(57)【要約】      （修正有）【課題】高速切削加工で硬質潤滑層が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を提供する。【解決手段】表面被覆超硬合金製切削工具が、超硬基体の表面に、（ａ）マグネトロンスパッタリング装置にて、磁場中成膜されたＴｉＮ層またはＴｉＣＮ層の密着接合層、（ｂ）同じく磁場中成膜され、非晶質炭素と非晶質ＷＣの２相混合相からなる非晶質分散相と、組成式：（Ｔｉ１−ＸＷＸ）Ｃ１−ＹＮＹ（ただし、原子比で、Ｘ：０．０１〜０．３、Ｙ：０．５〜０．８）、を満足する（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮからなる結晶質連続相の組織、Ｗ：２〜１８原子％、Ｔｉ：３０〜４５原子％、窒素：３０〜４５原子％、を含有し、残りが炭素（ただし、５〜２５原子％含有）と不可避不純物からなる全体組成、を有する硬質潤滑層、以上（ａ）および（ｂ）を蒸着形成してなる。【選択図】図１
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【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系サーメットからなる超硬基体の表面に、
（ａ）０．１〜３μｍの平均層厚を有し、かつ、マグネトロンスパッタリング装置にて、カソード電極（蒸発源）としてＴｉターゲットを用い、窒素とＡｒの混合ガス、または炭化水素の分解ガスと窒素とＡｒの混合ガスからなる反応雰囲気で磁場中成膜された、窒化チタン層および炭窒化チタン層のうちのいずれか、または両方からなる密着接合層、
（ｂ）１〜１０μｍの平均層厚を有し、かつ、透過型電子顕微鏡による観察で、非晶質分散相が５〜３５面積％の割合を占め、残りが結晶質連続相からなると共に、前記非晶質分散相は非晶質炭素と非晶質炭化タングステンの２相混合相、前記結晶質連続相は、オージェ分光分析装置による測定で、
組成式：（Ｔｉ１−ＸＷＸ）Ｃ１−ＹＮＹ（ただし、原子比で、Ｘ：０．０１〜０．３、Ｙ：０．５〜０．８）、
を満足するＴｉとＷ（タングステン）の複合炭窒化物、からなる組織、
マグネトロンスパッタリング装置にて、カソード電極（蒸発源）として、炭化タングステンターゲットとＴｉターゲットを用い、炭化水素の分解ガスと窒素とＡｒの混合ガスからなる反応雰囲気で磁場中成膜され、
Ｗ：２〜１８原子％、
Ｔｉ：３０〜４５原子％、
窒素：３０〜４５原子％、
を含有し、残りが炭素（ただし、５〜２５原子％含有）と不可避不純物からなる全体組成、
以上の組織および組成を有する硬質潤滑層、
以上の密着接合層および硬質潤滑層を蒸着形成してなる、高速切削加工で硬質潤滑層が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】
【技術分野】
【０００１】
この発明は、各種の鋼や鋳鉄などの鉄鋼材料、さらにＡｌ合金やＣｕ合金などの非鉄材料の切削加工を、特に高速で行なった場合にも、硬質潤滑層が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、被覆超硬工具として、各種の鋼や鋳鉄などの鉄鋼材料、さらにＡｌ合金やＣｕ合金などの非鉄材料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、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、上記の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）系サーメットからなる超硬基体の表面に、
（ａ）０．１〜３μｍの平均層厚を有し、かつ、スパッタリング装置にて、カソード電極（蒸発源）としてＴｉターゲットを用い、窒素とＡｒの混合ガス、または炭化水素の分解ガスと窒素とＡｒの混合ガスからなる反応雰囲気で形成された、いずれも結晶質の窒化チタン（以下、ＴｉＮで示す）層および炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）層のいずれか、または両方からなる密着接合層、
（ｂ）１〜１０μｍの平均層厚を有し、かつ、スパッタリング装置にて、カソード電極（蒸発源）として、Ｔｉターゲットを用い、炭化水素の分解ガスと窒素とＡｒの混合ガスからなる反応雰囲気で形成され、透過型電子顕微鏡による観察で、図３に概略模式図で例示される通り、非晶質炭素の分散相が５〜３５面積％の割合を占め、残りが、オージェ分光分析装置による測定で、
組成式：ＴｉＣ１−ＹＮＹ（ただし、原子比で、Ｙ：０．５〜０．８）、
を満足するＴｉＣＮの結晶質連続相からなる組織および組成を有する硬質潤滑層、
