特許 6198002 高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性と耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】6198002

(24)【登録日】2017年9月1日

(45)【発行日】2017年9月20日

(54)【発明の名称】高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性と耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具

(51)【国際特許分類】

   B23B 27/14 20060101AFI20170911BHJP

   B23B 51/00 20060101ALI20170911BHJP

   B23C 5/16 20060101ALI20170911BHJP

【ＦＩ】

   B23B27/14 A

   B23B51/00 J

   B23C5/16

【請求項の数】3

【全頁数】15

(21)【出願番号】特願2013-246412(P2013-246412)

(22)【出願日】2013年11月28日

(65)【公開番号】特開2015-104757(P2015-104757A)

(43)【公開日】2015年6月8日

【審査請求日】2016年9月29日

(73)【特許権者】

【識別番号】000006264

【氏名又は名称】三菱マテリアル株式会社

(74)【代理人】

【識別番号】100139240

【弁理士】

【氏名又は名称】影山 秀一

(74)【代理人】

【識別番号】100119921

【弁理士】

【氏名又は名称】三宅 正之

(74)【代理人】

【識別番号】100113826

【弁理士】

【氏名又は名称】倉地 保幸

(74)【代理人】

【識別番号】100076679

【弁理士】

【氏名又は名称】富田 和夫

(72)【発明者】

【氏名】木村 隆之

(72)【発明者】

【氏名】高橋 正訓

(72)【発明者】

【氏名】仙北屋 和明

【審査官】 青山 純

(56)【参考文献】

【文献】 国際公開第２００７／１１１３０１（ＷＯ，Ａ１）

【文献】 特表２０１３−５２７８０７（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００９−１７８７７４（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１１−２２４７１５（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１３−１１６５０９（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００８−２９６２９０（ＪＰ，Ａ）

(58)【調査した分野】（Int.Cl.，ＤＢ名）

Ｂ２３Ｂ ２７／１４

Ｂ２３Ｂ ５１／００

Ｂ２３Ｃ ５／１６

ＷＰＩ

(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で構成された工具基体の表面に、硬質被覆層を蒸着形成した表面被覆切削工具において、前記硬質被覆層は、
（ａ）前記工具基体側から、薄層Ａと薄層Ｂとの積層構造または交互積層構造を有し、最表面層が薄層Ｂである合計平均膜厚が１〜１０μｍのＡｌとＴｉの複合窒化物層からなり、
（ｂ）前記薄層Ａは、逃げ面とすくい面の交差稜線部から１００μｍ以内の領域において、ＡｌとＴｉの合量に占めるＡｌの含有割合が０．６５〜０．７５（但し、原子比）で粒径０．０５μｍ以下の結晶粒のみからなり、
（ｃ）前記薄層Ｂは、ＡｌとＴｉの合量に占めるＡｌの含有割合が０．５０〜０．６０（但し、原子比）で、逃げ面とすくい面の交差稜線部から２０μｍ以内の領域において粒径１．０μｍ以上の結晶粒の結晶粒径長の割合が５０〜９０％を占め、逃げ面とすくい面の交差稜線部から２０μｍを超え１００μｍ以内の領域において粒径１．０μｍ以上の結晶粒の結晶粒径長の割合が５０％未満を占め、
（ｄ）前記薄層Ａは立方晶結晶格子の（２００）面からのＸ線回折強度のピーク強度Ｉ（ｆ）と六方晶結晶格子の（１００）面からのＸ線回折強度のピーク強度Ｉ（ｈ）の比の値Ｉ（ｆ）／Ｉ（ｈ）が、０．１≦Ｉ（ｆ）／Ｉ（ｈ）≦２．０を満足する立方晶と六方晶の混晶の結晶構造、前記薄層Ｂは立方晶のみの結晶構造であることを特徴とする表面被覆切削工具。

【請求項2】

前記逃げ面とすくい面の交差稜線部から１００μｍ以内の領域において、前記薄層Ａおよび薄層Ｂの平均層厚は、それぞれ０．５〜５．０μｍであることを特徴とする請求項１に記載の表面被覆切削工具。

【請求項3】

前記逃げ面とすくい面の交差稜線部から１００μｍ以内の領域において、前記薄層Ａおよび薄層Ｂの合計総数が、２〜２０層であることを特徴とする請求項２に記載の表面被覆切削工具。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、硬質被覆層がすぐれた高温硬さ、高温強度、高温耐酸化性を備えるとともに、すぐれた潤滑性をも有し、したがって、高熱発生を伴うと共に、大きな断続的・機械的負荷がかかる軟鋼、ステンレス鋼、高マンガン鋼等の高速切削加工に用いた場合にすぐれた耐摩耗性を発揮し、長期に亘ってすぐれた工具特性を示す表面被覆切削工具（以下、被覆工具という）に関するものである。

