さらに上記（ａ）および（ｂ）の超硬基体表面部に形成された非晶質化層によって前記硬質被覆層の超硬基体表面に対する密着性もきわめて強固なものとなり、したがって、硬質被覆層がかかる構成の（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなり、かつかかる（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層を表面部に非晶質化層が形成された超硬基体の表面に蒸着してなる被覆超硬工具は、特にこれを高い機械的および熱的衝撃を伴なう、高速重切削条件での切削に用いた場合にも、前記硬質被覆層に剥離発生がなく、すぐれた耐摩耗性を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。
【００１１】
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、（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎからなる硬質被覆層を１〜１５μｍの全体平均層厚で物理蒸着してなる被覆超硬工具において、
（ａ）上記超硬基体の表面部に、表面から１〜５０ｎｍの範囲内の平均深さに亘って、アークイオンプレーティング表面処理により形成した非晶質化層を存在させ、
（ｂ）かつ、上記硬質被覆層を、層厚方向にそって、Ａｌ最高含有点（Ｔｉ最低含有点）とＡｌ最低含有点（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Ａｌ最低含有点、前記Ａｌ最低含有点から前記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：（ＡｌXＴｉ1-X ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．７０〜０．９５を示す）、
上記Ａｌ最低含有点が、組成式：（ＡｌYＴｉ1-Y ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｙは０．４０〜０．６５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Ａｌ最低含有点の間隔が、０．０１〜０．１μmである硬質被覆層で構成してなる、
密着性および耐摩耗性のすぐれた硬質被覆層を形成してなる被覆超硬工具に特徴を有するものである。
【００１２】
つぎに、この発明の被覆超硬工具において、これの構成を上記の通りに数値限定した理由を説明する。
Ａ．非晶質化層の表面からの平均深さ
超硬基体の表面部に形成された非晶質化層には、上記尾通り硬質被覆層の超硬基体表面に対する密着性を著しく向上させる作用があるが、その深さが１ｎｍ未満では所望のすぐれた密着性を確保することができず、一方超硬基体表面に対する硬質被覆層の密着性向上効果は表面からの平均深さが５０ｎｍで十分であることから、その表面からの平均深さを１〜５０ｎｍと定めた。
【００１３】
Ｂ．硬質被覆層
（ａ）Ａｌ最高含有点の組成
（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層におけるＡｌには、高温硬さおよび耐熱性（高温特性）を向上させる作用があり、したがってＡｌ最高含有点でのＡｌの割合（Ｘ）がＴｉとの合量に占める割合（原子比）で０．７０未満では所望のすぐれた高温特性を確保することができず、一方その割合が同じく０．９５を越えると、Ｔｉの割合が低くなり過ぎて、急激に強度が低下し、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０．７０〜０．９５と定めた。
【００１４】
（ｂ）Ａｌ最低含有点の組成
上記の通りＡｌ最高含有点は高温特性のすぐれたものであるが、反面強度の劣るものであるため、このＡｌ最高含有点の強度不足を補う目的で、Ｔｉ含有割合が高く、これによって高強度を有するようになるＡｌ最低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（Ｙ）がＴｉとの合量に占める割合（原子比）で０．６５を越えると、所望のすぐれた強度を確保することができず、一方その割合が同じく０．４０未満になると、相対的にＴｉの割合が多くなり過ぎて、Ａｌ最低含有点に所望の高温特性を具備せしめることができなくなることから、その割合を０．４０〜０．６５と定めた。
【００１５】
（ｃ）Ａｌ最高含有点とＡｌ最低含有点間の間隔
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特性と高強度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強度不足、Ａｌ最低含有点であれば高温特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。
【００１６】
（ｄ）全体平均層厚
その層厚が１μｍ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１〜１５μｍと定めた。
【００１７】
【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：０．０３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Ａ１〜Ａ１０を形成した。
【００１８】
ついで、これら超硬基体Ａ−１〜Ａ−１０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１のアークイオンプレーティング装置、すなわち回転テーブルを挟んで、一方側のカソード電極（蒸発源）として、種々の成分組成をもったＡｌ最低含有点形成用Ｔｉ−Ａｌ合金、他方側のカソード電極（蒸発源）として、種々の成分組成をもったＡｌ最高含有点形成用Ａｌ−Ｔｉ合金が対向配置され、また非晶質化層形成用金属Ｔｉも装着されたアークイオンプレーティング装置に、前記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、前記回転テーブル上で自転しながら回転する前記超硬基体Ａ−１〜Ａ−１０のそれぞれに、まず、
装置内雰囲気温度（超硬基体温度）：４００℃、
雰囲気ガス：Ａｒ、
雰囲気圧力：３Ｐａ、
カソード電極：（使用せず）、
アーク放電電流：（アーク電源−ＯＦＦ）、
超硬基体印加バイアス電圧：−９００Ｖ、
処理時間：３分、
の条件で前処理を施した後で、さらに、
装置内雰囲気温度：５００℃、
雰囲気ガス：Ａｒ、
雰囲気圧力：３Ｐａ、
カソード電極：金属Ｔｉ、
アーク放電電流：１５０Ａ、
超硬基体印加バイアス電圧：−１０００Ｖ、
の条件でアークイオンプレーティング表面処理を施すことにより、表面部に非晶質化層を形成した。なお、前記非晶質化層の表面からの形成深さは上記の条件でのアークイオンプレーティング表面処理の処理時間を調整することにより行った。
また、上記超硬基体Ａ−１〜Ａ−１０の表面部に形成された非晶質化層を、透過型電子顕微鏡を用いて組織観察（倍率：５０万倍）し、この観察結果に基づいて判別および測定したところ、それぞれ表２に示される表面からの平均深さ（５点測定の平均値）を示した。
【００１９】