以上の密着接合層および硬質潤滑層を蒸着形成してなる、被覆超硬工具が知られている。
【０００４】
さらに、上記の従来被覆超硬工具が、例えば図４（ａ）に概略平面図で、同（ｂ）に概略正面図で示される通り、カソード電極（蒸発源）がＴｉターゲットのスパッタリング装置を設けた蒸着装置の中央部に設置された回転テーブル上に上記の超硬基体を自転自在に装入し、例えば表１に示される条件で、グロー放電を発生させて、前記超硬基体の表面に、ＴｉＮ層およびＴｉＣＮ層のいずれか、または両方からなる密着接合層を蒸着形成し、ついで同じく表１に示される条件で、前記密着接合層の上に、上記の硬質潤滑層を蒸着形成することにより製造されることも知られている。
【０００５】
【表１】
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【特許文献１】特開昭５８−６９７１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
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も強く、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、特に切削加工を高速で行うのに用いた場合には、硬質潤滑層を構成する非晶質炭素の分散相およびＴｉＣＮの連続相のいずれも摩耗進行がきわめて速く、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。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
そこで、本発明者等は、上述のような観点から、特に高速切削加工で被覆超硬工具を構成する硬質潤滑層の耐摩耗性向上を図るべく、研究を行った結果、
（ａ）例えば図２（ａ）および（ｂ）にそれぞれ概略平面図および概略正面図で示される通り、カソード電極（蒸発源）がＴｉターゲットのスパッタリング装置と、カソード電極（蒸発源）がＷＣターゲットのスパッタリング装置のそれぞれに、電磁コイルを設けてマグネトロンスパッタリング装置とした蒸着装置を用い、前記電磁コイルにより磁場を形成して、硬質潤滑層の形成を行うと、この結果形成された硬質潤滑層は、透過型電子顕微鏡による組織観察で、非晶質分散相と、結晶質連続相で構成されるようになると共に、前記非晶質分散相は非晶質炭素と非晶質炭化タングステン（以下、ＷＣで示す）の２相混合相、前記結晶質連続相はＴｉとＷ（タングステン）の複合炭窒化物［以下、（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮで示す］からなる組織をもつものとなること。
【０００８】
【表２】
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【０００９】
（ｂ）上記（ａ）の硬質潤滑層を形成するに際して、蒸着装置内に反応ガスとして導入される炭化水素と窒素とＡｒのそれぞれの流量と、マグネトロンスパッタリング装置のＷＣターゲットとＴｉターゲットに印加されるスパッタ電力を調整、例えば表２に示される形成条件で前記硬質潤滑層の形成を行ない、この結果形成された硬質潤滑層が、図１に透過型電子顕微鏡による組織観察結果が模式図で例示される通り、非晶質分散相が５〜３５面積％の割合を占め、残りが結晶質連続相からなると共に、オージェ分光分析装置で測定して、
Ｗ：２〜１８原子％、
Ｔｉ：３０〜４５原子％、
窒素：３０〜４５原子％、
を含有し、残りが炭素（ただし、５〜２５原子％含有）と不可避不純物からなる全体組成を有し、さらに前記結晶質連続相の（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮ相が、
組成式：（Ｔｉ１−ＸＷＸ）Ｃ１−ＹＮＹ（ただし、原子比で、Ｘ：０．０１〜０．３、Ｙ：０．５〜０．８）、
を満足するものとすると、前記非晶質分散相では非晶質ＷＣ相、前記結晶質連続相ではＷ成分の作用で、高温強度および高温硬さが著しく向上し、高速切削加工でも切刃部にチッピング（微少欠け）の発生なく、一段と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。
【００１０】
（ｃ）被覆超硬工具の密着接合層を構成するＴｉＮ層およびＴｉＣＮ層を、図２に示される蒸着装置を用い、表２に示される条件で、電磁コイルによる磁場中形成すると、結晶粒微細化効果がもたらされることから、層強度が向上し、高速切削加工での耐チッピング性向上に寄与するようになること。
以上（ａ）〜（ｃ）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、