【背景技術】

【0002】

一般に、表面被覆切削工具には、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インサート、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、また前記インサート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インサート式エンドミル工具などが知られている。

【0003】

従来、被覆工具の一つとして、例えば、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基体（以下、これらを総称して工具基体という）の表面に、硬質被覆層として、均一組成のＴｉとＡｌの複合炭窒化物（（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ））層を設けた被覆工具が知られている。
また、前記（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層に、微量のＳｉ、Ｂ、Ｚｒ、Ｙ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂ、Ｍｏから選ばれる１種または２種以上の成分（以下、Ｍ成分と記す）を添加含有させた（Ｔｉ，Ａｌ，Ｍ）（Ｃ，Ｎ）層を蒸着形成した被覆工具も知られており、硬質被覆層のＡｌによって高温硬さと耐熱性、同Ｔｉによって高温強度、また、ＴｉとＡｌが共存含有した状態で高温耐酸化性が向上すること、さらに、Ｓｉ、Ｂ、Ｚｒ、Ｙ等の添加含有させたＭ成分の種類に応じて、耐熱塑性変形性、熱伝導性、高温耐酸化性等の特性が向上することが知られており、そして、これらの被覆工具を各種の一般鋼や普通鋳鉄などの連続切削や断続切削に用いることも知られている（特許文献１参照）。

【0004】

また、他の被覆工具としては、例えば、ＷＣ基超硬合金またはＴｉＣＮ基サーメットで構成された工具基体の表面に、硬質被覆層として、立方晶構造のＮｂＮと六方晶構造のＮｂＮの交互積層構造からなり、全膜中の六方晶構造のＮｂＮの割合が６０〜８５％であることにより、高硬度鋼などを切削する場合において、硬質被覆層がすぐれた潤滑性と耐摩耗性を発揮することも知られている（特許文献２参照）。

【0005】

さらに、他の被覆工具としては、例えば、切削工具基体にＣｒ窒化物からなるＡ層とＴｉＡｌ窒化物からなるＢ層とを交互積層した硬質被覆層を形成した被覆切削工具において、前記Ａ層が少なくとも２種以上の結晶構造を有するものとしたことにより、被削材との凝着および溶着現象等に起因した摩擦抵抗の増加を抑制し皮膜剥離および熱クラックによる異常摩耗の生じることのない耐凝着皮膜と、耐酸化性および耐摩耗性にすぐれた硬質皮膜とが複合化された層となり、その結果、高速切削加工において格段に長い工具寿命が得られることが知られている（特許文献３参照）。

【0006】

さらに、前述のような従来の被覆工具が、例えば、図１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（ＡＩＰ）装置に工具基体を装入し、装置内を、例えば５００℃の温度に加熱した状態で、硬質被覆層の組成に対応した合金がセットされたカソード電極（例えば、（Ｃｒ，Ａｌ，Ｍ）Ｎ層を形成するためには、Ｃｒ−Ａｌ−Ｍ合金、また、（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層を形成するためには、Ｔｉ−Ａｌ合金）とアノード電極との間に、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、前記工具基体には、例えば、−１００Ｖのバイアス電圧を印加した条件で、前記工具基体表面に、硬質被覆層（例えば、（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層、（Ｃｒ，Ａｌ，Ｍ）Ｎ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。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0007】

【特許文献1】特開２００９−１０１４９１号公報

【特許文献2】特開２０１２−８１５４８号公報

【特許文献3】特許第３４０４００３号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0008】

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、切削加工は高速化の傾向にあるが、例えば、硬質被覆層として、（Ｔｉ，Ａｌ，Ｍ）Ｎ層等を蒸着形成した従来被覆工具においては、これを鋼や鋳鉄の通常条件での切削に用いた場合には格別問題はないが、特に、切削時に高熱発生を伴い、かつ、切刃部に対して大きな衝撃的・機械的負荷がかかる軟鋼、ステンレス鋼、高マンガン鋼等の高速切削条件で用いた場合には、硬質被覆層の高温強度および潤滑性が不足するために、硬質被覆層には欠損、偏摩耗、チッピング等が発生しやすく、また、硬質被覆層として、（Ｔｉ，Ａｌ）系炭窒化物層を蒸着形成した従来被覆工具においては、軟鋼、ステンレス鋼、高マンガン鋼等の高速切削条件下では、耐摩耗性が満足できるものではないため、いずれの従来被覆工具においても、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】

【0009】

そこで、本発明者らは、前述のような観点から、特に軟鋼、ステンレス鋼、高マンガン鋼等の難削材の高速切削加工で、硬質被覆層がすぐれた高温硬さ、高温強度、高温耐酸化性を備えるとともに、すぐれた潤滑性と耐摩耗性を発揮する被覆工具を開発すべく、前記従来被覆工具の硬質被覆層に着目し、研究を行った結果、以下の知見を得た。