引き続いて、上記の図１のアークイオンプレーティング装置内の温度をヒーター加熱により５００℃に保持した状態で、装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して２Ｐａの反応雰囲気とすると共に、上記の回転テーブル上で自転しながら回転する非晶質化層形成の超硬基体に−１００Ｖの直流バイアス電圧を印加して、それぞれのカソード電極(前記Ａｌ最低含有点形成用Ｔｉ−Ａｌ合金およびＡｌ最高含有点形成用Ａｌ−Ｔｉ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、もって前記非晶質化層形成の超硬基体Ａ１〜Ａ１０の表面に、層厚方向に沿って表２に示される目標組成のＡｌ最低含有点とＡｌ最高含有点とが交互に同じく表２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Ａｌ最低含有点、前記Ａｌ最低含有点から前記Ａｌ最高含有点へＡｌおよびＴｉ含有量がそれざれ連続的に変化する成分濃度分布構造を有し、かつ同じく表２に示される目標全体層厚の硬質被覆層を蒸着することにより、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）１〜１０をそれぞれ製造した。
【００２０】
また、比較の目的で、上記のアークイオンプレーティング表面処理を施さず、したがって、表面部に非晶質化層の形成がない前記超硬基体Ａ１〜Ａ１０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に示される通常の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Ａｌ−Ｔｉ合金を装着し、装置内を排気して０．５Ｐａ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、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２Ｐａ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のそれぞれの表面に、表３に示される目標組成および目標層厚を有し、かつ層厚方向に沿って実質的に組成変化のない（Ａｌ，Ｔｉ）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）１〜１０をそれぞれ製造した。
【００２１】
つぎに、上記本発明被覆超硬チップ１〜１０および従来被覆超硬チップ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：ＪＩＳ・ＳＮＣＭ４３９の丸棒、
切削速度：２８０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：５．５ｍｍ、
送り：０．２０ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：８分、
の条件での合金鋼の乾式連続高速高切り込み切削加工試験、
被削材：ＪＩＳ・Ｓ２５Ｃの長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：４００ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１．０ｍｍ、
送り：０．３５ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：８分、
の条件での炭素鋼の乾式断続高速高送り切削加工試験、さらに、
被削材：ＪＩＳ・ＦＣ３００の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：５．５ｍｍ、
送り：０．２０ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：８分、
の条件での鋳鉄の乾式断続高速高切り込み切削加工試験を行い、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。この測定結果をそれぞれ表２，３に示した。
【００２２】
【表１】
2004202587.tif 000002
【００２３】
【表２】
2004202587.tif 000003
【００２４】
【表３】
2004202587.tif 000004
【００２５】
（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４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４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の寸法を有し、かついずれもねじれ角：３０度の４枚刃スクエア形状をもった超硬基体（エンドミル）Ｃ−１〜Ｃ−８をそれぞれ製造した。
【００２６】
まず、これらの超硬基体（エンドミル）Ｃ−１〜Ｃ−８の表面部に、同じく上記の図１のアークイオンプレーティング装置を用いて、上記実施例１における条件と同一の条件で、アークイオンプレーティング表面処理を施すことにより、それぞれ表５に示される表面からの平均深さ（５点測定の平均値）の非晶質化層を形成した。
引き続いて、上記の非晶質化層形成の超硬基体（エンドミル）Ｃ−１〜Ｃ−８の表面に、上記の同じアークイオンプレーティング装置にて、上記実施例１と同一の条件で、層厚方向に沿って表５に示される目標組成のＡｌ最低含有点とＡｌ最高含有点とが交互に同じく表５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Ａｌ最低含有点、前記Ａｌ最低含有点から前記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、かつ同じく表５に示される目標全体層厚の硬質被覆層を蒸着することにより、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。
【００２７】
また、比較の目的で、表面部に非晶質化層の形成がない上記の超硬基体（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６に示される目標組成および目標層厚を有し、かつ層厚方向に沿って実質的に組成変化のない（Ａｌ，Ｔｉ）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。
【００２８】
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・ＳＫＤ６１の板材、
切削速度：１７０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：５ｍｍ、
テーブル送り：５００ｍｍ／分、
の条件での工具鋼の湿式高速高切り込み溝加工試験、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・ＳＵＳ３１６の板材、
切削速度：１８０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：６ｍｍ、
テーブル送り：５５０ｍｍ／分、
の条件でのステンレス鋼の湿式高速高切り込み溝加工試験、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・ＳＣＭ４４０の板材、
切削速度：３００ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：１０ｍｍ、
テーブル送り：６００ｍｍ／分、
の条件での合金鋼の湿式高速高切り込み溝加工（いずれの試験も水溶性切削油使用）をそれぞれ行い、いずれの溝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５，６にそれぞれ示した。