ＷＣ基超硬合金またはＴｉＣＮ系サーメットからなる超硬基体の表面に、
（ａ）０．１〜３μｍの平均層厚を有し、かつ、マグネトロンスパッタリング装置にて、カソード電極（蒸発源）としてＴｉターゲットを用い、窒素とＡｒの混合ガス、または炭化水素の分解ガスと窒素とＡｒの混合ガスからなる反応雰囲気で磁場中成膜された、ＴｉＮ層およびＴｉＣＮ層のいずれか、または両方からなる密着接合層、
（ｂ）１〜１０μｍの平均層厚を有し、かつ、透過型電子顕微鏡による観察で、非晶質分散相が５〜３５面積％の割合を占め、残りが結晶質連続相からなると共に、前記非晶質分散相は非晶質炭素と非晶質ＷＣの２相混合相、前記結晶質連続相は、オージェ分光分析装置による測定で、
組成式：（Ｔｉ１−ＸＷＸ）Ｃ１−ＹＮＹ（ただし、原子比で、Ｘ：０．０１〜０．３、Ｙ：０．５〜０．８）、
を満足する（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮ相、からなる組織、
マグネトロンスパッタリング装置にて、カソード電極（蒸発源）として、ＷＣターゲットとＴｉターゲットを用い、炭化水素の分解ガスと窒素とＡｒの混合ガスからなる反応雰囲気で磁場中成膜され、
Ｗ：２〜１８原子％、
Ｔｉ：３０〜４５原子％、
窒素：３０〜４５原子％、
を含有し、残りが炭素（ただし、５〜２５原子％含有）と不可避不純物からなる全体組成、
以上の組織および組成を有する硬質潤滑層、
以上の密着接合層および硬質潤滑層を蒸着形成してなる、高速切削加工で硬質潤滑層が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。
【００１２】
つぎに、この発明の被覆超硬工具において、これを構成する密着接合層および硬質潤滑層について、上記の通りに数値限定した理由を説明する。
（ａ）密着接合層の平均層厚
ＴｉＮ層およびＴｉＣＮ層のいずれか、または両方からなる密着接合層は、超硬基体表面および硬質潤滑層のいずれにも強固に接合し、さらに磁場中成膜による結晶粒の微細化効果で強度が向上して、耐チッピング性向上に寄与する作用をゆうするが、その平均層厚が０．１μｍ未満では、所望のすぐれた密着接合性を確保することができず、一方その平均層厚が３μｍを越えると、特に高速切削加工で熱塑性変形を起こし易くなり、これが硬質潤滑層におけるチッピング発生の原因となることから、その平均層厚が０．１〜３μｍと定めた。
【００１３】
（ｂ）硬質潤滑層のＷ含有量
Ｗ成分は、結晶質連続相ではＴｉと共に複合炭窒化物を形成して、前記結晶質連続相がの高温強度および高温硬さを向上させ、また非晶質分散相では非晶質ＷＣ相を形成し、すぐれた潤滑性を有する非晶質炭素と共存して、前記非晶質分散相の高温強度を向上させ、もって硬質潤滑層の高速切削加工での耐摩耗性向上に寄与する作用をもつが、その含有量が２原子％未満では前記作用に所望の向上効果が得られず、一方その含有量が１８原子％を越えると潤滑性が急激に低下するようになることから、その含有量を２〜１８原子％と定めた。
【００１４】
（ｃ）硬質潤滑層のＴｉ含有量
Ｔｉ成分には、上記の通り、結晶質連続相がＴｉＣＮからなる場合に比して、一段とすぐれた高温強度と高温硬さを有する（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮを形成して、結晶質連続相の耐摩耗性を向上させる作用があるが、その含有量が３０原子％未満では前記作用に所望の向上効果が得られず、一方その含有量が４５原子％を越えると高温硬さが急激に低下するようになることから、その含有量を３０〜４５原子％と定めた。
【００１５】
（ｄ）硬質潤滑層の窒素含有量
Ｎ成分には一部の炭素と共に、結晶質連続相の（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮを形成し、これの高温強度を向上させる作用があるが、その含有量が３０原子％未満では前記作用に所望の向上効果が得られず、一方その含有量が４５原子％を越えると高温硬さが急激に低下するようになることから、その含有量を３０〜４５原子％と定めた。
【００１６】
（ｅ）硬質潤滑層の炭素含有量
炭素成分には、非晶質分散相の非晶質炭素と非晶質ＷＣの２相混合相を形成し、前記非晶質分散相が非晶質炭素によるすぐれた潤滑性と、非晶質ＷＣによるすぐれた高温強度を具備するようになるほか、結晶質連続相の（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮを形成して、これの高温硬さを向上させる作用があるが、その含有量が５原子％未満では前記作用に所望の向上効果が得られず、一方その含有量が２５原子％を越えると高温強度が低下し、高速切削加工ではチッピングが発生し易くなることから、その含有量を２０〜３５原子％と定めた。
