JP4590940B2

JP4590940B2 - 硬質被覆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

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Publication number: JP4590940B2
Application number: JP2004160876A
Authority: JP
Inventors: 暁裕近藤; 裕介田中; 泰司大西
Original assignee: Mitsubishi Materials Corp
Current assignee: Mitsubishi Materials Corp
Priority date: 2004-05-31
Filing date: 2004-05-31
Publication date: 2010-12-01
Anticipated expiration: 2024-05-31
Also published as: JP2005335042A

Description

この発明は、特に鋼や鋳鉄などの切削加工に際して、硬質被覆層が一段と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。

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、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、さらに切刃が断続切削加工形態をとる面削加工や溝加工、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。

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）基サーメットで構成された超硬基体の表面に、
組成式：（Ｔｉ_{1-（X＋Ｚ）}Ａｌ_XＳｉ_Ｚ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．４５〜０．７０、Ｚは０．０１〜０．１５を示す）、
を満足するＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物［以下、（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎで示す］層からなる硬質被覆層を１〜１５μｍの平均層厚で蒸着形成してなる被覆超硬工具が知られており、前記（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層が、構成成分であるＡｌによって高温硬さと耐熱性、同Ｔｉによって高温強度を具備し、さらに同Ｓｉによる一段の耐熱性向上効果と相俟って、これを各種の鋼や鋳鉄などの連続切削や断続切削加工を高速切削条件で用いた場合にすぐれた切削性能を発揮することも知られている。

さらに、上記の被覆超硬工具が、例えば図５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装置に上記の超硬基体を装着し、
装置内雰囲気：０．１Ｐａ以下の真空、
装置内加熱温度：３００〜５００℃、
超硬基体に印加する直流バイアス電圧：−６００〜−１０００Ｖ、
カソード電極：金属チタン（Ｔｉ）、
上記カソード電極とアノード電極間のアーク放電電流：６０〜１００Ａ
処理時間：１〜１０分、
の条件で、超硬基体の表面をＴｉボンバード洗浄処理した状態で、ヒータで装置内を、例えば５００℃の温度に加熱保持しながら、硬質被覆層である（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層形成用カソード電極（蒸発源）として装着された所定組成を有するＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ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、一方上記超硬基体には、例えば−１００Ｖのバイアス電圧を印加した条件で、前記超硬基体の表面に、上記（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層からなる硬質被覆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。
特許第２７９３７７３号明細書

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、被覆超硬工具にはより一段の長寿命化が求められる傾向にあるが、上記の従来被覆超硬工具においては、硬質被覆層である（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層の摩耗進行が相対的に速く、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硬質被覆層に着目し、これの一段の耐摩耗性向上をはかるべく研究を行った結果、
（ａ）図４に示されるアークイオンプレーティング装置を用い、上記の従来の超硬基体表面に対するＴｉボンバード洗浄処理に代って、
装置内雰囲気：０．１Ｐａ以下の真空、
装置内加熱温度：５５０〜７００℃、
超硬基体に印加する直流バイアス電圧：−６００〜−１０００Ｖ、
カソード電極：金属クロム（Ｃｒ）、
上記カソード電極とアノード電極間のアーク放電電流：６０〜１００Ａ、
処理時間：１〜１０分、
の条件で、超硬基体表面をＣｒボンバード処理する基体表面改質処理を施した状態で、通常の条件で、硬質被覆層として上記の組成式：（Ｔｉ_{1-（X＋Ｚ）}Ａｌ_XＳｉ_Ｚ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．４５〜０．７０、Ｚは０．０１〜０．１５を示す）、を満足する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層を形成すると、この結果形成された（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層は、鋼や鋳鉄などを高速切削加工した場合にも長期に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮するようになること。

