JP4543373B2 - 非鉄材料の高速切削加工で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の製造方法 - Google Patents

Description

この発明は、プラズマＣＶＤ（化学蒸着）成膜のダイヤモンド状炭素被膜（以下、ＤＬＣ被膜という）が、同じ水素含有量で、相対的に高い硬さを有し、したがって主に各種のＡｌ合金やＣｕ合金などの非鉄材料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）の製造方法に関するものである。

一般に、被覆超硬工具として、各種の非鉄材料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、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知られており、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も知られている。

また、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）基サーメットからなる基体（以下、これらを総称して超硬基体と云う）の表面に、
（ａ）スパッタ成膜され、かつ０．００５〜０．２μｍの平均膜厚および９９．９質量％以上の純度を有する高純度ダイヤモンド状炭素薄膜（以下、高純度ＤＬＣ薄膜という）を介して、
（ｂ）プラズマＣＶＤ法により水素含有量が１０〜１５原子％のＤＬＣ被膜を０．６〜１．５μｍの平均膜厚で蒸着してなる、
被覆超硬工具が知られており、かかる被覆超硬工具を構成するＤＬＣ被膜における水素含有量が、強度（耐チッピング性）と硬さ（耐摩耗性）を考慮して１０〜１５原子％に定められていることも知られている。

また、上記の被覆超硬工具が、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、回転テーブル５を挟んだ対向位置側壁に、スパッタ電源１１に取り付けられた９９．９質量％以上の純度を有する高純度炭素カソード電極（蒸発源）１０が配置され、さらに一方側側壁に原料ガス導入口１、他方側側壁に排気口４をそれぞれ設けたプラズマＣＶＤ装置を用い、前記装置内の中央部に設置された回転テーブル５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外周部に沿って配置された支持体８に超硬基体６を装着し、
（ａ）まず、装置内を排気して、例えば８×１０^−５Ｐａ以下の真空に保持しながら、装置内に前回転テーブルを挟んで設置されたヒーター３で装置内を例えば２００℃に加熱し、かつ前記回転テーブルで自転しながら回転する超硬基体６には−５０〜−５００Ｖのバイアス電圧（バイアス電源７）を印加し、ついで装置内にＡｒガスを導入して装置内反応雰囲気を０．０１〜０．３Ｐａとした状態で、上記高純度炭素カソード電極（蒸発源）１０に、０．４〜１ｋＷのパルス電力（スパッタ電源１１）を印加して、スパッタリングを開始し、もって、前記超硬基体６の表面に０．００２〜０．２μｍの平均膜厚で９９．９質量％以上の純度を有する高純度ＤＬＣ薄膜を蒸着形成し、
（ｂ）ついで、ヒーター３で装置内を例えば２００℃に加熱した状態で、再び装置内を排気して、例えば８×１０^−５Ｐａ以下の真空に保持しながら、上記超硬基体６に印加するバイアス電圧（バイアス電源７）を−５００〜−１５００Ｖとし、さらに同じく装置内にＡｒガスを導入して装置内反応雰囲気を０．０１〜０．３Ｐａとして、装置内に初期プラズマを発生させた状態で、原料ガスとして例えばアセチレン（Ｃ_２Ｈ_２）などの炭化水素と水素をそれぞれ例えばＣ_２Ｈ_２：１６５〜２４０ｃｃ／ｍｉｎおよびＨ_２：５０〜１２５ｃｃ／ｍｉｎの流量で導入して（この場合、相対的に炭化水素の導入割合を少なくして、水素の導入割合を多くすれば、ＤＬＣ被膜中の水素含有量は多くなって、硬さが相対的に低いものとなり、反対に炭化水素の導入割合を多くして、水素の導入割合を少なくすれば、ＤＬＣ被膜中の水素含有量は少なくなって、相対的に硬さの低いものとなる）、これを分解・プラズマ化（＋Ｃイオンおよび＋Ｈイオン）することにより、１０〜１５原子％の水素を含有し、１８〜２２ＧＰａの硬さを有するＤＬＣ被膜を前記超硬基体の表面に０．６〜１．５μｍの平均膜厚で蒸着することにより製造されることも知られている。
特開２００３−２６４１４号公報

