(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基体の表面に、
（ａ）下側層として、５〜１５μｍの平均層厚を有し、かつ、厚さ方向中央部をオージェ分光分析装置で測定して、
組成式：（Ｔｉ１−ＸＷＸ）Ｃ１−ＹＮＹ（但し、原子比で、Ｘ：０．００５〜０．０５、Ｙ：０．１５〜０．４５）、
を満足し、さらに縦長成長結晶組織を有するＴｉとＷの複合炭窒化物層、
（ｂ）上側層として、１〜１０μｍの平均層厚および粒状結晶組織を有する酸化アルミニウム層、
（ｃ）上記の基体、下側層、および上側層の相互間の密着層として、いずれも０．１〜１μｍの平均層厚および粒状結晶組織を有するＴｉの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層、および炭窒酸化物層のうちの２種以上、
以上（ａ）〜（ｃ）で構成された硬質被覆層を化学蒸着してなる、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超硬合金製スローアウエイチップ。
【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耐熱塑性変形性を有し、特に鋼や鋳鉄などの高熱発生を伴う高速切削に用いた場合に、切刃部に偏摩耗などの発生なく、すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮する表面被覆超硬合金製スローアウエイチップ（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】
さらに、一般に、例えば特開平７−３２８８０８号公報などに記載される通り、炭化タングステン基超硬合金基体（以下、超硬基体という）の表面に、
（ａ）下側層として、５〜２０μｍの平均層厚を有し、かつ、
組成式：Ｔｉ（Ｃ１−ＹＮＹ）（但し、原子比で、Ｙ：０．１５〜０．６０）、
を満足し、さらに縦長成長結晶組織を有するＴｉの複合炭窒化物（以下、ｌ−ＴｉＣＮで示す）層、
（ｂ）上側層として、１〜１０μｍの平均層厚および粒状結晶組織を有する酸化アルミニウム（以下、Ａｌ2Ｏ3で示す）層、
（ｃ）上記の基体、下側層、および上側層の相互間の密着層として、いずれも０．１〜１μｍの平均層厚および粒状結晶組織を有する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２種以上、
以上（ａ）〜（ｃ）で構成された硬質被覆層を化学蒸着および／または物理蒸着してなる被覆超硬工具が知られており、この被覆超硬工具が、例えば各種の鋼や鋳鉄などの連続切削や断続切削に用いられていることも知られている。
【０００４】
また、一般に、上記の従来被覆超硬工具の硬質被覆層においては、下側層であるｌ−ＴｉＣＮ層が高強度と高靭性を有し、かつ上側層であるＡｌ2Ｏ3層がすぐれた高温硬さと耐熱性を有し、これらの特性が切削時に総合的に発揮されることにより切刃部にチッピング（微小欠け）などの発生なく、すぐれた耐摩耗性を発揮するようになるものであり、さらに前記ｌ−ＴｉＣＮ層が、例えば特開平６−８０１０号公報などに記載されるように、例えば通常の化学蒸着装置にて、反応ガスとして有機炭窒化物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されることや、前記Ａｌ2Ｏ3層としてα型結晶構造をもつものやκ型結晶構造をもつものなどが広く実用に供されていることも良く知られるところである。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
一方、近年の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、切削加工は切削機械の高性能化とも相俟って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、これを鋼や鋳鉄などの通常の条件での切削加工に用いた場合には問題はないが、これを高熱発生を伴う高速切削条件で用いると、硬質被覆層を構成するｌ−ＴｉＣＮ層が高熱により熱塑性変形を起し、この結果切刃部には摩耗促進の原因となる偏摩耗が発生す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、高熱発生を伴う高速切削に用いた場合にも、切刃部に偏摩耗発生のない被覆超硬工具を開発すべく、特にこれの硬質被覆層を構成するｌ−ＴｉＣＮ層の耐熱塑性変形性向上に着目し、研究を行った結果、
（ａ）上記の従来被覆超硬工具の被覆超硬工具を構成する下側層のｌ−ＴｉＣＮ層を、例えば化学蒸着装置を用いて形成するに際して、反応ガスとしてＷＦ6やＷＣｌ6などの成分を微量配合した反応ガス、例えば、体積％で、
ＴｉＣｌ4：０．５〜５％、
ＷＦ6：０．０１〜０．３％、
ＣＨ3ＣＮ：０．１〜４％、
Ｎ2：０〜７０％、
Ｃ2Ｈ4：０〜３％
Ｈ2：残り、
からなる組成を有する反応ガスを用い、反応雰囲気温度および反応雰囲気圧力は同じ条件、すなわち
反応雰囲気温度：８００〜１１００℃、
反応雰囲気圧力：４〜７０ｋＰａ、
とした条件で下側層を形成すると、この結果上記の従来ｌ−ＴｉＣＮ層と同じ縦長成長結晶構造を有するＴｉとＷの複合炭窒化物（以下、ｌ−（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮで示す）層からなる下側層が形成されるようになること。