【0010】

（ａ）硬質被覆層が、（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層で構成された従来被覆工具において、硬質被覆層の構成成分であるＡｌは高温硬さと耐熱性を向上させ、Ｔｉは高温強度を向上させると共に、ＡｌとＴｉが共存含有した状態で高温耐酸化性を向上させるという特性を発揮すること。

【0011】

（ｂ）従来被覆工具の硬質被覆層を構成する（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層のＡｌとＴｉの含有割合を、組成式：（Ａｌ_ａＴｉ_１−ａ）Ｎで表した場合、Ａｌの含有割合ａが少ない場合（例えば、０．６０＞ａ）には、（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層は立方晶構造の（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層であるが、Ａｌ含有割合ａを、例えば、ａ≧０．７０というように増加させると、その結晶構造は、立方晶構造と六方晶構造の混晶の結晶構造に変化し、そして、このような立方晶構造と六方晶構造の混晶の結晶構造を有する（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層は、潤滑特性が向上するようになるが、前記立方晶構造と六方晶構造の混晶の結晶構造を有する（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層は、立方晶構造の（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層に比して十分な高温硬さを備えていないため、立方晶構造と六方晶構造の混晶の結晶構造を有する（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層を、硬質被覆層として単独で蒸着形成することによっては、高速切削加工条件下では満足できる耐摩耗性を得ることはできないこと。

【0012】

（ｃ）すぐれた高温硬さを有する立方晶構造を有する（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層を薄層Ｂとし、また、すぐれた潤滑特性を有する立方晶構造と六方晶構造の混晶の結晶構造を有する（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層を薄層Ａとし、工具基体上に薄層Ａと薄層Ｂとからなる二層積層を構成し、あるいは、薄層Ａと薄層Ｂの交互積層構造からなる硬質被覆層を構成すると、薄層Ａと薄層Ｂは、それぞれの特性を害することなく、硬質被覆層全体として、すぐれた潤滑性を備え所定の耐摩耗性を発揮するようになるが、切刃部に大きな衝撃的・機械的負荷が加わる高速切削という厳しい条件の切削加工では、特に工具基体と硬質被覆層間の密着強度が十分でないために、硬質被覆層の剥離、欠損、チッピングが発生しやすいこと。

【0013】

（ｄ）交互積層を構成する薄層Ａと薄層Ｂの結晶粒径に着目して鋭意研究した結果、薄層Ａの結晶粒径の方が薄層Ｂの結晶粒径の方よりも相対的に小さくするとともに、逃げ面とすくい面の交差稜線部からから２０μｍ以内の領域における薄層Ｂに含まれる結晶粒と逃げ面とすくい面の交差稜線部からから２０μｍを超え１００μｍ以内の領域における薄層Ｂに含まれる結晶粒とを比較した場合、前者の方が相対的に大きな結晶粒の存在割合を大きくすることによって、切刃部に大きな衝撃的・機械的負荷が加わる高速切削という厳しい条件の切削加工においても、硬質被覆層全体として、すぐれた高温強度を有するとともにすぐれた潤滑性を示し、剥離、欠損、チッピングを発生すること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。

【0014】

（ｅ）従来のＡＩＰ法による（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる硬質被覆層の成膜に際し、工具基体とターゲット間に磁場をかけ、ターゲット表面磁力を変量として硬質被覆層の組織構造に及ぼす磁場の影響を調査検討したところ、ＡＩＰ法による硬質被覆層の成膜を所定強度の磁場中で行うことによって、硬質被覆層を構成する結晶粒の粒径、形成領域およびその分布を調整することができ、そのような硬質被覆層は、軟鋼、ステンレス鋼、高マンガン鋼等の難削材の高速切削加工において、すぐれた高温硬さ、高温強度、高温耐酸化性を備えるとともに、すぐれた潤滑性と耐摩耗性を発揮すること。