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、これを構成するＤＬＣ被膜が耐チッピング性重視の面から水素含有量を１０〜１５原子％と相対的に高くして、高強度を具備するようにし、反面硬さを犠牲にしたものであるため、特に高速切削加工では摩耗進行が速く、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。

そこで、本発明者等は、上述のような観点から、上記の従来被覆超硬工具のＤＬＣ被膜に着目し、これの一段の耐摩耗性向上（硬さ向上）を図るべく、研究を行った結果、
（ａ）図１（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、回転テーブル５を挟んだ対向位置側壁に、同じく高純度ＤＬＣ薄膜形成の目的で、スパッタ電源１１に取り付けられた９９．９質量％以上の純度を有する高純度炭素カソード電極（蒸発源）１０が配置され、側壁外周に沿って所定間隔毎に複数の電磁コイル２を設け、一方側壁内周に沿っては同じくヒーター３を設け、かつ前記電磁コイルの横方向中央部には装置内に貫通して原料ガス導入口１をそれぞれ設けたプラズマＣＶＤ装置を用い、前記電磁コイルにより磁場９を形成して、超硬基体６の装着部における磁束密度を５０〜３００Ｇ（ガウス）とした状態で（この場合前記磁束密度によって水素含有量が変化する）、まず、高純度ＤＬＣ薄膜のスパッタ成膜を磁場中で行い、さらにＤＬＣ被膜の成膜を、前記原料ガス導入口１よりの原料ガスを炭化水素だけとすると共に、その流量を１５０〜２５０ｃｃ／ｍｉｎの範囲内の一定量とした条件で行う以外は、上記の従来プラズマＣＶＤ装置での高純度ＤＬＣ薄膜およびＤＬＣ被膜の蒸着条件と同じ条件で、同じく９９．９質量％以上の純度を有する高純度ＤＬＣ薄膜および水素含有量が１０．２〜１４．８原子％のＤＬＣ被膜を形成すると、この結果の高純度ＤＬＣ薄膜は超硬基体６とＤＬＣ被膜の間に介在して、これら両者の密着性を一段と向上させ、ＤＬＣ被膜は、水素含有量が同じ１０．２〜１４．８原子％であるにもかかわらず、２５．３〜３３．１ＧＰａの相対的に高い硬さを有するようになること。
（ｂ）上記（ａ）のＤＬＣ被膜を、磁場中成膜の高純度ＤＬＣ薄膜を介して、０．６〜１．５μｍの平均膜厚で蒸着形成してなる被覆超硬工具においては、前記ＤＬＣ被膜が、水素を従来ＤＬＣ被膜と同じ１０．２〜１４．８原子％を含有するので、十分な強度を有し、かつ表面粗さで２４．１〜３０．０ｎｍのすぐれた表面平滑性を保持することから、前記高純度ＤＬＣ薄膜による密着性向上効果と相俟って、すぐれた耐チッピング性を発揮し、しかも１８〜２２ＧＰａの硬さを有する前記従来ＤＬＣ被膜に比して相対的に高い２５．３〜３３．１ＧＰａの硬さを有するので、一段とすぐれた耐摩耗性を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。

