(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または炭窒化チタン基サーメットで構成されたチップ形状工具基体の表面に、縦長成長結晶組織および４〜１３μmの平均層厚を有するＴｉ硼炭窒化物層と、粒状結晶組織および２〜１１μmの平均層厚を有する酸化アルミニウム層を構成層とする硬質被覆層を８．１〜２８．１μｍの平均層厚で化学蒸着してなる表面被覆超硬合金製チップ形状切削工具にして、前記硬質被覆層を、
（ａ）上記チップ形状工具基体と上記Ｔｉ硼炭窒化物層の間に、いずれも粒状結晶組織および０．２〜３．５μmの平均層厚を有する、Ｔｉの炭化物層、窒化物層、および炭窒化物層のうちの１層または２層、
（ｂ）上記Ｔｉ硼炭窒化物層と上記酸化アルミニウム層との間に、いずれも粒状結晶組織および０．２〜１μmの平均層厚を有する、Ｔｉの炭酸化物層および炭窒酸化物層のうちのいずれか、
（ｃ）上記酸化アルミニウム層の表面に、同じく粒状結晶組織および０．２〜０．８μmの平均層厚を有する窒化チタン層、
を配した層構成とし、かつ、上記Ｔｉ硼炭窒化物層が、
組成式：ＴｉＢｘＣｙＮｚ 、
で表わした場合（但し、Ｂは硼素、Ｃは炭素、Ｎは窒素をそれぞれ示す）、厚さ方向中央部をオージェ分光分析装置で測定して、いずれもＴｉに対する原子比で、
ｘ：０．０３〜０．１３、
ｙ：０．５６〜０．６２、
ｚ：０．２５〜０．４０（但し、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）、
を満足する組成を有すること、
を特徴とする、高熱発生を伴う難削材の高速切削で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チップ形状切削工具。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、特に材質的に粘性が高いために、高い切削抵抗を示すステンレス鋼や軟鋼などの難削材を高速切削した場合に発生する高熱に対して、硬質被覆層がすぐれた耐熱塑性変形性を発揮し、これによって偏摩耗が著しく抑制されることから、すぐれた切削性能を長期に亘って発揮するようになる表面被覆超硬合金製チップ形状切削工具（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】
従来、一般に、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チップ形状工具基体（以下、単に工具基体と云う）の表面に、硬質被覆層を５〜３０μｍの平均層厚で化学蒸着してなる被覆超硬工具が知られている。
【０００３】
また、上記硬質被覆層を、
（ａ）いずれも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）層からなるＴｉ炭・窒・酸化物層のうちの１層または２層以上、
（ｂ）同じく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）縦長成長結晶組織を有するＴｉの炭窒化物（以下、ｌ−ＴｉＣＮで示す）層、
以上（ａ）、（ｂ）、および（ｃ）で構成すると共に、その層厚を、上記ＴｉＣ・Ｎ・Ｏ層は相対的に薄く、一方上記Ａｌ2Ｏ3層およびｌ−ＴｉＣＮ層は相対的に厚膜化した状態で適用されている被覆超硬工具も知られており、これが各種の鋼や鋳鉄などの連続切削や断続切削に用いられていることも良く知られるところである。
【０００４】
さらに、上記の従来被覆超硬工具の硬質被覆層を構成する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、また、同じく硬質被覆層を構成する上記のｌ−ＴｉＣＮ層は、例えば特開平６−８０１０号公報や特開平７−３２８８０８号公報などに記載される通り、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、層自身すぐれた靭性を具備することも知られている。
【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、これを特に材質的に粘性が高く、高い切削抵抗を示すステンレス鋼や軟鋼などの難削材の高速切削に用いると、この切削では著しい高熱の発生を伴なうために、硬質被覆層のうち、厚膜化しても耐熱性のすぐれたＡｌ2Ｏ3層には問題はないが、特に同じく厚膜化の傾向にある一方で、耐熱性の劣るｌ−ＴｉＣＮ層に熱塑性変形が発生し易くなり、これが原因で切刃面に偏摩耗が発生し、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。