【0015】

本発明は、前記の知見に基づいてなされたものであって、
「（１） 炭化タングステン基超硬合金で構成された工具基体の表面に、硬質被覆層を蒸着形成した表面被覆切削工具において、前記硬質被覆層は、
（ａ）前記工具基体側から、薄層Ａと薄層Ｂとの積層構造または交互積層構造を有し、最表面層が薄層Ｂである合計平均膜厚が１〜１０μｍのＡｌとＴｉの複合窒化物層からなり、
（ｂ）前記薄層Ａは、逃げ面とすくい面の交差稜線部から１００μｍ以内の領域において、ＡｌとＴｉの合量に占めるＡｌの含有割合が０．６５〜０．７５（但し、原子比）で粒径０．０５μｍ以下の結晶粒のみからなり、
（ｃ）前記薄層Ｂは、ＡｌとＴｉの合量に占めるＡｌの含有割合が０．５０〜０．６０（但し、原子比）で、逃げ面とすくい面の交差稜線部から２０μｍ以内の領域において粒径１．０μｍ以上の結晶粒の結晶粒径長の割合が５０〜９０％を占め、逃げ面とすくい面の交差稜線部から２０μｍを超え１００μｍ以内の領域において粒径１．０μｍ以上の結晶粒の結晶粒径長の割合が５０％以下を占め、
（ｄ）前記薄層Ａは立方晶結晶格子の（２００）面からのＸ線回折強度のピーク強度Ｉ（ｆ）と六方晶結晶格子の（１００）面からのＸ線回折強度のピーク強度Ｉ（ｈ）の比の値Ｉ（ｆ）／Ｉ（ｈ）が、０．１≦Ｉ（ｆ）／Ｉ（ｈ）≦２．０を満足する立方晶と六方晶の混晶の結晶構造、前記薄層Ｂは立方晶のみの結晶構造であることを特徴とする表面被覆切削工具。
（２） 前記逃げ面とすくい面の交差稜線部から１００μｍ以内の領域において、前記薄層Ａおよび薄層Ｂの平均層厚は、それぞれ０．５〜５．０μｍであることを特徴とする（１）に記載の表面被覆切削工具。
（３） 前記逃げ面とすくい面の交差稜線部から１００μｍ以内の領域において、前記薄層Ａおよび薄層Ｂの合計総数が、２〜２０層であることを特徴とする（２）に記載の表面被覆切削工具。」
に特徴を有するものである。

【0016】

つぎに、本発明の被覆工具の硬質被覆層に関し、より詳細に説明する。
本発明の被覆工具の硬質被覆層は、炭化タングステン基超硬合金からなる工具基体の表面に蒸着形成され、組成式：（Ａｌ_ａＴｉ_１−ａ）Ｎ（ａ＝０．６５〜０．７５）の成分系からなる平均層厚０．５〜５．０μｍの立方晶結晶構造と六方晶結晶構造とが混在している薄層Ａと組成式：（Ａｌ_ｂＴｉ_１−ｂ）Ｎ（ｂ＝０．５０〜０．６０）の成分系からなる平均層厚０．５〜５．０μｍの立方晶結晶構造のみからなる薄層Ｂとからなる二層積層構造または交互積層構造の複合窒化物層を主たる構成要素としている。
その上で、硬質被覆層が、次のような構造をとるとき、きわめてすぐれた切削性能を示すことを見出した。

【0017】

（ア）硬質被覆層の組成：
本発明の硬質被覆層は、工具基体側から組成式：（Ａｌ_ａＴｉ_１−ａ）Ｎ（ａ＝０．６５〜０．７５）の成分系からなるＡｌとＴｉの複合窒化物層からなる薄層Ａと、組成式：（Ａｌ_ｂＴｉ_１−ｂ）Ｎ（ｂ＝０．５０〜０．６０）の成分系からなるＡｌとＴｉの複合窒化物層からなる薄層Ｂとの二層積層構造、または、薄層Ａと薄層Ｂとが交互に所定の積層回数繰り返される交互積層構造により構成される。
ここで薄層Ａは、立方晶と六方晶との混晶とする必要があり、そのため、ＡｌとＴｉの合量に占めるＡｌの含有割合ａは、０．６５〜０．７５とする。
また、薄層Ｂは、立方晶の単晶とする必要があり、そのため、ＡｌとＴｉの合量に占めるＡｌの含有割合ｂは、０．５０〜０．６０とする。

【0018】

（イ）薄層Ａを構成する結晶粒：
薄層Ａは粒径０．０５μｍ以下の結晶粒のみからなることにより耐チッピング性および耐摩耗性を向上させることができる。

【0019】

（ウ）薄層Ｂを構成する結晶粒：
薄層Ｂを構成する結晶粒の大きさを制御することにより、硬質被覆層の耐チッピング性および耐摩耗性を向上させることができるが、本発明者らが逃げ面とすくい面との交差稜線部から２０μｍ以内の領域と２０μｍを超えて１００μｍ以内の領域における結晶粒の大きさをそれぞれ制御することによって、切削性能を一層向上させることができるという知見を得た。
具体的には、逃げ面とすくい面との交差稜線部から２０μｍ以内の領域においては、粒径１μｍ以上の結晶粒の結晶粒径長の割合が５０％未満であると硬さが低下するため耐摩耗性が悪くなる。一方、９０％を超えると結晶粒界が減少するため耐チッピング性が低下する。
また、逃げ面とすくい面との交差稜線部から２０μｍを超えて１００μｍ以内の領域においては、粒径１μｍ以上の結晶粒の結晶粒径長の割合が５０％を超えると粒径が大きすぎるため耐クラック性が悪くなり、刃先にクラックが集中し、刃先近傍で膜の欠損が発生しやすくなる。
以上のような理由から、薄層Ｂを構成する結晶粒は、逃げ面とすくい面の交差稜線部から２０μｍ以内の領域においては、粒径１μｍ以上の結晶粒の結晶粒径長の割合が５０〜９０％、逃げ面とすくい面の交差稜線部から２０μｍを超え１００μｍ以内の領域においては、粒径１．０μｍ以上の結晶粒の結晶粒径長の割合が５０％以下と定めた。