【００１７】
（ｆ）硬質潤滑層の非晶質分散相の割合
その割合が５面積％未満では、所望の潤滑性を確保することができず、一方その割合が２５面積％を越えると、摩耗進行が急激に促進するようになることから、その割合を５〜３０面積％と定めた。
【００１８】
（ｇ）硬質潤滑層の結晶質連続相の組成式
上記組成式におけるＸ値が０．０１未満ではＷ含有による上記の作用、すなわち高温強度および高温硬さの向上効果を十分に確保することができず、一方Ｘ値が０．３を越えると、Ｔｉに対する割合が多くなり過ぎて、高速切削加工ではチッピングが発生し易くなることから、Ｘ値を０．０１〜０．３と定めた。
また、上記組成式における炭素（Ｃ）成分は高温硬さ、窒素（Ｎ）成分は高温強度をそれぞれ向上させる作用があり、したがって、Ｙ値が０．５未満になると、Ｎ成分に比してＣ成分の相対割合が増加し、高温硬さは向上するが、高温強度は低下するようになり、一方Ｘ値が０．８を越えると、反対にＣ成分の相対割合が減少し、高温硬さが低下するようになり、前者ではチッピング発生、後者では摩耗促進の原因となることから、Ｙ値を０．５〜０．８と定めた。
【００１９】
（ｈ）硬質潤滑層の平均層厚
その平均層厚が１μｍ未満では、所望の潤滑性および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１〜１０μｍと定めた。
【発明の効果】
【００２０】
この発明の被覆超硬工具は、硬質潤滑層が非晶質炭素と非晶質ＷＣの２相混合相からなる非晶質分散相と、（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮからなる結晶質連続相で構成され、前記非晶質分散相は前記非晶質ＷＣの共存で高温強度が著しく向上し、また前記結晶質連続相はＷ成分の共存含有で高温硬さおよび高温強度が向上することから、各種の鋼や鋳鉄などの鉄鋼材料、さらにＡｌ合金やＣｕ合金などの高速切削で、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】
【００２１】
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】
【００２２】
原料粉末として、いずれも０．８〜３μｍ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３示される配合組成に配合し、ボールミルで８４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て、いずれもＷＣ基超硬合金からなる炭素鋼切削用超硬基体素材とＡｌ合金およびＣｕ合金切削用超硬基体素材を製造し、前記炭素鋼切削用超硬基体素材には切刃部分にＲ：０．０３のホーニング加工を施してＩＳＯ規格・ＴＮＭＧ１６０４０８のチップ形状をもった超硬基体Ａ−１〜Ａ−１０とし、また前記Ａｌ合金およびＣｕ合金切削用超硬基体素材には研磨加工を施してＩＳＯ規格・ＴＥＧＸ１６０３０４Ｒのチップ形状をもった超硬基体Ａ−１′〜Ａ−１０′とした。
【００２３】
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４に示される配合組成に配合し、ボールミルで８４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て、いずれもＴｉＣＮ系サーメットからなる炭素鋼切削用超硬基体素材とＡｌ合金およびＣｕ合金切削用超硬基体素材を製造し、前記炭素鋼切削用超硬基体素材には切刃部分にＲ：０．０３のホーニング加工を施してＩＳＯ規格・ＴＮＭＧ１６０４０８のチップ形状をもった超硬基体Ｂ−１〜Ｂ−６とし、また前記Ａｌ合金およびＣｕ合金切削用超硬基体素材には研磨加工を施してＩＳＯ規格・ＴＥＧＸ１６０３０４Ｒのチップ形状をもった超硬基体Ｂ−１′〜Ｂ−６′とした。
【００２４】
ついで、上記の超硬基体Ａ−１，１′〜Ａ−１０，１０′およびＢ−１，１′〜Ｂ−６，６′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、図２に示される蒸着装置内の回転テーブル上に、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、一方側のマグネトロンスパッタリング装置のカソード電極（蒸発源）として、純度：９９．９質量％のＴｉターゲット、他方側のマグネトロンスパッタリング装置のカソード電極（蒸発源）として、純度：９９．６質量％のＷＣターゲットを前記回転テーブルを挟んで対向配置し、
