(57)【要約】【課題】高速切削ですぐれた耐熱塑性変形性を発揮する表面被覆サーメット製切削工具を提供する。【解決手段】表面被覆サーメット製切削工具が、炭化タングステン基超硬合金または炭窒化チタン基サーメットで構成されたサーメット基体の表面に、（ａ）密着下地層として、化学蒸着形成され、かつ０．１〜２μｍの平均層厚を有する窒化チタン層および／または炭窒化チタン層、（ｂ）硬質耐摩耗層として、化学蒸着形成した状態でκ型またはθ型の結晶構造を有する酸化アルミニウムに加熱処理を施して結晶構造をα型結晶構造に変態してなると共に、加熱変態生成クラックが分散分布した組織および５〜３０μｍの平均層厚を有する加熱変態α型酸化アルミニウム層、（ｃ）表面平滑化層として、化学蒸着形成した状態でα型の結晶構造を有し、かつ０．１〜２μｍの平均層厚を有する蒸着α型酸化アルミニウム層、（ｄ）必要に応じて使用前後識別層として、化学蒸着形成され、かつ０．１〜２μｍの平均層厚を有する窒化チタン層、以上（ａ）〜（ｄ）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サーメット基体の表面に、
（ａ）密着下地層として、化学蒸着形成され、かつ０．１〜２μｍの平均層厚を有する窒化チタン層および／または炭窒化チタン層、
（ｂ）硬質耐摩耗層として、化学蒸着形成した状態でκ型またはθ型の結晶構造を有する酸化アルミニウムに加熱処理を施して結晶構造をα型結晶構造に変態してなると共に、加熱変態生成クラックが分散分布した組織および５〜３０μｍの平均層厚を有する加熱変態α型酸化アルミニウム層、
（ｃ）表面平滑化層として、化学蒸着形成した状態でα型の結晶構造を有し、かつ０．１〜２μｍの平均層厚を有する蒸着α型酸化アルミニウム層、
以上（ａ）〜（ｃ）で構成された硬質被覆層を形成してなる、高速切削ですぐれた耐熱塑性変形性を発揮する表面被覆サーメット製切削工具。
【請求項２】
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サーメット基体の表面に、
（ａ）密着下地層として、化学蒸着形成され、かつ０．１〜２μｍの平均層厚を有する窒化チタン層および／または炭窒化チタン層、
（ｂ）硬質耐摩耗層として、化学蒸着形成した状態でκ型またはθ型の結晶構造を有する酸化アルミニウムに加熱処理を施して結晶構造をα型結晶構造に変態してなると共に、加熱変態生成クラックが分散分布した組織および５〜３０μｍの平均層厚を有する加熱変態α型酸化アルミニウム層、
（ｃ）表面平滑化層として、化学蒸着形成した状態でα型の結晶構造を有し、かつ０．１〜２μｍの平均層厚を有する蒸着α型酸化アルミニウム層、
（ｄ）使用前後識別層として、化学蒸着形成され、かつ０．１〜２μｍの平均層厚を有する窒化チタン層、
以上（ａ）〜（ｄ）で構成された硬質被覆層を形成してなる，高速切削ですぐれた耐熱塑性変形性を発揮する表面被覆サーメット製切削工具。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、特に各種の鋼や鋳鉄などの切削加工を、高熱発生を伴う高速切削条件で行なった場合に硬質被覆層がすぐれた耐熱塑性変形性を発揮する表面被覆サーメット製切削工具（以下、被覆サーメット工具という）に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、一般に、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サーメット基体の表面に、
（ａ）下部層として、いずれも化学蒸着形成されたＴｉの炭化物（以下、ＴｉＣで示す）層、窒化物（以下、同じくＴｉＮで示す）層、炭窒化物（以下、ＴｉＣＮで示す）層、炭酸化物（以下、ＴｉＣＯで示す）層、および炭窒酸化物（以下、ＴｉＣＮＯで示す）層のうちの１層または２層以上からなり、かつ３〜２０μｍの合計平均層厚を有するＴｉ化合物層、
（ｂ）上部層として、化学蒸着形成した状態でα型の結晶構造を有し、かつ３〜１５μｍの平均層厚を有する蒸着α型酸化アルミニウム（以下、Ａｌ２Ｏ３で示す）層、
（ｃ）さらに必要に応じて、黄金色の色調を有することから、工具の使用前後の識別を目的として、化学蒸着形成され、かつ０．１〜２μｍの平均層厚を有するＴｉＮ層、