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、装置内の中央部に超硬基体装着用回転テーブルを設け、前記回転テーブルを挟んだ対向位置の側壁内面に、スパッタ電源に取り付けられた９９．９質量％以上の純度を有する高密着性高純度ＤＬＣ薄膜形成用高純度炭素カソード電極（蒸発源）を配置し、側壁外周に沿って所定間隔毎に複数の電磁コイルを設け、一方側壁内周に沿っては同じくヒーターを設け、かつ前記電磁コイルの横方向中央部には装置内に貫通して原料ガス導入口をそれぞれ設け、さらに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配置され、自転する支持体に複数の超硬基体を装着したプラズマＣＶＤ装置を用い、
（ａ）上記装置内をヒーターで加熱し、かつ上記電磁コイルにより磁場を形成して、上記超硬基体の装着部における磁束密度を５０〜３００Ｇ（ガウス）とし、前記超硬基体にはバイアス電圧（バイアス電源）を印加し、一方前記高純度炭素カソード電極（蒸発源）にはパルス電力（スパッタ電源）を印加して、スパッタリングを開始し、もって、前記超硬基体の表面に０．００２〜０．２μｍの平均膜厚および９９．９質量％以上の純度を有する高密着性高純度ＤＬＣ薄膜を蒸着形成し、
（ｂ）ついで、同じく装置内を上記ヒーターで加熱し、かつ上記超硬基体の装着部における磁束密度を５０〜３００Ｇ（ガウス）に保持すると共に、前記超硬基体にバイアス電圧（バイアス電源）を印加し、さらに装置内に初期プラズマを発生させた状態で、原料ガス導入口から炭化水素だけからなる原料ガスを導入し、これを分解・プラズマ化することにより、上記（ａ）の高密着性高純度ＤＬＣ薄膜を介して、
水素含有量：１０．２〜１４．８原子％、
硬さ：２５．３〜３３．１ＧＰａ、
表面粗さ：２４．１〜３０．０ｎｍ、
平均膜厚：０．６〜１．５μｍ、
を有するＤＬＣ被膜を形成してなる、非鉄材料の高速切削加工ですぐれた耐摩耗性を発揮する被覆超硬削工具の製造方法に特徴を有するものである。

つぎに、この発明の方法において、被覆超硬工具を構成する高純度ＤＬＣ薄膜およびＤＬＣ被膜について、上記の通りに数値限定した理由を説明する。
（ａ）高純度ＤＬＣ薄膜
高純度ＤＬＣ薄膜には、上記の通り超硬基体およびＤＬＣ被膜のいずれにも強固に密着して、ＤＬＣ被膜の超硬基体に対する密着性を一段と向上させる作用があり、この密着性効果は純度を９９．９質量％以上に保持することによって確保され、したがって、その純度が９９．９質量％未満になると密着性が急激に低下するようになるものであり、さらにこれが磁場中成膜されると、密着性の一段の向上が図られるようになるが、その平均膜厚が０．００５μｍ未満では所望のすぐれた密着性を確保することができず、一方、その平均膜厚が０．２μｍを越えて厚くなり過ぎると、これの具備するきわめて高い硬さを有するが、強度の著しく低い特性が現れるようになり、これがチッピング（微少欠け）発生の原因となることから、その平均膜厚を０．００５〜０．２μｍと定めた。

（ｂ）ＤＬＣ被膜
一般にＤＬＣ被膜の具備する強度と硬さは水素含有量によって変化し、水素含有量が１０．２原子％未満になると、磁場成膜によって３３．１ＧＰａを越えた高硬度をもつようになるが、強度および表面粗さが低下し、Ｒａ：２４．１〜３０．０ｎｍの表面粗さを確保することができない場合が生じ、切削加工時にチッピング（微少欠け）が発生し易くなり、一方水素含有量が１４．８原子％を越えると、硬さが急激に低下し、磁場成膜によっても２５．３ＧＰａ以上の高硬度を確保することができず、摩耗が急激に進行する場合が生じるようになることから、この発明の被覆超硬工具では、水素含有量を１０．２〜１４．８原子％と定め、磁場成膜によって同じ水素含有量でも硬さの一段と高いＤＬＣ被膜を形成するものである。
また、ＤＬＣ被膜の平均膜厚が０．６μｍ未満では、所望の耐摩耗性を長期に亘って確保することができず、一方その平均膜厚が１．５μｍを越えると、切刃部にチッピングが発生し易くなることから、その平均膜厚を０．６〜１．５μｍと定めた。