（ｂ）上記硬質層の下側層を構成するｌ−（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮ層を、厚さ方向中央部をオージェ分光分析装置で測定して、
組成式：（Ｔｉ１−ＸＷＸ）Ｃ１−ＹＮＹ（但し、原子比で、Ｘ：０．００５〜０．０５、Ｙ：０．１５〜０．４５）、
を満足するｌ−（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮ層、
で構成すると、このｌ−（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮ層は、縦長成長結晶組織によってもたらされる高強度と高靭性を保持したままで、Ｗ成分の作用ですぐれた耐熱塑性変形性を具備するようになり、したがって、この結果のｌ−（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮ層が硬質層の下側層を構成する被覆超硬工具は、これを特に鋼や鋳鉄などの高熱発生を伴う高速切削加工に用いても、上側層のＡｌ2Ｏ3層がすぐれた高温硬さと耐熱性を有することと相俟って、硬質被覆層がすぐれた耐熱塑性変形性を発揮することから、切刃部に熱塑性変形の発生がなくなり、偏摩耗が著しく抑制され、摩耗形態が正常摩耗形態となることから、長期に亘ってすぐれた耐摩耗性を示すこと。
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、超硬基体の表面に、
（ａ）下側層として、５〜１５μｍの平均層厚を有し、かつ、厚さ方向中央部をオージェ分光分析装置で測定して、
組成式：（Ｔｉ１−ＸＷＸ）Ｃ１−ＹＮＹ（但し、原子比で、Ｘ：０．００５〜０．０５、Ｙ：０．１５〜０．４５）、
を満足するｌ−（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮ層、
（ｂ）上側層として、１〜１０μｍの平均層厚および粒状結晶組織を有するＡｌ2Ｏ3層、
（ｃ）上記の基体、下側層、および上側層の相互間の密着層として、いずれも０．１〜１μｍの平均層厚および粒状結晶組織を有するＴｉＣ層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、およびＴｉＣＮＯ層のうちの２種以上、
以上（ａ）〜（ｃ）で構成された硬質被覆層を化学蒸着してなる、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超硬合金製スローアウエイチップに特徴を有するものである。
【０００８】
つぎに、この発明の被覆超硬工具において、硬質被覆層を構成する下側層、上側層、および密着層について、上記の通りに数値限定した理由を説明する。
（ａ）下側層
下側層を構成するＷ成分には、上記の通り高速切削加工での高熱発生時の層自体の熱塑性変形を阻止し、切刃部に摩耗進行促進の原因となる偏摩耗が発生するのを防止する作用があり、したがって、その割合（Ｘ値）が、Ｔｉ成分との合量に占める割合で、原子比（以下同じ）で０．００５未満では前記作用に所望の向上効果が得られず、一方その割合が０．０５を越えると、層自体の強度および靭性が急激に低下するようになることから、その割合（Ｘ値）を０．００５〜０．０５と定めた。
また、同じく下側層を構成するＣ成分には層自体の強度、同Ｎ成分には靭性をそれぞれ向上させる作用があるが、Ｎ成分の割合（Ｙ値）がＣ成分との合量に占める割合で、０．１５未満では相対的にＣ成分が多くなり過ぎて、所望の高靭性を確保することができず、一方その割合（Ｙ値）が同０．４５を越えると、相対的にＣ成分の割合が０．５５未満となってしまい、所望の強度が得られなくなることから、その割合（Ｙ値）を０．１５〜０．４５と定めた。
さらに、その平均層厚を５〜１５μmとしたのは、その平均層厚が５μm未満では硬質被覆層に下側層の具備する高強度と高靭性を十分に具備せしめることができず、一方その平均層厚が１５μmを越えると、Ｗ成分の含有があっても熱塑性変形の発生を抑制することが困難になる、という理由によるものである。
【０００９】
（ｂ）上側層および密着層
上側層の平均層厚を１〜１０μmとしたのは、その平均層厚が１μm未満では硬質被覆層に上側層の具備するすぐれた高温硬さと耐熱性を十分に具備せしめることができず、一方その平均層厚が１０μmを越えると、切刃部にチッピングが発生し易くなる、という理由によるものである。
また、密着層の平均層厚を、０．１〜１μｍとしたのは、その平均層厚が０．１μｍ未満では、層間に所望のすぐれた密着性を確保することができず、一方層間密着性は１μｍの平均層厚で十分満足に得られるものであり、その平均層厚が１μmを越えると、この部分が破壊の起点となって切刃部に欠けやチッピングが発生し易くなる、という理由にもとづくものである。
【００１０】
【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（重量比で、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、１００ＭＰａ（１ｔｏｎ／ｃｍ2 ）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６Ｐａ（０．０５ｔｏｒｒ）の真空中、１４１０℃に１時間保持の条件で真空焼結することによりＩＳＯ・ＣＮＭＧ１２０４０８に規定するスローアウエイチップ形状をもった超硬基体（チップ）Ａ−２〜Ａ−６をそれぞれ製造した。