【0020】

（エ）薄層Ａの結晶構造：
薄層Ａは立方晶構造と六方晶構造の混晶とすることにより、高速切削時における切削性能が向上する。しかしながら、立方晶結晶格子の（２００）面からのＸ線回折強度（ＸＲＤ）のピーク強度Ｉ（ｆ）と、六方晶結晶格子の（１００）面からのＸ線回折強度（ＸＲＤ）のピーク強度Ｉ（ｈ）の比の値Ｉ（ｆ）／Ｉ（ｈ）が０．１未満であると立方晶構造に比べ硬さの点で劣る六方晶構造を有する結晶粒が増えるため硬さが低下し、耐摩耗性が悪くなる。一方、２．０を超えるとほぼ立方晶構造を有する結晶粒のみになるため高速切削時における潤滑性が低下するため好ましくない。したがって、立方晶結晶格子の（２００）面からのＸ線回折強度（ＸＲＤ）のピーク強度Ｉ（ｆ）と、六方晶結晶格子の（１００）面からのＸ線回折強度（ＸＲＤ）のピーク強度Ｉ（ｈ）の比の値Ｉ（ｆ）／Ｉ（ｈ）を０．１〜２．０と定めた。
なお、立方晶構造の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層からなる薄層Ｂと、立方晶構造と六方晶構造の混晶の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層からなる薄層Ａとは同一あるいは類似成分系の硬質被覆層であるため、異成分系の薄層Ａと薄層Ｂとの交互積層に比して、薄層Ａと薄層Ｂ間の付着強度も大であり、硬質被覆層全体としての高温強度向上に寄与するばかりか、層間剥離等の生じる恐れもない。

【0021】

（オ）硬質被覆層、薄層Ａ、薄層Ｂの平均層厚：
薄層Ａは、一層の平均層厚が０．５μｍ未満では、自身のもつすぐれた耐摩耗性を長期に亘って十分発揮することができず、工具寿命短命の原因となり、一方、５．０μｍを越えると、チッピングが発生し易くなる。したがって、その平均層厚を０．５〜５．０μｍとすることが好ましい。
また、薄層Ｂについても、一層の平均層厚が０．５μｍ未満では、自身のもつすぐれた耐摩耗性を長期に亘って十分発揮することができず、工具寿命短命の原因となり、一方、５．０μｍを越えると、チッピングが発生し易くなる。したがって、その平均層厚を０．５〜５．０μｍとすることが好ましい。
さらに、薄層Ａと薄層Ｂを積層して形成した二層積層または薄層Ａと薄層Ｂを交互に積層して形成した交互積層について、その合計平均層厚、すなわち、硬質被覆層の平均層厚が１．０μｍ未満では、自身のもつすぐれた潤滑性と耐摩耗性を長期に亘って発揮することができないため好ましくない。一方、１０．０μｍを越えると、チッピングが発生し易くなるため好ましくない。したがって、その平均層厚を１．０〜１０．０μｍとすることが必要である。この平均層厚から薄層Ａおよび薄層Ｂの合計層数を逆算することにより、合計層数は２〜２０層が好ましい。

【0022】

（カ）薄層Ａおよび薄層Ｂの結晶構造および結晶粒経の制御方法：
前述したような薄層Ａおよび薄層Ｂの結晶構造および結晶粒径を逃げ面とすくい面との交差稜線部からの距離に応じて制御する成膜方法としては、アークイオンプレーティング法において、後述する実施例において詳述したように、ターゲット表面磁力を変化させることによって所望の結晶構造および結晶粒径に制御できるという新規な知見を得て、本発明を完成するに至った。

【発明の効果】

【0023】

本発明の被覆工具は、硬質被覆層が、立方晶と六方晶の混晶の結晶構造を有する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層からなる薄層Ａと、立方晶のみからなる薄層Ｂの二層積層または交互積層構造として構成され、かつ、逃げ面とすくい面の交差稜線部から２０μｍ以内の領域と２０μｍを超え１００μｍ以内の領域において、それぞれ、薄層Ｂの結晶粒の大きさを規定することにより、すぐれた高温硬さ、高温強度、高温耐酸化性に加え、すぐれた潤滑性をも有することから、特に高熱発生を伴い、大きな断続的・機械的負荷がかかる軟鋼、ステンレス鋼、高マンガン鋼等の難削材の高速切削加工でも、硬質被覆層が剥離、欠損、チッピング等を発生することなく、すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮するものであり、その効果は絶大である。