この発明の方法によって製造された被覆超硬工具は、これを構成する高純度ＤＬＣ薄膜が磁場中成膜によって一段と密着性が向上し、さらにＤＬＣ被膜の水素含有量が従来被覆超硬工具のそれと同じ１０．２〜１４．８原子％であるにもかかわらず、２５．３〜３３．１ＧＰａの相対的に高い硬さを示し、したがって、各種のＡｌ合金やＣｕ合金などの高速切削で、チッピング（微少欠け）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。

つぎに、この発明の被覆超硬工具の製造方法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、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１に示される配合組成に配合し、ボールミルで９６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、研磨加工を施し、切刃すくい面を鏡面仕上げすることにより、いずれもＷＣ基超硬合金からなり、かつＩＳＯ規格・ＳＰＧＮ１２０３０８のチップ形状をもった超硬基体Ａ−１，Ａ−２，Ａ−４，Ａ−５，Ａ−７，Ａ−９，およびＡ−１０をそれぞれ製造した。

（ａ）ついで、図１に示されるプラズマＣＶＤ装置、すなわち回転テーブル５を挟んだ対向位置側壁に、高純度ＤＬＣ薄膜形成の目的で、スパッタ電源１１に取り付けられた９９．９７質量％の純度を有する高純度炭素カソード電極（蒸発源）１０が配置され、側壁外周に沿って所定間隔毎に６個の電磁コイル２を設け、一方側壁内周に沿って前記電磁コイル２と対をなしてヒーター３を設け、かつ前記電磁コイルの横方向中央部には装置内に貫通して原料ガス導入口１をそれぞれ設けたプラズマＣＶＤ装置を用い、上記の超硬基体Ａ−１〜Ａ−１０からなる超硬基体６を、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、前記装置内の回転テーブル５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リング状に配置された支持体８にそれぞれ装着し、
（ｂ）装置内を排気して、６．５×１０^−５Ｐａの真空に保持しながら、前記ヒーター３で装置内を２００℃に加熱し、かつ２０ｒ．ｐ．ｍ．の回転速度で回転する前記回転テーブル上で同じく２０ｒ．ｐ．ｍ．の回転速度で自転しながら回転する超硬基体６には−１２０Ｖのバイアス電圧を印加し、一方前記電磁コイル２には１０Ａの電流を印加し、磁場９を形成して、前記超硬基体６の設置部における磁束密度を２００Ｇ（ガウス）の磁束密度とし、
（ｃ）この状態で、装置内にＡｒガスを導入して装置内反応雰囲気を０．０８Ｐａとした状態で、上記高純度炭素カソード電極（蒸発源）１０に、０．８ｋＷのパルス電力（スパッタ電源１１）を印加して、スパッタリングを開始し、もって、前記超硬基体６の表面に表１に示される目標膜厚の高純度ＤＬＣ薄膜を蒸着形成し、
（ｄ）引続いて、装置内温度を２００℃に保持し、かつ超硬基体６の回転条件も同じ条件とした状態で、再び装置内を排気して、６．５×１０ ^−５ Ｐａの真空として、前記超硬基体６に印加するバイアス電圧を−７００Ｖとし、さらに装置内にＡｒガスを導入して装置内反応雰囲気を０．０８Ｐａとして、装置内に初期プラズマを発生させた状態で、原料ガスとしてアセチレン（Ｃ_２Ｈ_２）を２００ｃｃ／ｍｉｎの一定の流量で導入して、分解・プラズマ化し、一方前記電磁コイル２には３〜２０Ａの範囲内の所定の電流を印加し、磁場９を形成して、前記超硬基体６の設置部における磁束密度を５０〜３００Ｇ（ガウス）の範囲内の所定の磁束密度とする条件（前記磁束密度が高くなるほどＤＬＣ被膜中の水素含有量は高くなる）で表２に示される目標膜厚のＤＬＣ被膜を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被覆超硬チップ１〜７を製造した。