（ｂ）上記（ａ）の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層と上記の従来（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、図１に概略説明図で示される通り、表面研磨面の測定範囲内に存在する立方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射し、電子後方散乱回折像装置を用いて、所定領域を０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である{１００}面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうち、０〜４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフを作成した場合、前記従来（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層は、図３に例示される通り、{１００}面の測定傾斜角の分布が０〜４５度の範囲内で不偏的な傾斜角度数分布グラフを示すのに対して、前記（ａ）の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層の傾斜角度数分布グラフは、図２に例示される通り、傾斜角区分の特定位置にシャープな最高ピークが現れ、このシャープな最高ピークは超硬基体表面をＣｒでボンバード処理する表面改質処理に際して、カソード電極である金属Ｃｒとアノード電極間のアーク放電電流を変化させることによりグラフ横軸の傾斜角区分に現れる位置が変ること。

（ｃ）多くの試験結果によれば、上記カソード電極とアノード電極間のアーク放電電流を上記の通り６０〜１００Ａの範囲内で変化させると、上記シャープな最高ピークが傾斜角区分の８〜２０度の範囲内に現れると共に、前記８〜２０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の４５〜６５％の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示すようになり、こような傾斜角度数分布グラフを示す（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層を硬質被覆層として形成してなる被覆超硬工具は高速切削加工で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。
以上（ａ）〜（ｃ）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、アークイオンプレティング装置を用い、ＷＣ基超硬合金またはＴｉＣＮ基サーメットで構成された超硬基体の表面に、Ｃｒボンバード処理（表面改質処理）した状態で、
組成式：（Ｔｉ_{1-（X＋Ｚ）}Ａｌ_XＳｉ_Ｚ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．４５〜０．７０、Ｚは０．０１〜０．１５を示す）を満足し、かつ、１〜１５μｍの平均層厚で物理蒸着形成してなる（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎで硬質被覆層を構成し、
上記の硬質被覆層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎは、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する立方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射し、電子後方散乱回折像装置を用いて、所定領域を０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である{１００}面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうち、０〜４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフにおいて、８〜２０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記８〜２０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の４５〜６５％の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示す、被覆超硬工具に特徴を有するものである。

なお、上記の通り、この発明の被覆超硬工具の硬質被覆層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層におけるＡｌ成分には高温硬さと耐熱性を向上させ、一方同Ｔｉ成分には高温強度を向上させ、さらに同Ｓｉ成分にはＡｌとの共存において一段と耐熱性を向上させる作用があるが、Ａｌの割合を示すＸ値がＴｉとＳｉとの合量に占める割合（原子比、以下同じ）で０．４５未満になると、相対的にＴｉの割合が多くなり過ぎて、すぐれた高温硬さと耐熱性を確保することができず、摩耗進行が急激に促進するようになり、一方Ａｌの割合を示すＸ値が同０．７０を越えると、相対的にＴｉの割合が少なくなり過ぎて、高温強度が急激に低下し、チッピングが発生し易くなることから、Ｘ値を０．４５〜０．７０と定めた。
また、Ｓｉの割合を示すＺ値がＴｉとＡｌの合量に占める割合で、０．０１未満では、所望の耐熱性向上効果が得られず、一方同Ｚ値が０．１５を超えると、高温強度が低下するようになることから、Ｚ値を０．０１〜０．１５と定めた。
さらに、その平均層厚が１μｍ未満では、自身のもつすぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮するには不十分であり、一方その平均層厚が１５μｍ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１〜１５μｍと定めた。

また、上記の通り、（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層の傾斜角度数分布グラフにおける測定傾斜角の最高ピーク位置は、超硬基体表面をＣｒボンバード処理する基体表面改質処理に際して、金属Ｃｒのカソード電極とアノード電極間のアーク放電電流を変化させることによって変化するが、多くの試験の結果、前記アーク放電電流を６０〜１００Ａとした場合に、最高ピークが８〜２０度の範囲内の傾斜角区分に現れると共に、前記８〜２０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の４５〜６５％の割合を占める傾斜角度数分布グラフが得られるようになる、という結論に達したものであり、したがって、前記アーク放電電流が６０Ａ未満でも、１００Ａを越えても、測定傾斜角の最高ピーク位置は８〜２０度の範囲から外れてしまい、このような場合には所望のすぐれた耐摩耗性を発揮することができないものである。