以上（ａ）〜（ｃ）で構成された硬質被覆層を蒸着形成してなる被覆サーメット工具が知られており、上記被覆サーメット工具は、これの硬質被覆層を構成する蒸着α型Ａｌ２Ｏ３層が同Ｔｉ化合物層が具備しないすぐれた高温硬さと耐熱性を有し、一方前記Ｔｉ化合物層が前記蒸着α型Ａｌ２Ｏ３層の具備しないすぐれた強度を有し、これら両層のもつ特性によって、例えば各種の鋼や鋳鉄などの連続切削や断続切削に際してすぐれた切削性能を発揮するようになることも知られている（例えば、特許文献１参照）。
【０００３】
また、一般に、上記の被覆サーメット工具の硬質被覆層を構成するＴｉ化合物層やＡｌ２  Ｏ３  層が粒状結晶組織を有し、さらに前記Ｔｉ化合物層を構成するＴｉＣＮ層を、層自身の靭性向上を目的として、通常の化学蒸着装置にて、反応ガスとして有機炭窒化物、例えばＣＨ３ＣＮを含む混合ガスを使用し、７００〜９５０℃の中温温度域で化学蒸着することにより形成して縦長成長結晶組織をもつようにすることも知られている（例えば、特許文献２参照）。
【０００４】
【特許文献１】
特開平６−３１５０３号公報
【特許文献２】
特開平６−８０１０号公報
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
一方、近年の切削加工の省力化および省エネ化、さらに低コスト化に対する要求は強く、これに伴い、切削加工装置の高性能化と相俟って、切削加工は高速で行なわれる傾向にあるが、上記の従来被覆サーメット工具においては、これを鋼や鋳鉄などの通常の条件での連続切削や断続切削に用いた場合には問題はないが、これを高速切削加工に用いると、切削時に発生する高い発熱によって、特に硬質被覆層を構成するＴｉ化合物層に、耐熱性不足が原因で偏摩耗の原因となる熱塑性変形が発生し易くなり、この結果摩耗進行が促進されるようになることから、比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
【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、硬質被覆層がすぐれた耐熱塑性変形性を発揮する被覆サーメット工具を開発すべく、研究を行った結果、
（ａ）サーメット基体の表面に、通常の化学蒸着装置で、通常の条件で、結晶構造がκ型またはθ型のＡｌ２Ｏ３層を蒸着形成し、この状態で水素雰囲気中、温度：１０００〜１１００℃、保持時間：２〜１０時間の条件で加熱処理を施すと、前記Ａｌ２Ｏ３層のκ型またはθ型の結晶構造がα型結晶構造に変態し、かつ加熱変態生成クラックが層中に分散分布した組織を有するようになるが、この結果の加熱変態α型Ａｌ２Ｏ３層は、α型Ａｌ２Ｏ３層自体が有する高温硬さおよび耐熱性と同等のすぐれた高温硬さと耐熱性を具備した上で、上記Ｔｉ化合物層と同等のすぐれた強度をもつようになることから、硬質被覆層の構成層として強度確保を目的とするＴｉ化合物層の必要性がなくなること。
（ｂ）したがって、サーメット基体の表面に、通常の条件で、密着下地層としてＴｉＮ層および／またはＴｉＣＮ層を蒸着形成した後で、上記の加熱変態α型Ａｌ２Ｏ３層を硬質耐摩耗層として形成し、さらに表面平滑化の目的で、同じく通常の条件で、蒸着α型Ａｌ２Ｏ３層を形成してなる被覆サーメット工具は、切削時に高熱発生を伴なう高速切削に用いても、硬質被覆層の構成層としてＴｉ化合物層が実質的に存在せず、硬質被覆層は実質的に上記の加熱変態α型Ａｌ２Ｏ３層からなるので、硬質被覆層に熱塑性変形の発生なく、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）および（ｂ）に示される研究結果を得たのである。
【０００７】
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、サーメット基体の表面に、
（ａ）密着下地層として、化学蒸着形成され、かつ０．１〜２μｍの平均層厚を有するＴｉＮ層および／またはＴｉＣＮ層、
（ｂ）硬質耐摩耗層として、化学蒸着形成した状態でκ型またはθ型の結晶構造を有するＡｌ２Ｏ３に加熱処理を施して結晶構造をα型結晶構造に変態してなると共に、加熱変態生成クラックが分散分布した組織および５〜３０μｍの平均層厚を有する加熱変態α型Ａｌ２Ｏ３層、
（ｃ）表面平滑化層として、化学蒸着形成した状態でα型の結晶構造を有し、かつ０．１〜２μｍの平均層厚を有する蒸着α型Ａｌ２Ｏ３層、
（ｄ）必要に応じて、使用前後識別層として、化学蒸着形成され、かつ０．１〜２μｍの平均層厚を有するＴｉＮ層、
以上（ａ）〜（ｄ）で構成された硬質被覆層を形成してなる、高速切削ですぐれた耐熱塑性変形性を発揮する被覆サーメット工具に特徴を有するものである。
【０００８】
つぎに、この発明の被覆サーメット工具の硬質被覆層の構成層の平均層厚を上記の通りに限定した理由を説明する。