【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、特に高熱発生を伴なうステンレス鋼や軟鋼などの難削材の高速切削加工に用いた場合にも、切刃面に偏摩耗の発生がない被覆超硬工具を開発すべく、特に被覆超硬工具の硬質被覆層のうちのｌ−ＴｉＣＮ層に着目し、これの耐熱塑性変形性の向上を目的として研究を行った結果、
（１）上記の従来被覆超硬工具の硬質被覆層の構成層であるｌ−ＴｉＣＮ層を、通常の化学蒸着装置にて形成するに際して、反応ガス中に塩化ボロンを配合した条件、例えば具体的には、
反応ガス組成を、体積％で、
ＴｉＣｌ4：０．２〜１０％、
ＢＣｌ3：０．０３〜１％、
ＣＨ3ＣＮ：０．０５〜１％、
Ａｒ：５〜５０％、
必要に応じてＮ2：３０％以下、
Ｈ2：残り、
とし、かつ、
反応雰囲気温度：７００〜９５０℃、
反応雰囲気圧力：４〜７０ｋＰａ、
の条件で層形成を行うと、上記ｌ−ＴｉＣＮ層にＢ（硼素）成分が含有してなるＴｉの硼炭窒化物層が形成されること。
【０００７】
（２）上記（１）で得られたＴｉの硼炭窒化物層は、上記ｌ−ＴｉＣＮ層と同じく縦長成長結晶組織を保持するので、すぐれた靭性を有するが、これを、
組成式：ＴｉＢｘＣｙＮｚ 、
で表わした場合（但し、Ｂは硼素、Ｃは炭素、Ｎは窒素をそれぞれ示す）、上記の層形成条件を調整して、厚さ方向中央部をオージェ分光分析装置で測定して、いずれもＴｉに対する原子比で、
ｘ：０．０３〜０．１３、
ｙ：０．５６〜０．６２、
ｚ：０．２５〜０．４０（但し、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）、
を満足する組成をもつものとすると、この結果の縦長成長結晶組織を有するＴｉの硼炭窒化物（以下、ｌ−ＴｉＢＣＮで示す）層は、耐熱性が著しく向上し、平均層厚で４〜１３μmに厚膜化した状態で、すぐれた耐熱塑性変形性を具備するようになること。
【０００８】
（３）上記の４〜１３μmの平均層厚を有するｌ−ＴｉＢＣＮ層を、平均層厚を２〜１１μmとした上記のＡｌ2Ｏ3層と共に硬質被覆層として適用し、かつ、前記硬質被覆層を、
（ａ）工具基体と上記ｌ−ＴｉＢＣＮ層との間に、いずれも平均層厚を０．２〜３．５μmとした上記のＴｉＣ層、ＴｉＮ層、およびＴｉＣＮ層のうちの１層または２層（以下、これらを総称してＴｉＣ／ＴｉＮ／ＴｉＣＮ層で示す）、
（ｂ）上記ｌ−ＴｉＢＣＮ層と上記Ａｌ2Ｏ3層との間に、平均層厚を０．２〜１μmとした上記のＴｉＣＯ層およびＴｉＣＮＯ層のうちのいずれか（以下、ＴｉＣＯ／ＴｉＣＮＯ層で示す）、
（ｃ）上記Ａｌ2Ｏ3層の表面に、平均層厚を０．２〜０．８μmとした上記のＴｉＮ層、
を配した層構成をもつものとすると共に、その平均層厚を８．１〜２８．１μｍとした被覆超硬工具を、ステンレス鋼や軟鋼などの難削材の高熱発生を伴なう高速切削加工に、上記の通り前記ｌ−ＴｉＢＣＮ層を厚膜化した状態で用いても、前記ｌ−ＴｉＢＣＮ層自体が上記の通りすぐれた耐熱塑性変形性を有し、かつ同じく硬質被覆層を構成するＡｌ2Ｏ3層も耐熱塑性変形性にすぐれ、一方これ以外のＴｉＣ／ＴｉＮ／ＴｉＣＮ層およびＴｉＣＯ／ＴｉＣＮＯ層は、十分な耐熱塑性変形性を具備するものではないが、前記ｌ−ＴｉＢＣＮ層およびＡｌ2Ｏ3層に比して層厚が相対的にきわめて薄いことから、硬質被覆層の熱塑性変形が著しく抑制されるようになり、この結果切刃面に偏摩耗の発生がなくなり、切刃面は正常摩耗を保持しながら、長期に亘ってすぐれた切削性能を発揮すること。
以上（１）〜（３）に示される研究結果が得られたのである。
【０００９】
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、工具基体の表面に、４〜１３μmの平均層厚を有する上記ｌ−ＴｉＢＣＮ層と、２〜１１μmの平均層厚を有する上記Ａｌ2Ｏ3層を構成層とする硬質被覆層を８．１〜２８．１μｍの平均層厚で化学蒸着してなる被覆超硬工具にして、前記硬質被覆層を、
（ａ）上記工具基体と上記ｌ−ＴｉＢＣＮ層との間に、いずれも０．２〜３．５μmの平均層厚を有するＴｉＣ／ＴｉＮ／ＴｉＣＮ層、
（ｂ）上記ｌ−ＴｉＢＣＮ層と上記Ａｌ2Ｏ3層との間に、いずれも０．２〜１μmの平均層厚を有するＴｉＣＯ／ＴｉＣＮＯ層、