（ａ）まず、装置内を真空排気して０．０１Ｐａの真空に保持しながら、ヒーターで装置内を２００℃に加熱した後、Ａｒガスを装置内に導入して０．５Ｐａの圧力のＡｒ雰囲気とし、この状態で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に−８００Ｖのバイアス電圧を印加して前記超硬基体表面を２０分間Ａｒガスボンバード洗浄し、
（ｂ）ついで、前記蒸着装置の対向配置の両マグネトロンスパッタリング装置の電磁コイルに、いずれも電圧：５０Ｖ、電流：１０Ａの条件で印加して、前記超硬基体の装着部における磁束密度を１４０Ｇ（ガウス）とした磁場を形成すると共に、前記蒸着装置内の加熱温度を４００℃とした状態で、反応ガスとして窒素とＡｒを、窒素流量：２５０ｓｃｃｍ、Ａｒ流量：２３０ｓｃｃｍの割合で導入して、１Ｐａの窒素とＡｒの混合ガスからなる反応雰囲気、または反応ガスとしてＣ２Ｈ２と窒素とＡｒを、Ｃ２Ｈ２流量：４０ｓｃｃｍ、窒素流量：２５０ｓｃｃｍ、Ａｒ流量：２３０ｓｃｃｍの割合で導入して、１ＰａのＣ２Ｈ２の分解ガスと窒素とＡｒの混合ガスからなる反応雰囲気とし、Ｔｉターゲットのカソード電極（蒸発源）には出力：１２ｋＷ（周波数：４０ｋＨｚ）のスパッタ電力を印加し、一方上記超硬基体には、−１００Ｖのバイアス電圧を印加した条件でグロー放電を発生させることにより、前記超硬基体の表面に表５，６に示される目標層厚のＴｉＮ層およびＴｉＣＮ層のいずれか、または両方からなる密着接合層を形成し、
（ｃ）ついで、蒸着装置内の真空度を０．０１Ｐａ、超硬基体の装着部における磁束密度を２０秒周期で１５０Ｇから３００Ｇまで偏かさせ、蒸着装置内の加熱温度を４００℃、および超硬基体に印加のバイアス電圧を−１００Ｖに保持したままで、表２に示される通り、前記蒸着装置内に反応ガスとして、Ｃ２Ｈ２（炭化水素）と窒素とＡｒを、Ｃ２Ｈ２流量：１０〜５０ｓｃｃｍ、窒素流量：７５〜１７５ｓｃｃｍ、Ａｒ流量：２００〜２５０ｓｃｃｍの範囲内の所定の流量で導入して、反応雰囲気を、１Ｐａ以下のＣ２Ｈ２の分解ガスと窒素とＡｒの混合ガスとすると共に、前記両マグネトロンスパッタリング装置のＷＣターゲットのカソード電極（蒸発源）には、出力：２〜５ｋＷ（周波数：４０ｋＨｚ）の範囲内の所定のスパッタ電力、同Ｔｉターゲットには、出力：１０〜３０ｋＷ（周波数：４０ｋＨｚ）の範囲内の所定のスパッタ電力を同時に印加した条件で、同じく表５，６に示される目標組織および目標組成、さらに目標層厚の硬質潤滑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）１，１′〜１６，１６′をそれぞれ製造した。
【００２５】
また、比較の目的で、上記超硬基体Ａ−１，１′〜Ａ−１０，１０′およびＢ−１，１′〜Ｂ−６，６′のそれぞれの表面を、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、図４に示される通り、カソード電極（蒸発源）がＴｉターゲットのスパッタリング装置を設けた蒸着装置の回転テーブル上に、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、
（ａ）まず、装置内を真空排気して０．０１Ｐａの真空に保持しながら、ヒーターで装置内を２００℃に加熱した後、Ａｒガスを装置内に導入して０．５Ｐａの圧力のＡｒ雰囲気とし、この状態で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に−８００Ｖのバイアス電圧を印加して前記超硬基体表面を２０分間Ａｒガスボンバード洗浄し、
（ｂ）ついで、前記蒸着装置内の加熱温度を４００℃とした状態で、装置内に反応ガスとして窒素とＡｒを、窒素流量：２５０ｓｃｃｍ、Ａｒ流量：２３０ｓｃｃｍの割合で導入して、１Ｐａの窒素とＡｒの混合ガスからなる反応雰囲気、または反応ガスとしてＣ２Ｈ２と窒素とＡｒを、Ｃ２Ｈ２流量：４０ｓｃｃｍ、窒素流量：２５０ｓｃｃｍ、Ａｒ流量：２３０ｓｃｃｍの割合で導入して、１ＰａのＣ２Ｈ２の分解ガスと窒素とＡｒの混合ガスからなる反応雰囲気とし、Ｔｉターゲットのカソード電極（蒸発源）には出力：１２ｋＷ（周波数：４０ｋＨｚ）のスパッタ電力を印加し、一方上記超硬基体には、−１００Ｖのバイアス電圧を印加した条件でグロー放電を発生させることにより、前記超硬基体の表面に表７，８に示される目標層厚のＴｉＮ層およびＴｉＣＮ層のいずれか、または両方からなる密着接合層を蒸着形成し、