（ａ）密着下地層
密着下地層には、サーメット基体表面に対する硬質耐摩耗層の密着性を向上させる作用があるが、その平均層厚が０．１μｍ未満では、所望の十分な密着性向上効果を発揮させることができず、一方前記密着性向上効果は２μｍまでの平均層厚で十分であって、２μｍを越えた平均層厚になると、熱塑性変形の発生が局部的に見られるようになることから、その平均層厚を０．１〜２μｍと定めた。
【０００９】
（ｂ）硬質耐摩耗層
硬質耐摩耗層が、高速切削時の高温加熱によっても熱塑性変形することなく、かつ高強度を具備した状態で、実質的に切削工具自体の耐摩耗性向上に寄与するものであるが、その平均層厚が５μｍ未満では、所望の長期間に亘っての使用寿命を確保することができず、一方その平均層厚が３０μｍを越えて厚くなりすぎると、チッピングが発生し易くなることから、その平均層厚を５〜３０μｍと定めた。
【００１０】
（ｃ）表面平滑化層
上記の硬質耐摩耗層は、上記の通り加熱変態処理によって形成されたものであるので、表面平滑度の低い状態にあり、したがってこれの表面に蒸着α型Ａｌ２Ｏ３層を形成して、切削加工に適した表面平滑化を図るものであるが、その平均層厚が０．１μｍ未満では、所望の表面平滑化を図ることができず、一方その平均層厚が２μｍを越えると、前記蒸着α型Ａｌ２Ｏ３層（表面平滑化層）形成時に引張応力が残留するようになり、これが原因でチッピングが発生し易くなることから、その平均層厚を０．１〜２μｍと定めた。
【００１１】
（ｄ）使用前後識別層
ＴｉＮ層は、上記の通り黄金色の色調を有することから、切削工具の使用前後の識別を目的として、必要に応じて蒸着形成されるが、その平均層厚が０．１μｍ未満では、十分な識別効果が得られず、一方前記ＴｉＮ層による前記識別効果は２μｍまでの平均層厚で十分であり、経済性を考慮して、その平均層厚を０．１〜２μｍと定めた。
【００１２】
【発明の実施の形態】
つぎに、この発明の被覆サーメット工具を実施例により具体的に説明する。
原料粉末として、いずれも０．５〜４μｍの範囲内の所定の平均粒径を有するＷＣ粉末、（Ｔｉ，Ｗ）Ｃ（質量比で、以下同じ、ＴｉＣ／ＷＣ＝３０／７０）粉末、（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮ（ＴｉＣ／ＴｉＮ／ＷＣ＝２４／２０／５６）粉末、（Ｔａ，Ｎｂ）Ｃ（ＴａＣ／ＮｂＣ＝９０／１０）粉末、Ｃｒ３Ｃ２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、９８ＭＰａの圧力で所定形状の圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を５Ｐａの真空中、１４１０℃に１時間保持の条件で真空焼結し、焼結後、切刃部にＲ：０．０７ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ・ＣＮＭＧ１２０４０８に規定するスローアウエイチップ形状をもったＷＣ基超硬合金で構成されたサーメット基体Ａ〜Ｆをそれぞれ製造した。
【００１３】
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（質量比で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、９８ＭＰａの圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を１．３ｋＰａの窒素雰囲気中、温度：１５４０℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、切刃部分にＲ：０．０５ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０４１２のチップ形状をもったＴｉＣＮ基サーメットで構成されたサーメット基体ａ〜ｆを形成した。
【００１４】
ついで、これらのサーメット基体Ａ〜Ｆおよびサーメット基体ａ〜ｆの表面に、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、通常の化学蒸着装置を用い、表３に示される条件にて、表４に示される目標層厚のＴｉＮ層および／またはＴｉＣＮ層を密着下地層として蒸着形成し、ついで同じく表３に示される条件で結晶構造がκ型またはθ型のＡｌ２Ｏ３層を蒸着形成し、これに水素雰囲気中、温度：１０５０℃に２〜１０時間の範囲内の所定時間保持の条件で加熱処理を施して、前記Ａｌ２Ｏ３層のκ型またはθ型の結晶構造をα型に変態させ、かつ加熱変態生成クラックが層中に分散分布した加熱変態α型Ａｌ２Ｏ３層を同じく表４に示される目標層厚で硬質耐摩耗層として形成し、さらに同じく表３に示される条件で、かつ表４に示される目標層厚の蒸着α型Ａｌ２Ｏ３層および必要に応じてＴｉＮ層をそれぞれ表面平滑化層および使用前後識別層として形成することにより本発明被覆サーメット工具１〜１２をそれぞれ製造した。