（ｃ）上記Ａｌ2Ｏ3層の表面に、０．２〜０．８μｍの平均層厚を有するＴｉＮ層、
を配した層構成とし、かつ、上記ｌ−ＴｉＢＣＮ層が、
組成式：ＴｉＢｘＣｙＮｚ 、
で表わした場合（但し、Ｂは硼素、Ｃは炭素、Ｎは窒素をそれぞれ示す）、厚さ方向中央部をオージェ分光分析装置で測定して、いずれもＴｉに対する原子比で、
ｘ：０．０３〜０．１３、
ｙ：０．５６〜０．６２、
ｚ：０．２５〜０．４０（但し、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）、
を満足する組成を有してなる、高熱発生を伴う難削材の高速切削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超硬工具に特徴を有するものである。
【００１０】
なお、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ｌ−ＴｉＢＣＮ層の硼素（Ｂ）の割合（ｘ）を、Ｔｉに対する原子比で０．０３〜０．１３としたのは、その割合が０．０３未満では、特に平均層厚で４〜１３μmに厚膜化した場合に、Ｂによってもたらされる耐熱塑性変形性に確実な向上効果が得られない場合が生じ、一方その割合が同０．１３を越えると、縦長成長結晶組織によってもたらされるすぐれた靭性に低下傾向が現れるようになるという理由によるものである。
また、上記ｌ−ＴｉＢＣＮ層を構成する炭素（Ｃ）には層の硬さを高め、もって耐摩耗性を向上させる作用があるが、その割合（ｙ）が同じくＴｉに対する原子比で０．５６未満では層に所望の硬さを確保することができない場合が生じ、一方同０．６２を越えると、相対的に窒素（Ｎ）の割合が少なくなって層自体の靭性低下が避けられない場合があることから、その割合（ｙ）を同じくＴｉに対する原子比で０．５６〜０．６２と定めた。
さらに、上記ｌ−ＴｉＢＣＮ層を構成する窒素（Ｎ）には、層のもつ縦長成長結晶組織と相俟って靭性向上に寄与する作用があるが、その割合（ｚ）が同じくＴｉに対する原子比で０．２５未満では層に十分な靭性向上効果が得られない場合が発生し、一方同０．４０を越えると、相対的に炭素（Ｃ）の割合が少なくなって層自体の硬さに低下傾向が現れ、耐摩耗性が低下するようになることから、その割合（ｚ）を同じくＴｉに対する原子比で０．２５〜０．４０と定めた。
なお、上記ｌ−ＴｉＢＣＮ層では、原子比でＴｉと、（Ｂ＋Ｃ＋Ｎ）を等量割合としているので、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１となる。
また、さらに硬質被覆層の平均層厚を８．１〜２８．１μｍとしたのは、その層厚が８．１μｍ未満では厚膜化が不十分で、所望のすぐれた耐摩耗性を長期に亘って確保することができず、一方その層厚が２８．１μｍを越えると、切刃に欠けや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。
【００１１】
【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。
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、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、１．５×１０8Ｐａの圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を真空中、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：０．０５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基超硬合金製の工具基体Ａ−２，Ａ−５，およびＡ−８を形成した。
【００１２】
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、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、９．８×１０7Ｐａの圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を１．３×１０3Ｐａ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：０．０３のホーニング加工を施してＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０４１２のチップ形状をもったＴｉＣＮ基サーメット製の工具基体Ｂ−１，Ｂ−４，およびＢ−６を形成した。