また、比較の目的で、図２に示されるプラズマＣＶＤ装置、すなわち回転テーブル５を挟んだ対向位置側壁に、スパッタ電源１１に取り付けられた９９．９７質量％の純度を有する高純度炭素カソード電極（蒸発源）１０およびヒーター３がそれぞれ配置され、さらに一方側側壁に原料ガス導入口１、他方側側壁に排気口４をそれぞれ設けたプラズマＣＶＤ装置を用い、電磁コイル２による磁場形成を行わない以外は同一の条件で表２に示される目標膜厚の高純度ＤＬＣ薄膜を蒸着形成し、さらにＤＬＣ被膜の形成に際しては、前記原料ガス導入口１から導入されるＣ_２Ｈ_２ガスおよびＨ_２ガスの流量を、それぞれＣ_２Ｈ_２ガス：１６５〜２４０ｃｃ／ｍｉｎおよびＨ_２：５０〜１２５ｃｃ／ｍｉｎの範囲内で変化させて、水素含有量を調整し（この場合Ｃ_２Ｈ_２ガス流量を相対的に多くして、Ｈ_２ガス流量を少なくすれば水素含有量は低くなる）、かつ電磁コイル２による磁場形成を行わない以外は同一の条件で表２に示される目標膜厚のＤＬＣ被膜を形成することにより、従来被覆超硬工具としての従来被覆超硬チップ１〜７をそれぞれ製造した。

ついで、この結果得られた本発明被覆超硬チップ１〜７および従来被覆超硬チップ１〜７について、これを構成するＤＬＣ被膜の水素含有量および硬さを反跳散乱分析法［Ｅｌａｓｔｉｃ Ｒｅｃｏｉｌ Ｄｅｔｅｃｔｉｏｎ Ａｎａｌｙｓｉｓ］（水素含有量）およびナノインデンテーション法（硬さ）にてそれぞれ測定し、さらに表面粗さを原子間力顕微鏡［Ａｔｏｍｉｃ Ｆｏｒｃｅ Ｍｉｃｒｓｃｏｐｅ］を用いて測定した。これらの測定結果を表２に示した。
さらに、上記高純度ＤＬＣ薄膜およびＤＬＣ被膜の厚さを、走査型電子顕微鏡を用いて測定（縦断面測定）したところ、いずれも目標膜厚と実質的に同じ平均膜厚（５点測定の平均値）を示した。

つぎに、上記の本発明被覆超硬チップ１〜７および従来被覆超硬チップ１〜７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・Ａ６０６１（組成は、質量％で、Ｓｉ：０．６％、Ｆｅ：０．７％、Ｃｕ：０．３％、Ｍｎ：０．１５％、Ｍｇ：１．０％、Ｃｒ：０．１％、Ｚｎ：０．２％、Ａｌおよび不純物：残り）の丸棒、
切削速度：１１００ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１０ｍｍ、
送り：０．５ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：９０分、
の条件（切削条件Ａという）でのＡｌ合金の乾式連続高速切削加工試験（通常の切削速度は６００ｍ／ｍｉｎ．）、
被削材：ＪＩＳ・ＡＤＣ１（組成は、質量％で、Ｃｕ：１．０％、Ｓｉ：１２．２％、Ｍｇ：０．３％、Ｚｎ：０．４５％、Ｆｅ：１．０％、Ｍｎ：０．２％、Ｎｉ：０．４、％Ｓｎ：０．１％、Ａｌおよび不純物：残り）の丸棒、
切削速度：１１００ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：９ｍｍ、
送り：０．４ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：９０分、
の条件（切削条件Ｂという）でのＡｌ合金の乾式連続高速切削加工試験（通常の切削速度は６００ｍ／ｍｉｎ．）、さらに、
被削材：ＪＩＳ・Ｃ６１６１（組成は、質量％で、Ｆｅ：２．５％、Ａｌ：８．０％、Ｍｎ：１．０％、Ｎｉ：１．０％、Ｃｕおよび不純物：残り）の丸棒、
切削速度：８５０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：５ｍｍ、
送り：０．６ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：９０分、
の条件（切削条件Ｃという）でのＣｕ合金の乾式連続高速切削加工試験（通常の切削速度は３００ｍ／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２に示した。