【００２９】
【表４】
2004202587.tif 000005
【００３０】
【表５】
2004202587.tif 000006
【００３１】
【表６】
2004202587.tif 000007
【００３２】
（実施例３）
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）の寸法を有し、かついずれもねじれ角：３０度の２枚刃形状をもった超硬基体（ドリル）Ｄ−１〜Ｄ−８をそれぞれ製造した。
【００３３】
まず、これらの超硬基体（ドリル）Ｄ−１〜Ｄ−８の表面を、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における条件と同一の条件で、アークイオンプレーティング表面処理を施すことにより、表面部にそれぞれ表７に示される表面からの平均深さ（５点測定の平均値）の非晶質化層を形成した。
引き続いて、上記の非晶質化層形成の超硬基体（ドリル）Ｄ−１〜Ｄ−８の表面に、同じアークイオンプレーティング装置にて、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最低含有点とＡｌ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Ａｌ最低含有点、前記Ａｌ最低含有点から前記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、かつ同じく表７に示される目標全体層厚の硬質被覆層を蒸着することにより、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。
【００３４】
また、比較の目的で、上記の表面部に非晶質化層の形成がない超硬基体（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８に示される目標組成および目標層厚を有し、かつ層厚方向に沿って実質的に組成変化のない（Ａｌ，Ｔｉ）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。
【００３５】
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：５０ｍｍのＪＩＳ・ＳＫＤ１１の板材、
切削速度：９０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：８ｍｍ
の条件での工具鋼の湿式高速高送り穴あけ加工試験、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・ＳＣＭ４４０の板材、
切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．４ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：１５ｍｍ
の条件での合金鋼の湿式高速高送り穴あけ加工試験、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・ＦＣ３００の板材、
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．６ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：２０ｍｍ
の条件での鋳鉄の湿式高速高送り穴あけ加工試験、をそれぞれ行い、いずれの湿式高速穴あけ加工試験（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７，８にそれぞれ示した。
【００３６】
【表７】
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【００３７】
【表８】
2004202587.tif 000009
【００３８】
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１〜１０、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を構成する硬質被覆層、並びに従来被覆超硬工具としての従来被覆超硬チップ１〜１０、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の硬質被覆層について、厚さ方向に沿ってＡｌおよびＴｉ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、本発明被覆超硬工具の硬質被覆層では、Ａｌ最高含有点とＡｌ最低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Ａｌ最低含有点、前記Ａｌ最低含有点から前記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することが確認され、また硬質被覆層の全体平均層厚も目標全体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硬質被覆層では厚さ方向に沿って組成変化が見られず、かつ目標組成と実質的に同じ組成および目標全体層厚と実質的に同じ全体平均層厚を示すことが確認された。
【００３９】
【発明の効果】
表３〜９に示される結果から、硬質被覆層が超硬基体表面に、これの表面部に形成した非晶質化層によってきわめて強固に密着すると共に、前記硬質被覆層が、層厚方向にＡｌ最低含有点とＡｌ最高含有点とが交互に所定間隔をおいて繰り返し存在し、かつ前記Ａｌ最高含有点から前記Ａｌ最低含有点、前記Ａｌ最低含有点から前記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することによって、すぐれた高温特性を具備する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機械的および熱的衝撃を伴なう、高速重切削条件で行っても、硬質被覆層に剥離の発生なく、すぐれた耐摩耗性を発揮するのに対して、超硬基体表面部に非晶質化層の形成がなく、硬質被覆層が層厚方向に沿って実質的に組成変化のない（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる従来被覆超硬工具においては、高速重切削条件の切削加工では硬質被覆層の密着性不足および高温特性不足が原因で、硬質被覆層に剥離が発生し、摩耗の進行が促進されることと相俟って、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。
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重切削条件での切削加工でも硬質被覆層がすぐれた耐剥離性および耐摩耗性を発揮し、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】この発明の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アークイオンプレーティング装置を示し、（ａ）は概略平面図、（ｂ）は概略正面図である。
【図２】従来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】
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【図２】
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