【００１５】
また、比較の目的で、上記のサーメット基体Ａ〜Ｆおよびサーメット基体ａ〜ｆの表面に、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、同じく通常の化学蒸着装置を用い、表３（表３中のｌ−ＴｉＣＮは特開平６−８００８号公報に記載される縦長成長結晶組織をもつＴｉＣＮ層の形成条件を示すものであり、これ以外は通常の粒状結晶組織の形成条件を示すものである）に示される条件にて、それぞれ表５に示される組み合わせで、同じく表５に示される目標層厚のＴｉ化合物層を下部層として蒸着形成し、ついで同じく表３に示される条件で同じく表５に示される平均層厚の蒸着α型Ａｌ２Ｏ３層および必要に応じてＴｉＮ層をそれぞれ上部層および使用前後識別層として蒸着形成することにより従来被覆サーメット工具１〜１２をそれぞれ製造した。
【００１６】
この結果得られた上記の本発明被覆サーメット工具と従来被覆サーメット工具の硬質被覆層を構成する加熱変態α型Ａｌ２Ｏ３層と蒸着α型Ａｌ２Ｏ３層の相違を観察する目的でＸ線回折を測定した。
まず、Ｘ線回折測定用試料として、Ｘ線回折チャート上で（００１）面および（００２）面にのみ回折ピークが現れる単結晶ＷＣを基体試料として用い、この基体試料の表面に、本発明被覆サーメット工具３、７、および９の目標層厚が１５μｍ、１０μｍ、および５μｍの加熱変態α型Ａｌ２Ｏ３層、並びに従来被覆サーメット工具４、６、および１０の同じく目標層厚が１５μｍ、１０μｍ、および５μｍの蒸着α型Ａｌ２Ｏ３層の形成条件と同一の条件で、それぞれ目標層厚が１５μｍ、１０μｍ、および５μｍの加熱変態α型Ａｌ２Ｏ３層および蒸着α型Ａｌ２Ｏ３層を直接形成して本発明被覆試料Ａ〜Ｃおよび従来被覆試料ａ〜ｃをそれぞれ調製した。
【００１７】
ついで、これら被覆試料の前記加熱変態α型Ａｌ２Ｏ３層および蒸着α型Ａｌ２Ｏ３層のＸ線回折測定を、通常のＸ線回折装置を用い、Ｘ線管中に設置されたＣｕ陽極（ターゲット）に対して、電圧：４０ｋＶ、電流：３５０ｍＡの条件で金属Ｗフィラメントから発生させた熱電子を加速照射することにより、前記Ｃｕ陽極表面から０．１５４ｎｍの波長を有する特性Ｘ線であるＣｕ−Ｋα線を発生させ、前記特性Ｘ線を前記被覆試料表面に照射し、前記被覆試料から散乱したＸ線のうち、被覆試料表面に対するＸ線入射角度θと等しい角度で回折したＸ線の強度をＸ線検出器にて測定することにより行なった。この測定結果を図１〜６に示した。
本発明被覆試料Ａ〜Ｃの加熱変態α型Ａｌ２Ｏ３層のＸ線回折チャートを示す図１〜３と、従来被覆試料ａ〜ｃの蒸着α型Ａｌ２Ｏ３層のＸ線回折チャートを示す図４〜６の比較から、前記加熱変態α型Ａｌ２Ｏ３層では（００６）面および（０１８）面に明確な回折ピークが現れているのに対して、前記蒸着α型Ａｌ２Ｏ３層ではこれら（００６）面および（０１８）面に回折ピークは存在しないことが明かである。
【００１８】
また、上記の本発明被覆サーメット工具１〜１２および従来被覆サーメット工具１〜１２について、これの硬質被覆層の構成層の厚さを、走査型電子顕微鏡を用いて測定（同じく縦断面測定）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。
【００１９】
つぎに、上記の各種の被覆サーメット工具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、本発明被覆サーメット工具１〜６および従来被覆サーメット工具１〜６については、
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０の丸棒、
切削速度：４５０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：２ｍｍ、
送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：３分、
の条件での合金鋼の乾式高速連続切削試験、
被削材：ＪＩＳ・Ｓ４５Ｃ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：１．５ｍｍ、