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３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３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）Ｂ−１〜Ｂ−７をそれぞれ製造した。

ついで、これらの超硬基体（エンドミル）Ｂ−１〜Ｂ−７を、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、同じく図１に示されるプラズマＣＶＤ装置に装入し、上記実施例１と同一の条件で、表４に示される目標膜厚の高純度ＤＬＣ薄膜およびＤＬＣ被膜を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被覆超硬エンドミル１〜７をそれぞれ製造した。

また、比較の目的で、上記の超硬基体（エンドミル）Ｂ−１〜Ｂ−７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に示されるプラズマＣＶＤ装置に装入し、上記実施例１と同一の条件、すなわち高純度ＤＬＣ薄膜については、磁場中成膜を行わず、またＤＬＣ被膜の成膜に際しては、原料ガス導入口１から導入されるＣ_２Ｈ_２ガスおよびＨ_２ガスの流量を、それぞれＣ_２Ｈ_２ガス：１６５〜２４０ｃｃ／ｍｉｎおよびＨ_２：５０〜１２５ｃｃ／ｍｉｎの範囲内で変化させて、水素含有量を調整し、かつ電磁コイル２による磁場形成を行わない以外は同一の条件で表４に示される目標膜厚の高純度ＤＬＣ薄膜およびＤＬＣ被膜を形成することにより、従来被覆超硬工具としての従来被覆超硬エンドミル１〜７をそれぞれ製造した。

つぎに、上記本発明被覆超硬エンドミル１〜７および従来被覆超硬エンドミル１〜７のうち、本発明被覆超硬エンドミル１〜３および従来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・Ａ７０７５（組成は、質量％で、Ｓｉ：０．１８％、Ｆｅ：０．２５％、Ｃｕ：１．６％、Ｍｎ：０．３％、Ｍｇ：２．５％、Ｃｒ：０．２３％、Ａｌおよび不純物：残り）の板材、
切削速度：３２０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み（溝深さ）：１２ｍｍ、
テーブル送り：１０５０ｍｍ／分、
の条件でのＡｌ合金の乾式高速溝加工試験（通常の切削速度は１５０ｍ／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・ＡＣＤ１２（組成は、質量％で、Ｃｕ：３．０％、Ｓｉ：１２．０％、Ｍｇ：０．３％、Ａｌおよび不純物：残り）の板材、
切削速度：３１０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み（溝深さ）：１０ｍｍ、
テーブル送り：２０５０ｍｍ／分、
の条件でのＡｌ合金の乾式高速溝加工試験（通常の切削速度は１５０ｍ／ｍｉｎ．）、本発明被覆超硬エンドミル７および従来被覆超硬エンドミル７については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・Ｃ２８０１（組成は、質量％で、Ｃｕ：６１．０％、Ｐｂ：０．０３％、Ｆｅ：０．０２％、Ｚｎおよび不純物：残り）の板材の板材、
切削速度：１８０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み（溝深さ）：３０ｍｍ、
テーブル送り：１１００ｍｍ／分、
の条件でのＣｕ合金の乾式高速溝加工試験（通常の切削速度は８０ｍ／ｍｉｎ．）、をそれぞれ行い、いずれの溝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。この測定結果を表４に示した。
また、表４には、ＤＬＣ被膜の上記実施例１におけると同一の条件で測定した水素含有量、硬さ、および表面粗さを示しが、この測定結果は上記超硬基体（エンドミル）Ｂ−１〜Ｂ−７の試験片を用い、これの表面に同一の条件で形成したＤＬＣ被膜の示す値である。
さらに、上記高純度ＤＬＣ薄膜およびＤＬＣ被膜の厚さに関しても、走査型電子顕微鏡による測定（縦断面測定）で、いずれも目標膜厚と実質的に同じ平均膜厚（５点測定の平均値）を示すことが確認された。