この発明の被覆超硬工具は、特に鋼や鋳鉄などの高速切削加工に際して、硬質被覆層が一段とすぐれた耐摩耗性を発揮し、使用寿命の延命化に寄与するものである。

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、ＴｉＣ粉末、ＶＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ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、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・ＣＮＭＧ１２０４０８のチップ形状をもったＷＣ基超硬合金製の超硬基体Ａ１〜Ａ１０を形成した。

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（重量比でＴｉＣ／ＴｉＮ＝５０／５０）粉末、Ｍｏ₂Ｃ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、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、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・ＣＮＭＧ１２０４０８のチップ形状をもったＴｉＣＮ基サーメット製の超硬基体Ｂ１〜Ｂ６を形成した。

ついで、上記の超硬基体Ａ１〜Ａ１０およびＢ１〜Ｂ６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４に示されるアークイオンプレーティング装置に装着し、カソード電極（蒸発源）として、種々の成分組成をもったＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金および超硬基体表面改質処理用金属Ｃｒを装着し、まず、
装置内雰囲気：０．１Ｐａ以下の真空、
装置内加熱温度：６００℃、
超硬基体に印加する直流バイアス電圧：−８００Ｖ、
カソード電極：金属Ｃｒ、
アーク放電電流：６０〜１００Ａの範囲内の所定の電流、
処理時間：５分、
の条件で、上記カソード電極の前記金属Ｃｒとアノード電極との間にアーク放電を発生させて、上記超硬基体表面をＣｒボンバード処理する超硬基体表面改質処理を行い、ついで装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して２Ｐａの反応雰囲気とすると共に、前記超硬基体に−１００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、前記カソード電極であるＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ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せ、もって前記超硬基体の表面に、表３に示される目標組成および目標層厚の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層を蒸着することにより、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）１〜１６をそれぞれ製造した。

また、比較の目的で、図５のアークイオンプレーティング装置を用い、上記の超硬基体表面を、上記のＣｒボンバード処理による超硬表面改質処理に代って、
装置内雰囲気：０．１Ｐａ以下の真空、
装置内加熱温度：５００℃、
超硬基体に印加する直流バイアス電圧：−８００Ｖ、
カソード電極：金属Ｔｉ、
アーク放電電流：６０〜１００Ａの範囲内の所定の電流、
処理時間：５分、
の条件で、上記超硬基体の表面をＴｉボンバード洗浄処理する以外は同一の条件で（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層を蒸着することにより、表４に示される通りの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）１〜１６をそれぞれ製造した。

つぎに、上記本発明被覆超硬チップ１〜１６および従来被覆超硬チップ１〜１６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・ＳＮＣＭ４３９の丸棒、
切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１．４ｍｍ、
送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：１０分、
の条件（切削条件Ａという）での合金鋼の乾式連続高速切削加工試験（通常の切削速度は２００ｍ／ｍｉｎ．）、
被削材：ＪＩＳ・Ｓ４５Ｃの長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：３６０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１．０ｍｍ、
送り：０．２４ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：１０分、
の条件（切削条件Ｂという）での炭素鋼の乾式断続高速切削加工試験（通常の切削速度は２００ｍ／ｍｉｎ．）、さらに、
被削材：ＪＩＳ・ＦＣ３００の丸棒、
切削速度：３６０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１．２ｍｍ、
送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：１０分、
の条件（切削条件Ｃという）での鋳鉄の乾式連続高速切削加工試験（通常の切削速度は２００ｍ／ｍｉｎ．）を行い、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５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、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６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６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。
また、別途、上記超硬基体（エンドミル）Ｃ−１〜Ｃ−８とそれぞれ同じ組成をもち、かついずれも平面：１２ｍｍ×１２ｍｍ、厚さ：６ｍｍの寸法をもった電界放出型走査電子顕微鏡による傾斜角度数分布グラフ作成用試験片を用意した。