【００１１】
ついで、これらの超硬基体（チップ）Ａ−２〜Ａ−６の表面に、ホーニングを施した状態で、通常の化学蒸着装置を用い、表２、３に示される条件にて、表５に示される組成および目標層厚の下側層［ｌ−（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮ(3)〜(8)］、上側層（α−Ａｌ2Ｏ3層またはκ−Ａｌ2Ｏ3層）、および密着層（ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、およびＴｉＣＮＯ層のうちの２種以上）からなる硬質被覆層を形成することにより、図１（ａ）に概略斜視図で、同（ｂ）に概略縦断面図で示される形状を有する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）３〜８をそれぞれ製造した。
【００１２】
また、比較の目的で、表２、４に示される条件にて、表６に示される通り、上記の下側層であるｌ−（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮ(3)〜(8)層に代ってｌ−ＴｉＣＮ(3)〜(8)層を下側層として形成する以外は同一の条件で同じく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）３〜８をそれぞれ製造した。
【００１３】
この結果得られた本発明被覆超硬チップ３〜８および従来被覆超硬チップ３〜８の下側層について、その厚さ方向中央部のＷ含有割合（Ｘ値）およびＮ含有割合（Ｙ値）をオージェ分光分析装置を用いて測定したところ、表３，４に示される目標値と実質的に同じ値を示した。
また、上記の本発明被覆超硬チップ３〜８および従来被覆超硬チップ３〜８の構成層の厚さを、走査型電子顕微鏡を用いて断面測定したところ、いずれも表５，６に示される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。
なお、上記の目標値と実測値の関係は以下の実施例２、３でも同じ結果を示した。
【００１４】
つぎに、上記本発明被覆超硬チップ３〜８および従来被覆超硬チップ３〜８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・ＳＣＭ４１５の丸棒、
切削速度：４００ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：２．５ｍｍ、
送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：５  分、
の条件での合金鋼の乾式高速連続旋削加工試験、
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：３００ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：３ｍｍ、
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旋削加工試験、さらに、
被削材：ＪＩＳ・ＦＣＤ４５０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：２．５ｍｍ、
送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：３  分、
の条件でのダクタイル鋳鉄の乾式高速断続旋削加工試験を行い、いずれの旋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７に示した。
【００１５】
【表１】
0003912494.tif 000002
【００１６】
【表２】
0003912494.tif 000003
【００１７】
【表３】
0003912494.tif 000004
【００１８】
【表４】
0003912494.tif 000005
【００１９】
【表５】
0003912494.tif 000006
【００２０】
【表６】
0003912494.tif 000007
【００２１】
【表７】
0003912494.tif 000008
【００２２】
【発明の効果】
表５〜７に示される結果から、本発明被覆超硬工具は、いずれも高い発熱を伴う鋼や鋳鉄の高速切削に用いても、硬質被覆層の下側層をｌ−（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮ層で構成することにより前記硬質被覆層がすぐれた耐熱塑性変形性を具備するようになることから、偏摩耗の発生なく、正常摩耗を示し、すぐれた耐摩耗性を発揮するのに対して、従来被覆超硬工具においては、特に硬質被覆層の下側層であるｌ−ＴｉＣＮ層が高速切削時に発生する高熱によって熱塑性変形を起し、これが原因で偏摩耗が発生し、摩耗が急速に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、この発明の被覆超硬工具は、各種の鋼や鋳鉄などの通常の条件での切削加工は勿論のこと、特に高速切削加工でも硬質被覆層がすぐれた耐熱塑性変形性を発揮し、長期に亘ってすぐれた耐摩耗性を示すものであり、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】  （ａ）は被覆超硬チップの概略斜視図、（ｂ）は被覆超硬チップの概略縦断面図である。
【図１】
0003912494.tif 000009