【図面の簡単な説明】

【0024】

【図1】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2】本発明表面被覆切削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3】薄層Ａにおける粒径及び薄層Ｂにおける粒径１．０μｍ以上の結晶粒の結晶粒径長の割合を算出するための概念図を示す。

【発明を実施するための形態】

【0025】

本発明の表面被覆切削工具は、炭化タングステン基超硬合金で構成された工具基体の表面に、硬質被覆層を蒸着形成した表面被覆切削工具において、硬質被覆層は、（ａ）前記工具基体側から、薄層Ａと薄層Ｂとの積層構造または交互積層構造を有し、最表面層が薄層Ｂである合計平均膜厚が１〜１０μｍのＡｌとＴｉの複合窒化物層からなり、（ｂ）前記薄層Ａは、逃げ面とすくい面の交差稜線部から１００μｍ以内の領域において、ＡｌとＴｉの合量に占めるＡｌの含有割合が０．６５〜０．７５（但し、原子比）で粒径０．０５μｍ以下の結晶粒のみからなり、（ｃ）前記薄層Ｂは、ＡｌとＴｉの合量に占めるＡｌの含有割合が０．５０〜０．６０（但し、原子比）で、逃げ面とすくい面の交差稜線部から２０μｍ以内の領域において、粒径１．０μｍ以上の結晶粒の結晶粒径長の割合が５０〜９０％を占め、逃げ面とすくい面の交差稜線部から２０μｍを超え１００μｍ以内の領域において、粒径１．０μｍ以上の結晶粒の結晶粒径長の割合が５０％未満を占め、（ｄ）前記薄層Ａは立方晶結晶格子の（２００）面からのＸ線回折強度のピーク強度Ｉ（ｆ）と六方晶結晶格子の（１００）面からのＸ線回折強度のピーク強度Ｉ（ｈ）の比の値Ｉ（ｆ）／Ｉ（ｈ）が、０．１≦Ｉ（ｆ）／Ｉ（ｈ）≦２．０を満足する立方晶と六方晶の混晶の結晶構造、前記薄層Ｂは立方晶のみの結晶構造であるという本発明に特有の構成を有し、高速切削加工においても一層長寿命化が図れるという本発明に特有の効果を奏するものであれば、その具体的な実施の形態は、特に限定されるものではない。

【0026】

つぎに、本発明の被覆工具を実施の形態を実施例に基づき、より具体的に説明する。

【実施例】

【0027】

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Ｃｒ_３Ｃ_２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１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１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枚刃スクエア形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体（エンドミル）Ｃ−１〜Ｃ−８をそれぞれ製造した。

【0028】

（ａ）ついで、前記の工具基体Ｃ−１〜Ｃ−８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に示されるアークイオンプレーティング装置内の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装着し、一方にボンバード洗浄用のＴｉカソード電極を、他方側に所定成分組成の薄層Ａ形成用Ａｌ−Ｔｉ合金からなるターゲット（カソード電極）、および、同じく所定成分組成の薄層Ｂ形成用Ａｌ−Ｔｉ合金からなるターゲット（カソード電極）を、回転テーブルを挟んで対向配置し、
（ｂ）まず、装置内を排気して０．１Ｐａ以下の真空に保持しながら、ヒータで装置内を５００℃に加熱した後、回転テーブル上で自転しながら回転する工具基体に−１０００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつ、前述のＴｉカソード電極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、それによって、工具基体表面をボンバード洗浄し、
（ｃ）ついで、装置内に導入する反応ガスとしての窒素ガスの流量を調整して２Ｐａの反応雰囲気とすると共に、回転テーブル上で自転しながら回転する工具基体に−５０Ｖの直流バイアス電圧を印加し、薄層Ａ形成用Ａｌ−Ｔｉ合金ターゲットの表面中心から工具基体までの積算磁力が２００〜３００ｍＴ×ｍｍの範囲内となるように種々の磁場を印加して、薄層Ａ形成用Ａｌ−Ｔｉ合金ターゲットとアノード電極との間に５０〜１００Ａの範囲内の所定の電流を流してアーク放電を発生させて、所定の目睫層厚の薄層Ａを形成し、薄層Ａ形成後、アーク放電を停止し、代って薄層Ｂ形成用Ａｌ−Ｔｉ合金ターゲットとアノード電極間に同じく５０〜１００Ａの範囲内の所定の電流を流してアーク放電を発生させて、所定の目標層厚の薄層Ｂを形成した。