（ｃ）ついで、上記蒸着装置内の加熱温度は同じ４００℃、超硬基体に印加するバイアス電圧も同じ−１００Ｖとした状態で、表１に示される通り、前記蒸着装置内に反応ガスとして、Ｃ２Ｈ２（炭化水素）と窒素とＡｒを、Ｃ２Ｈ２流量：５０〜１５０ｓｃｃｍ、窒素流量：２００〜３００ｓｃｃｍ、Ａｒ流量：２００〜２５０ｓｃｃｍの範囲内の所定の流量で導入して、反応雰囲気を、１Ｐａ以下のＣ２Ｈ２の分解ガスと窒素とＡｒの混合ガスとすると共に、前記Ｔｉターゲットには、出力：５  〜１０ｋＷ（周波数：４０ｋＨｚ）の範囲内の所定のスパッタ電力を印加した条件で、上記密着接合層の上に、同じく表７，８に示される目標組織および目標組成、さらに目標層厚の硬質潤滑層を蒸着形成することにより、従来被覆超硬工具に相当する比較表面被覆超硬合金製スローアウエイチップ（以下、比較被覆超硬チップと云う）１，１′〜１６，１６′をそれぞれ製造した。
【００２６】
つぎに、上記本発明被覆超硬チップ１，１′〜１６，１６′および比較被覆超硬チップ１，１′〜１６，１６′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・ＡＣ９Ｂ−Ｔ７の丸棒、
切削速度：２３０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１．２ｍｍ、
送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：２０分、
の条件（切削条件Ａという）でのＡｌ合金の乾式高速切削加工試験（通常の切削速度は１００ｍ／ｍｉｎ．）、
被削材：ＪＩＳ・ＰＢＣ３Ｂの丸棒、
切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：２．５ｍｍ、
送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：１０分、
の条件（切削条件Ｂという）でのＣｕ合金の乾式高速切削加工試験（通常の切削速度は９０ｍ／ｍｉｎ．）、さらに、
被削材：ＪＩＳ・Ｓ５８Ｃの丸棒、
切削速度：１８０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：２．５ｍｍ、
送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：１５分、
の条件（切削条件Ｃという）での炭素鋼の湿式高速切削加工試験（通常の切削速度は１３０ｍ／ｍｉｎ．）を行なった。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９に示した。
【００２７】
【表３】
2007160465.tif 000005
【００２８】
【表４】
2007160465.tif 000006
【００２９】
【表５】
2007160465.tif 000007
【００３０】
【表６】
2007160465.tif 000008
【００３１】
【表７】
2007160465.tif 000009
【００３２】
【表８】
2007160465.tif 000010
【００３３】
【表９】
2007160465.tif 000011
【実施例２】
【００３４】
原料粉末として、平均粒径：４．５μｍ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１．８μｍ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１０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７２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、並びにいずれもねじれ角３０度の４枚刃スクエアの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。
【００３５】
ついで、これらの超硬基体（エンドミル）Ｃ−１〜Ｃ−８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、表１１に示される目標層厚のＴｉＮ層およびＴｉＣＮ層のいずれか、または両方からなる密着接合層、および同じく表１１に示される目標組織および目標組成、さらに目標層厚の硬質潤滑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。
【００３６】
また、比較の目的で、上記の超硬基体（エンドミル）Ｃ−１〜Ｃ−８を、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、同じく図４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、表１２に示される目標層厚のＴｉＮ層およびＴｉＣＮ層のいずれか、または両方からなる密着接合層、並びに同じく表１２に示される目標組織および目標組成、さらに目標層厚の硬質潤滑層を蒸着形成することにより、従来被覆超硬工具に相当する比較表面被覆超硬合金製エンドミル（以下、比較被覆超硬エンドミルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。