ついで、これらの超硬基体（エンドミル）Ｃ−１〜Ｃ−８および試験片を、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、同じく図４に示されるアークイオンプレーティング装置に装入し、上記実施例１と同一の条件で、超硬基体表面改質処理を行い、かつ表７に示される目標組成および目標層厚の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層を蒸着することにより、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。

また、比較の目的で、上記実施例１と同一の条件で、上記の超硬基体の表面を、上記のＷボンバード処理による超硬基体表面改質処理に代って、Ｔｉボンバード洗浄処理する以外は同一の条件で（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層を蒸着することにより、同じく表７に示される通りの（従来被覆超硬工具としての従来表面被覆超硬合金製エンドミル（以下、従来被覆超硬エンドミルと云う）１〜８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１〜８および従来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・ＳＫＤ６１の板材、
切削速度：８０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：０．２２ｍｍ、
テーブル送り：３２０ｍｍ／分、
の条件での工具鋼の乾式高速溝切削加工試験（通常の切削速度は４５ｍ／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・Ｓ５５Ｃの板材、
切削速度：１８０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：２．４ｍｍ、
テーブル送り：８００ｍｍ／分、
の条件での炭素鋼の乾式高速溝切削加工試験（通常の切削速度は１００ｍ／ｍｉｎ．）、本発明被覆超硬エンドミル７，８および従来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・ＳＣＭ４４０の板材、
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：４．５ｍｍ、
テーブル送り：４５０ｍｍ／分、
の条件での合金鋼の乾式高速溝切削加工試験（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。この測定結果を表７にそれぞれ示した。

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。
また、同じく上記超硬基体（ドリル）Ｄ−１〜Ｄ−８とそれぞれ同じ組成を有し、かついずれも平面：１２ｍｍ×１２ｍｍ、厚さ：６ｍｍの寸法をもった電界放出型走査電子顕微鏡による傾斜角度数分布グラフ作成用試験片も用意した。

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、上記の試験片と共に、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、同じく図１に示されるアークイオンプレーティング装置に装入し、上記実施例１と同一の条件で、超硬基体表面改質処理を行い、かつ表８に示される目標組成および目標層厚の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層を蒸着することにより、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。

また、比較の目的で、上記実施例１と同一の条件で、上記の超硬基体の表面を、上記のＷボンバード処理による超硬基体表面改質処理に代って、Ｔｉボンバード洗浄処理する以外は同一の条件で（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層を蒸着することにより、表８に示される通りの従来被覆超硬工具としての従来表面被覆超硬合金製ドリル（以下、従来被覆超硬ドリルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。

つぎに、上記本発明被覆超硬ドリル１〜８および従来被覆超硬ドリル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・ＳＫＤ６１の板材、
切削速度：６０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．１ｍｍ／ｒｅｖ．、
穴深さ：８ｍｍ
の条件での工具鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験（通常の切削速度は３０ｍ／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・ＦＣ２００の板材、
切削速度：１１０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．２４ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：１６ｍｍ
の条件での鋳鉄の湿式高速穴あけ切削加工試験（通常の切削速度は６０ｍ／ｍｉｎ．）、本発明被覆超硬ドリル７，８および従来被覆超硬ドリル７，８については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・ＳＣＭ４３５の板材、
切削速度：８０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．１８ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：３２ｍｍ
の条件での合金鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験（通常の切削速度は４０ｍ／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８に示した。

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１〜１６、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としての従来被覆超硬チップ１〜１６、従来被覆超硬エンドミル１〜８、および従来被覆超硬ドリル１〜８の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層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、それぞれ目標組成と実質的に同じ組成を示した。
また、これらの本発明被覆超硬工具および従来被覆超硬工具の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ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、いずれも目標値と実質的に同じ平均層厚（５点測定の平均値）を示した。