【0029】

（ｄ）前記（ｃ）で説明した薄層Ａと薄層Ｂの形成を所定の回数繰り返し行うことにより、工具基体の表面に、層厚方向に沿って表２に示される組成および平均層厚の薄層Ａと薄層Ｂの積層または交互積層構造からなる硬質被覆層を蒸着形成することにより、硬質被覆層が、立方晶構造と六方晶構造との混晶の（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層と立方晶構造の（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層との積層または交互積層構造を有する本発明表面被覆切削工具としての本発明表面被覆超硬製エンドミル（以下、本発明被覆エンドミルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。

【0030】

ここで積算磁力の算出方法を以下に記述する。磁束密度計にて、Ａｌ−Ｔｉ合金ターゲット中心から工具基体の位置までの直線上を１０ｍｍ間隔で磁束密度を測定する。磁束密度は単位ｍＴ（ミリテスラ）で表し、ターゲット表面から工具基体の位置までの距離は単位ｍｍ（ミリメートル）で表す。さらに、ターゲット表面から工具基体の位置までの距離を横軸とし、磁束密度を縦軸のグラフで表現した場合、面積に相当する値を積算磁力（ｍＴ×ｍｍ）と定義する。ここで工具基体の位置は、Ａｌ−Ｔｉ合金ターゲットに最近接する位置とする。なお、磁束密度の測定は、磁場を形成している状態で大気圧下にて事前に放電させていない状態で測定した。
なお、図２に示すＡＩＰ装置では、工具基体がＡｌ−Ｔｉ合金ターゲットに最接近する際に、逃げ面の一部又は全部とＡｌ−Ｔｉ合金ターゲット面が水平となるように装着支持されている。

【0031】

粒径１．０μｍ以上の結晶粒の結晶粒径長の割合の算出方法は以下の通りである。図３に示すように、工具基体刃先から逃げ面側の断面を切り出し、その断面をＳＥＭにて観察する。薄層Ａならびに薄層Ｂの境界部間の中間領域（それぞれの薄層が表面ならびに界面に存在する場合は、表面ならびに界面と薄層Ａ・Ｂ間の境界部との中間領域）にて、工具基体表面と平行に直線を引き、結晶粒界間の距離を結晶幅と定義する。逃げ面とすくい面の交差稜線部から１０μｍ離れた位置を中心とした幅２０μｍの範囲に存在する結晶の結晶幅を測定し、測定した全結晶幅の和に対する結晶幅が１．０μｍ以上の結晶の幅の和の割合を「交差稜線部から２０μｍ以内の領域における１．０μｍ以上の結晶粒径長の割合(長さ％)」とした。また、逃げ面とすくい面の交差稜線部から６０μｍ離れた位置を中心とした幅８０μｍの範囲に存在する結晶の結晶幅を測定し、測定した全結晶幅の和に対する結晶幅が１．０μｍ以上の結晶の幅の和の割合を「交差稜線部から２０μｍを超え１００μｍ以内の領域における１．０μｍ以上の結晶粒径長の割合(長さ％)」とした。
薄層Ａにおける粒径の測定方法は以下の通りである。図３に示すように、薄層Ａならびに薄層Ｂの境界部間の中間領域（それぞれの薄層が表面ならびに界面に存在する場合は、表面ならびに界面と薄層Ａ・Ｂ間の境界部との中間領域）にて、工具基体表面と平行に直線を引き、結晶粒界間の距離を結晶幅と定義する。逃げ面とすくい面の交差稜線部から５０μｍ離れた位置を中心とした幅１００μｍの範囲に存在する結晶の結晶幅を測定し、測定した結晶幅が０．０５μｍ以下の結晶粒を「粒径０．０５μｍ以下の結晶粒」とした。
膜厚の算出方法を以下に記述する。工具基体刃先から逃げ面側の断面を切り出し、その断面をＳＥＭにて観察し、逃げ面とすくい面の交差稜線部から２５μｍ、５０μｍならびに７５μｍ離れた位置における膜厚を測定し、その３点の平均値を平均膜厚とした。
ＸＲＤ測定結果について以下に記述する。ＣｕのＫα線を用いたθ−２θ法によるＸ線回折強度を測定し、立方晶結晶格子の（２００）面からのＸ線回折強度のピーク強度Ｉ（ｆ）と六方晶結晶格子の（１００）面からのＸ線回折強度のピーク強度Ｉ（ｈ）の比の値Ｉ（ｆ）／Ｉ（ｈ）を算出した。

【0032】

また、比較の目的で、これら工具基体Ｃ−１〜Ｃ−８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、カソード電極（蒸発源）としてＡｌ−Ｔｉ合金を装着し、まず、装置内を排気して０．１Ｐａ以下の真空に保持しながら、ヒータで装置内を５００℃に加熱した後、前記工具基体に−１０００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつ、カソード電極の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て工具基体表面をＡｌ−Ｔｉ合金でボンバード洗浄し、ついで装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して３Ｐａの反応雰囲気とすると共に、工具基体に印加するバイアス電圧を−１００Ｖに下げて、Ａｌ−Ｔｉ合金の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て工具基体Ｃ−１〜Ｃ−８のそれぞれの表面に、表３に示される組成および層厚の単一相・単一結晶構造を有する立方晶結晶構造の（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着形成することにより、比較表面被覆超硬製エンドミル（以下、比較被覆エンドミルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。