【００１３】
ついで、これらの工具基体Ａ−２，Ａ−５，およびＡ−８、さらにＢ−１，Ｂ−４，およびＢ−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３、４に示される条件にて、同じく表３、４に示される目標組成のＴｉＣ／ＴｉＮ層／ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ／ＴｉＣＮＯ層、およびＡｌ2Ｏ3層、さらにｌ−ＴｉＢＣＮ層またはｌ−ＴｉＣＮ層からなる硬質被覆層を表５、６に示される目標層厚および組み合わせで形成することにより、本発明被覆超硬工具１〜６および従来被覆超硬工具１〜６をそれぞれ製造した。
【００１４】
この結果の本発明被覆超硬工具１〜６および従来被覆超硬工具１〜６のそれぞれの硬質被覆層の構成層について、その組成をオージェ分光分析装置を用いて測定したところ、目標組成と実質的に同じ組成を示し、またその厚さを、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。
【００１５】
つぎに、上記本発明被覆超硬工具１〜６および従来被覆超硬工具１〜６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・ＳＵＳ３０４の丸棒、
切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１．５ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：１０分、
の条件でのステンレス鋼の乾式高速連続旋削加工試験、
被削材：ＪＩＳ・ＳＵＳ３０４の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：５分、
の条件でのステンレス鋼の乾式高速断続旋削加工試験、
被削材：ＪＩＳ・Ｓ１５Ｃの丸棒、
切削速度：５００ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：２ｍｍ、
送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：１０分、
の条件での軟鋼の乾式高速連続旋削加工試験、さらに、
被削材：ＪＩＳ・Ｓ１５Ｃの長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：５分、
の条件での軟鋼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最大逃げ面摩耗幅を測定した。この測定結果を表７に示した。
【００１６】
【表１】
0004152055.tif 000002
【００１７】
【表２】
0004152055.tif 000003
【００１８】
【表３】
0004152055.tif 000004
【００１９】
【表４】
0004152055.tif 000005
【００２０】
【表５】
0004152055.tif 000006
【００２１】
【表６】
0004152055.tif 000007
【００２２】
【表７】
0004152055.tif 000008
【００２３】
【発明の効果】
表５〜７に示される結果から、ｌ−ＴｉＢＣＮ層を硬質被覆層の構成層とする本発明被覆超硬工具１〜６は、いずれも前記ｌ−ＴｉＢＣＮ層を平均層厚で４〜１３μmに厚膜化したにもかかわらず、すぐれた耐熱塑性変形性を具備することから、ステンレス鋼や軟鋼の切削加工を高い発熱を伴う高速で行っても、硬質被覆層の塑性変形が抑制され、この結果切刃部の摩耗は正常摩耗となり、すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮するのに対して、ｌ−ＴｉＣＮ層を構成層とする従来被覆超硬工具１〜６は、いずれも前記ｌ−ＴｉＣＮ層が切削時の高い発熱で塑性変形を起し、この結果切刃部に偏摩耗が発生し、これが摩耗進行を著しく促進す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、特にステンレス鋼や軟鋼などの難削材の高速切削加工でもすぐれた切削性能を発揮し、汎用性のある切削性能を示すものであるから、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。