さらに、上記の本発明被覆超硬工具と従来被覆超硬工具の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用いて、傾斜角度数分布グラフをそれぞれ作成した。
すなわち、上記傾斜角度数分布グラフは、上記の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層の表面を研磨面とした状態で、電界放出型走査電子顕微鏡の鏡筒内にセットし、前記研磨面に７０度の入射角度で１５ｋＶの加速電圧の電子線を１ｎＡの照射電流で、前記表面研磨面の測定範囲内に存在する立方晶結晶格子を有する結晶粒個々に照射し、電子後方散乱回折像装置を用いて、３０×５０μｍの領域を０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である{１００}面の法線がなす傾斜角を測定し、この測定結果に基づいて、前記測定傾斜角のうち、０〜４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計することにより作成した。

この結果得られた各種の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層の傾斜角度数分布グラフにおいて、本発明被覆超硬工具の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層は、表３、表７、および表８にそれぞれ示される通り、いずれも{１００}面の測定傾斜角の分布が８〜２０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが現れる傾斜角度数分布グラフを示すのに対して、従来被覆超硬工具の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層は、表４、表７、および表８にそれぞれ示される通り、いずれも{１００}面の測定傾斜角の分布が０〜４５度の範囲内で不偏的で、最高ピークが存在しない傾斜角度数分布グラフを示すものであった。
また表３、表４、表７、および表８には、上記の本発明被覆超硬工具および従来被覆超硬工具の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層の傾斜角度数分布グラフにおいて、８〜２０度の範囲内の傾斜角区分に存在する傾斜角度数のグラフ全体の傾斜角度数に占める割合を示した。
なお、図２は、本発明被覆超硬チップ１の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層の傾斜角度数分布グラフ、図３は、従来被覆超硬チップ１の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層の傾斜角度数分布グラフをそれぞれ示すものである。

表３〜８に示される結果から、本発明被覆超硬工具は、いずれも硬質被覆層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層の{１００}面が傾斜角度数分布グラフで８〜２０度の範囲内の傾斜角区分で最高ピークを示し、すぐれた耐摩耗性を示すのに対して、硬質被覆が、{１００}面の測定傾斜角の分布が０〜４５度の範囲内で不偏的で、最高ピークが存在しない傾斜角度数分布グラフを示す（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層で構成された従来被覆超硬工具においては、相対的に摩耗進行が速く、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、各種鋼や鋳鉄などの連続切削や断続切削を高速切削条件で行った場合にもすぐれた耐摩耗性を示し、長期に亘ってすぐれた切削性能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。

硬質被覆層を構成する各種（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層における結晶粒の結晶面である{１００}面の法線が表面研磨面の法線に対する傾斜角の測定範囲を示す概略説明図である。本発明被覆超硬チップ１の硬質被覆層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層の{１００}面の傾斜角度数分布グラフである。従来被覆超硬チップ１の硬質被覆層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層の{１００}面の傾斜角度数分布グラフである。本発明被覆超硬工具の硬質被覆層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層の形成に用いたアークイオンプレーティング装置の概略説明図である。従来被覆超硬工具の硬質被覆層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層の形成に用いたアークイオンプレーティング装置の概略説明図である。

Claims

アークイオンプレティング装置を用い、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基体の表面に、Ｃｒボンバード処理（表面改質処理）した状態で、
組成式：（Ｔｉ_{1-（X＋Ｚ）}Ａｌ_XＳｉ_Ｚ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．４５〜０．７０、Ｚは０．０１〜０．１５を示す）を満足し、かつ、１〜１５μｍの平均層厚で物理蒸着形成してなるＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物層で硬質被覆層を構成し、
上記の硬質被覆層を構成するＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物層は、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する立方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射し、電子後方散乱回折像装置を用いて、所定領域を０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である{１００}面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうち、０〜４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフにおいて、８〜２０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記８〜２０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の４５〜６５％の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示すこと、
を特徴とする硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する被覆超硬合金製切削工具。