【0033】

つぎに、本発明被覆エンドミル１〜８および比較被覆エンドミル１〜８のうち、本発明被覆エンドミル１〜３および比較被覆エンドミル１〜３については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法のＪＩＳ・ＳＳ４００の板材、
切削速度： ５０ ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）： ３ ｍｍ、
テーブル送り： ３５０ ｍｍ／ｍｉｎ．、
の条件での軟鋼の乾式高速溝切削加工試験（通常の切削速度は、３０ｍ／ｍｉｎ．）を行い、本発明被覆エンドミル４〜６および比較被覆エンドミル４〜６については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法のＪＩＳ・ＳＵＳ３０４の板材、
切削速度： ５５ ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）： ４ ｍｍ、
テーブル送り： ３５０ ｍｍ／ｍｉｎ．、
の条件でのステンレス鋼の乾式高速溝切削加工試験（通常の切削速度は、４０ｍ／ｍｉｎ．）を行い、本発明被覆エンドミル７，８および比較被覆エンドミル７，８については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法のＪＩＳ・ＳＣＭｎＨ２の板材、
切削速度： ４５ ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）： ８ ｍｍ、
テーブル送り： ２００ ｍｍ／ｍｉｎ．、
の条件での高マンガン鋼の乾式高速溝切削加工試験（通常の切削速度は、３５ｍ／ｍｉｎ．）を行い、
前述のいずれの溝切削加工試験でも、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に至るまでの切削溝長を測定した。その測定結果を表２、３にそれぞれ示した。

【0034】

【表1】

【0035】

【表2】

【0036】

【表3】

【0037】

この結果得られた本発明表面被覆切削工具としての本発明被覆エンドミル１〜８の硬質被覆層を構成する薄層Ａおよび薄層Ｂのそれぞれの組成を、また、比較表面被覆切削工具としての比較被覆エンドミル１〜８の硬質被覆層の組成を、ＥＰＭＡを用いて交差稜線部から１００μｍまでの範囲の位置で５点測定を行いそれらの平均値を算出したところ、それぞれ目標組成と実質的に同じ組成を示した。
また、前記硬質被覆層の各構成層の平均層厚を、透過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値（５ヶ所の平均値）を示した。

【0038】

さらに、本発明被覆エンドミル１〜８の薄層Ａ、薄層Ｂを構成する（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層および比較被覆エンドミル１〜８の硬質被覆層を構成する（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層について、結晶構造をＸ線回折により求め、その結果を表２、３に示した。
また、本発明被覆エンドミル１〜８の薄層Ａを構成する組成の（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層については、Ｘ線回折により測定した立方晶構造の（２００）面からの回折ピーク強度Ｉ（ｆ）と、六方晶構造の（１００）面からの回折ピーク強度Ｉ（ｈ）との比の値Ｉ（ｆ）／Ｉ（ｈ）についても、表２に示した。

【0039】

表２、３に示される結果から、本発明被覆エンドミル１〜８は、硬質被覆層が、薄層Ａと薄層Ｂの積層または交互積層構造とからなる複合窒化物層であり、前記複合窒化物層は層間付着強度が大であるとともに、特に、薄層Ｂがすぐれた耐摩耗性を、また、薄層Ａがすぐれた潤滑性を備え、また、薄層Ａがすぐれた高温強度を備えると共に工具基体への硬質被覆層の密着強度を高めているので、硬質被覆層は全体としてこれらのすぐれた特性を兼ね備えたものとなり、その結果、高熱発生を伴うとともに、切刃部に対して大きな衝撃的・機械的負荷がかかる軟鋼、ステンレス鋼、高マンガン鋼等の難削材の高速切削加工でも、すぐれた耐摩耗性を発揮するのに対して、硬質被覆層が単一相・単一結晶構造の（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる比較被覆エンドミル１〜８は、特に硬質被覆層の潤滑性不足、高温強度不足が原因で切刃部にチッピング、欠損が生じ、また、摩耗の進行が早く、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。

【0040】

前述のように、本発明の表面被覆切削工具は、各種の鋼や鋳鉄などの通常の切削条件での切削加工は勿論のこと、特に高熱発生を伴うとともに、切刃部に対して大きな衝撃的・機械的負荷がかかる軟鋼、ステンレス鋼、高マンガン鋼等の難削材の高速切削加工でも、すぐれた耐摩耗性を発揮し、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1】

【図2】

【図3】