【００３７】
つぎに、上記本発明被覆超硬エンドミル１〜８および比較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および比較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・ＡＣ８Ａ−Ｔ５の板材、
切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ．、
軸方向切り込み：３．５ｍｍ、
径方向切り込み：１ｍｍ、
テーブル送り：２４００ｍｍ／分、
の条件でのＡｌ合金の乾式高速側面切削加工試験（通常の切削速度は３００ｍ／ｍｉｎ．）、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・Ｃ３５６１の板材、
切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ．、
軸方向切り込み：８ｍｍ、
径方向切り込み：１．５ｍｍ、
テーブル送り：２６００ｍｍ／分、
の条件でのＣｕ合金の乾式高速側面切削加工試験（通常の切削速度は２８０ｍ／ｍｉｎ．）、本発明被覆超硬エンドミル７，８および比較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・Ｓ２８Ｃの板材、
切削速度：１６５ｍ／ｍｉｎ．、
軸方向切り込み：１０ｍｍ、
径方向切り込み：１．５ｍｍ、
テーブル送り：２２００ｍｍ／分、
の条件での炭素鋼の湿式高速側面切削加工試験（通常の切削速度は１００ｍ／ｍｉｎ．）をそれぞれ行い、いずれの側面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に至るまでの切削長を測定した。この測定結果を表１１，１２にそれぞれ示した。
【００３８】
【表１０】
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【００３９】
【表１１】
2007160465.tif 000013
【００４０】
【表１２】
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【実施例３】
【００４１】
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枚刃形状をもった超硬基体（ドリル）Ｄ−１〜Ｄ−８をそれぞれ製造した。
【００４２】
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４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、表１３に示される目標層厚のＴｉＮ層およびＴｉＣＮ層のいずれか、または両方からなる密着接合層、さらに同じく表１３に示される目標組織および目標組成、さらに目標層厚の硬質潤滑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。
【００４３】
また、比較の目的で、上記の超硬基体（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４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、表１４に示される目標層厚のＴｉＮ層およびＴｉＣＮ層のいずれか、または両方からなる密着接合層、並びに同じく表１４に示される目標組織および目標組成、さらに目標層厚の硬質潤滑層を蒸着形成することにより、従来被覆超硬工具に相当する比較表面被覆超硬合金製ドリル（以下、比較被覆超硬ドリルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。
【００４４】
つぎに、上記本発明被覆超硬ドリル１〜８および比較被覆超硬ドリル１〜８のうち、本発明被覆超硬ドリル１〜３および比較被覆超硬ドリル１〜３については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・ＡＣ４ＣＨ−Ｔ６の板材、
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．５ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：１０ｍｍ、