送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：３分、
の条件での炭素鋼の乾式高速断続切削試験を行なった。
【００２０】
さらに、本発明被覆サーメット工具７〜１２および従来被覆サーメット工具７〜１２については、
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０の丸棒、
切削速度：５００ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：３分、
の条件での合金鋼の乾式高速連続切削試験、
被削材：ＪＩＳ・Ｓ４５Ｃ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：１ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：３分、
の条件での炭素鋼の乾式高速断続切削試験を行い、いずれの切削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６に示した。
【００２１】
【表１】
2004181618.tif 000002
【００２２】
【表２】
2004181618.tif 000003
【００２３】
【表３】
2004181618.tif 000004
【００２４】
【表４】
2004181618.tif 000005
【００２５】
【表５】
2004181618.tif 000006
【００２６】
【表６】
2004181618.tif 000007
【００２７】
【発明の効果】
表４〜６に示される結果から、本発明被覆サーメット工具１〜１２は、いずれもきわめて高い発熱を伴う鋼および鋳鉄の高速連続切削試験および高速断続切削試験でも、硬質被覆層が実質的に高強度を有し、かつα型Ａｌ２Ｏ３層自体のもつ高温強度および耐熱性に匹敵するすぐれた高温強度と耐熱性を具備する加熱変態α型Ａｌ２Ｏ３層からなるので、きわめて高い発熱を伴う鋼および鋳鉄の高速連続切削試験および高速断続切削試験でも、すぐれた耐熱塑性変形性を発揮し、この結果切刃部が正常摩耗形態をとるようになることから、すぐれた耐摩耗性を発揮するのに対して、硬質被覆層がＴｉ化合物層と蒸着α型Ａｌ２Ｏ３層からなる従来被覆サーメット工具１〜１２においては、前記の高速切削試験では、特に前記Ｔｉ化合物層の耐熱性不足が原因で偏摩耗の原因となる熱塑性変形が発生し、この結果摩耗進行が促進されるようになることから、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。
上述のように、この発明の被覆サーメット工具は、各種の鋼や鋳鉄などの通常の条件での連続切削や断続切削加工は勿論のこと、特に高い発熱を伴う高速切削加工に用いた場合にも、長期に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮するものであるから、切削加工装置の高性能化に十分満足に対応でき、かつ切削加工の一段の省力化および省エネ化、さらに低コスト化を可能とするものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明被覆サーメット工具３の硬質被覆層を構成する加熱変態α型Ａｌ２Ｏ３層（目標層厚：１５μｍ）のＸ線回折チャートを示す図である。
【図２】本発明被覆サーメット工具７の硬質被覆層を構成する加熱変態α型Ａｌ２Ｏ３層（目標層厚：１０μｍ）のＸ線回折チャートを示す図である。
【図３】本発明被覆サーメット工具９の硬質被覆層を構成する加熱変態α型Ａｌ２Ｏ３層（目標層厚：５μｍ）のＸ線回折チャートを示す図である。
【図４】従来被覆サーメット工具４の硬質被覆層を構成する蒸着α型Ａｌ２Ｏ３層（目標層厚：１５μｍ）のＸ線回折チャートを示す図である。
【図５】従来被覆サーメット工具６の硬質被覆層を構成する蒸着α型Ａｌ２Ｏ３層（目標層厚：１０μｍ）のＸ線回折チャートを示す図である。
【図６】従来被覆サーメット工具１０の硬質被覆層を構成する蒸着α型Ａｌ２Ｏ３層（目標層厚：５μｍ）のＸ線回折チャートを示す図である。
【図１】
2004181618.tif 000008
【図２】
2004181618.tif 000009
【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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