上記の実施例２で製造した直径が８ｍｍ（超硬基体Ｂ−１〜Ｂ−３形成用）、１３ｍｍ（超硬基体Ｂ−４〜Ｂ−６形成用）、および２６ｍｍ（超硬基体Ｂ−７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Ｃ−１〜Ｃ−３）、８ｍｍ×２２ｍｍ（超硬基体Ｃ−４〜Ｃ−６）、および１６ｍｍ×４５ｍｍ（超硬基体Ｃ−７）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）Ｃ−１〜Ｃ−７をそれぞれ製造した。

ついで、これらの超硬基体（ドリル）Ｃ−１〜Ｃ−７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１に示されるプラズマＣＶＤ装置に装入し、上記実施例１と同一の条件で、表５に示される目標膜厚の高純度ＤＬＣ薄膜およびＤＬＣ被膜を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被覆超硬ドリル１〜７をそれぞれ製造した。

また、比較の目的で、上記の超硬基体（ドリル）Ｃ−１〜Ｃ−７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２に示されるプラズマＣＶＤ装置に装入し、上記実施例１と同一の条件で、表５に示される目標膜厚の高純度ＤＬＣ薄膜およびＤＬＣ被膜を形成することにより、従来被覆超硬工具としての従来被覆超硬ドリル１〜７をそれぞれ製造した。

つぎに、上記本発明被覆超硬ドリル１〜７および比較被覆超硬ドリル１〜７のうち、本発明被覆超硬ドリル１〜３および従来被覆超硬ドリル１〜３については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・ＡＤＣ１（組成は、質量％で、Ｃｕ：１．０％、Ｓｉ：１２．２％、Ｍｇ：０．３％、Ｚｎ：０．４５％、Ｆｅ：１．０％、Ｍｎ：０．２％、Ｎｉ：０．４、％Ｓｎ：０．１％、Ａｌおよび不純物：残り）の板材、
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．６ｍｍ／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８０ｍ／ｍｉｎ．）、本発明被覆超硬ドリル４〜６および従来被覆超硬ドリル４〜６については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・Ｃ３５６０（（組成は、質量％で、Ｃｕ：６３．０％、Ｐｂ：２．５％、Ｆｅ：０．０２％、Ｚｎおよび不純物：残り）の板材、
切削速度：３００ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．６ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：１６ｍｍ、
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９０ｍ／ｍｉｎ．）、本発明被覆超硬ドリル７および従来被覆超硬ドリル７については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・Ａ７０７５（組成は、質量％で、Ｓｉ：０．１８％、Ｆｅ：０．２５％、Ｃｕ：１．６％、Ｍｎ：０．３％、Ｍｇ：２．５％、Ｃｒ：０．２３％、Ａｌおよび不純物：残り）の板材、
切削速度：２２０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．７ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：４０ｍｍ、
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１００ｍ／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０．２ｍｍ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５に示した。
また、表５には、ＤＬＣ被膜の上記実施例１におけると同一の条件で測定した水素含有量、硬さ、および表面粗さを示しが、この測定結果は上記超硬基体（ドリル）Ｃ−１〜Ｃ−７の試験片を用い、これの表面に同一の条件で形成したＤＬＣ被膜の示す値である。
さらに、上記高純度ＤＬＣ薄膜およびＤＬＣ被膜の厚さに関しても、走査型電子顕微鏡による測定（縦断面測定）で、いずれも目標膜厚と実質的に同じ平均膜厚（５点測定の平均値）を示すことが確認された。