の条件でのＡｌ合金の湿式高速穴あけ切削加工試験（通常の切削速度は１２０ｍ／ｍｉｎ．）、本発明被覆超硬ドリル４〜６および比較被覆超硬ドリル４〜６については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・Ｃ３７１３の板材、
切削速度：２２０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．５ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：２８ｍｍ、
の条件でのＣｕ合金の湿式高速穴あけ切削加工試験（通常の切削速度は１５０ｍ／ｍｉｎ．）、本発明被覆超硬ドリル７，８および比較被覆超硬ドリル７，８については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・ＳＴＫＭ１８Ｂの板材、
切削速度：１６０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．５ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：３５ｍｍ、
の条件での炭素鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験（通常の切削速度は９０ｍ／ｍｉｎ．）、をそれぞれ行い、いずれの湿式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１３，１４にそれぞれ示した。
【００４５】
【表１３】
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【００４６】
【表１４】
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【００４７】
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１，１′〜１６，１６′、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に相当する比較被覆超硬チップ１，１′〜１６，１６′、比較被覆超硬エンドミル１〜８、および比較被覆超硬ドリル１〜８の硬質潤滑層について、その組織および組成を透過型電子顕微鏡およびオージェ分光分析装置、その層厚を走査型電子顕微鏡を用いて測定したところ、いずれも目標組織および目標組成、さらに目標層厚と実質的に同じ組織および組成、さらに平均層厚（断面５箇所の平均値）を示した。
【００４８】
表５〜１４に示される結果から、非晶質炭素と非晶質ＷＣの２相混合相からなる非晶質分散相と、（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮ相の結晶質連続相からなり、前記非晶質分散相では前記非晶質ＷＣの共存によって高温強度が向上し、また、前記結晶質連続相ではＷ成分の含有によって高温強度および高温硬さが一段と向上した硬質潤滑層を蒸着形成してなる本発明被覆超硬工具は、いずれもＡｌ合金やＣｕ合金、さらに鋼の切削加工を、高速条件で行なった場合にも、すぐれた耐摩耗性を発揮するのに対して、硬質潤滑層が、ＴｉＣＮ連続相と非晶質炭素の分散相からなる組織を有する従来被覆超硬工具（比較被覆超硬工具）においては、高速切削条件では、前記硬質潤滑層の摩耗進行がきわめて速く、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、通常の条件での切削加工は勿論のこと、特に各種の被削材の切削加工を、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ものであるから、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】
【００４９】
【図１】本発明被覆超硬工具の硬質潤滑層を透過型電子顕微鏡を用いて組織観察した結果を示す模式図である。
【図２】本発明被覆超硬工具の密着接合層および硬質潤滑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３】従来被覆超硬工具（比較被覆超硬工具）の硬質潤滑層を透過型電子顕微鏡を用いて組織観察した結果を示す模式図である。
【図４】従来被覆超硬工具（比較被覆超硬工具）の密着接合層および硬質潤滑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１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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