表１〜５に示される結果から、ＤＬＣ被膜の硬さに関して、本発明被覆超硬工具と従来被覆超硬工具との間には水素含有量に実質的相違がない、すなわちいずれも約１０〜１５原子％の水素含有量であるにもかかわらず、後者は１８．２〜２１．９ＧＰａの硬さしか示さないのに対して、前者は２５．３〜３３．１ＧＰａの相対的に高い硬さを示し、この結果本発明方法で製造された本発明被覆超硬工具は、各種のＡｌ合金やＣｕ合金の高速切削で、従来被覆超硬工具に比して、磁場成膜の高純度ＤＬＣ薄膜による密着性向上効果と相俟って、チッピングの発生なく、すぐれた耐摩耗性を発揮することが明らかである。
上述のように、この発明の方法によれば、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被覆超硬工具を製造することができ、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。

この発明の方法で被覆超硬工具の高純度ＤＬＣ薄膜およびＤＬＣ被膜を形成するのに用いたプラズマＣＶＤ装置を示し、（ａ）は概略平面図、（ｂ）は概略正面図である。 従来方法で被覆超硬工具の高純度ＤＬＣ薄膜およびＤＬＣ被膜を形成するのに用いたプラズマＣＶＤ装置を示し、（ａ）は概略平面図、（ｂ）は概略正面図である。

１ 原料ガス導入口
２ 電磁コイル
３ ヒ―ター
４ 排気口
５ 回転テーブル
６ 超硬基体
７ バイアス電源
８ 支持体
９ 磁場
１０ 高純度炭素カソード電極
１１ スパッタ電源

Claims (1)

1. 装置内の中央部に炭化タングステン基超硬合金で構成された超硬基体装着用回転テーブルを設け、前記回転テーブルを挟んだ対向位置の側壁内面に、スパッタ電源に取り付けられた９９．９質量％以上の純度を有する高密着性高純度ダイヤモンド状炭素薄膜形成用高純度炭素カソード電極（蒸発源）を配置し、側壁外周に沿って所定間隔毎に複数の電磁コイルを設け、一方側壁内周に沿っては同じくヒーターを設け、かつ前記電磁コイルの横方向中央部には装置内に貫通して原料ガス導入口をそれぞれ設け、さらに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配置され、自転する支持体に複数の超硬基体を装着したプラズマＣＶＤ装置を用い、
   （ａ）上記装置内を上記ヒーターで加熱し、かつ上記電磁コイルにより磁場を形成して、上記超硬基体の装着部における磁束密度を５０〜３００Ｇ（ガウス）とし、前記超硬基体にはバイアス電圧（バイアス電源）を印加し、一方前記高純度炭素カソード電極（蒸発源）にはパルス電力（スパッタ電源）を印加して、スパッタリングを開始し、もって、前記超硬基体の表面に０．００２〜０．２μｍの平均膜厚および９９．９質量％以上の純度を有する高密着性高純度ダイヤモンド状炭素薄膜を蒸着形成し、
   （ｂ）ついで、同じく装置内を上記ヒーターで加熱し、かつ上記超硬基体の装着部における磁束密度を５０〜３００Ｇ（ガウス）に保持すると共に、前記超硬基体にバイアス電圧（バイアス電源）を印加し、さらに装置内に初期プラズマを発生させた状態で、原料ガス導入口から炭化水素だけからなる原料ガスを導入し、これを分解・プラズマ化することにより、上記（ａ）の高密着性高純度ダイヤモンド状炭素薄膜を介して、
   水素含有量：１０．２〜１４．８原子％、
   硬さ：２５．３〜３３．１ＧＰａ、
   表面粗さ：２４．１〜３０．０ｎｍ、
   平均膜厚：０．６〜１．５μｍ、
   を有するダイヤモンド状炭素被膜を形成することを特徴とする、非鉄材料の高速切削加工で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の製造方法。

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