JP4748450B2 - 高速断続切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 - Google Patents
高速断続切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 Download PDFInfo
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Description
この発明は、特に、切刃に対して大きな機械的衝撃がかかる高速断続切削加工で、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具（以下、被覆工具という）に関するものである。
従来、炭化タングステン（以下、ＷＣで示す）基超硬合金、炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）基サーメット、または立方晶窒化ほう素（以下、ｃＢＮで示す）基超高圧焼結材料で構成された基体（以下、これらを総称して工具基体という）の表面に、
組成式：（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．４〜０．６を示す）、
を満足するＴｉとＡｌの複合窒化物［以下、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎで示す］層からなる硬質被覆層を蒸着形成してなる被覆工具が知られており、かつ前記被覆工具の硬質被覆層である（Ｔｉ，Ａｌ）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するようになることから、これを各種の一般鋼や普通鋳鉄などの連続切削や断続切削加工に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。
特許第２６４４７１０号明細書
特開平９−２９１３５３号公報
組成式：（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．４〜０．６を示す）、
を満足するＴｉとＡｌの複合窒化物［以下、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎで示す］層からなる硬質被覆層を蒸着形成してなる被覆工具が知られており、かつ前記被覆工具の硬質被覆層である（Ｔｉ，Ａｌ）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するようになることから、これを各種の一般鋼や普通鋳鉄などの連続切削や断続切削加工に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。
近年の切削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、切削加工は一段と高速化の傾向にあるが、上記の従来被覆工具においては、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、特にこれを切削条件の厳しい高速断続切削加工に用いた場合は、硬質被覆層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層は、高温強度が不十分なため機械的衝撃に対して満足に対応することができず、この結果、硬質被覆層にはチッピング（微小欠け）が発生しやすくなり、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、上記被覆工具の耐チッピング性の向上を図るべく、これの硬質被覆層である（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層、すなわち図２（ａ）に模式図で示される通り、格子点にＴｉ、Ａｌ、および窒素からなる構成原子がそれぞれ存在するＮａＣｌ型面心立方晶の結晶構造（なお、図２（ｂ）は（０１１）面で切断した状態を示す）を有する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層に着目し、研究を行った結果、
（ａ）従来被覆工具の硬質被覆層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層は、例えば、通常の物理蒸着装置の１種であるアークイオンプレーティング装置にて、工具基体を装入し、ヒータで装置内を例えば５００℃に加熱した状態で、所定組成のＴｉ−Ａｌ合金からなるカソード電極（蒸発源）とアノード電極との間に例えば１００Ａの電流を印加して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、一方工具基体には例えば−５０Ｖのバイアス電圧を印加するという条件下（以下、通常成膜条件という）で、成膜されるが、これを、図１（ａ）、（ｂ）に示すように、例えば、炉体の上下面外周および４側面外周の計６箇所に電磁コイル１〜６を設置し、電磁コイルにＤＣ電力を供給し、それぞれの電磁コイルに４００Ｇ程度の磁場を発生させると、炉内には特殊な磁場の状態が形成され、そして、このような特殊な磁場中で、前記通常成膜条件による（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層の蒸着成膜を行うと、この結果の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層（以下、改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層という）は、通常成膜条件で形成された（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層に比べ、一段と高温強度が向上し、すぐれた耐機械的衝撃性を具備するようになることから、特に激しい機械的衝撃を伴う高速断続切削加工でも、前記硬質被覆層はすぐれた耐チッピング性を発揮し、長期にわたってすぐれた耐摩耗性を示すようになること。
（ａ）従来被覆工具の硬質被覆層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層は、例えば、通常の物理蒸着装置の１種であるアークイオンプレーティング装置にて、工具基体を装入し、ヒータで装置内を例えば５００℃に加熱した状態で、所定組成のＴｉ−Ａｌ合金からなるカソード電極（蒸発源）とアノード電極との間に例えば１００Ａの電流を印加して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、一方工具基体には例えば−５０Ｖのバイアス電圧を印加するという条件下（以下、通常成膜条件という）で、成膜されるが、これを、図１（ａ）、（ｂ）に示すように、例えば、炉体の上下面外周および４側面外周の計６箇所に電磁コイル１〜６を設置し、電磁コイルにＤＣ電力を供給し、それぞれの電磁コイルに４００Ｇ程度の磁場を発生させると、炉内には特殊な磁場の状態が形成され、そして、このような特殊な磁場中で、前記通常成膜条件による（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層の蒸着成膜を行うと、この結果の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層（以下、改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層という）は、通常成膜条件で形成された（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層に比べ、一段と高温強度が向上し、すぐれた耐機械的衝撃性を具備するようになることから、特に激しい機械的衝撃を伴う高速断続切削加工でも、前記硬質被覆層はすぐれた耐チッピング性を発揮し、長期にわたってすぐれた耐摩耗性を示すようになること。
（ｂ）上記の従来被覆工具の硬質被覆層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層（以下、従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層という）と上記（ａ）の改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層について、
電界放出型走査電子顕微鏡を用い、図３（ａ），（ｂ）に概略説明図で例示される通り、表面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、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（００１）面および（０１１）面の法線がなす傾斜角（図３(ａ)には前記結晶面のうち（００１）面の傾斜角が０度、（０１１）面の傾斜角が４５度の場合、同（ｂ）には（００１）面の傾斜角が４５度、（０１１）面の傾斜角が０度の場合を示しているが、これらの角度を含めて前記結晶粒個々のすべての傾斜角）を測定し、この場合前記結晶粒は、上記の通り格子点にＴｉ、Ａｌ、窒素からなる構成原子がそれぞれ存在するＮａＣｌ型面心立方晶の結晶構造を有し、この結果得られた測定傾斜角に基づいて、相互に隣接する結晶粒の界面で、前記構成原子のそれぞれが前記結晶粒相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（ＮはＮａＣｌ型面心立方晶の結晶構造上２以上の偶数となる）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表し、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体（ただし、頻度の関係でＮの上限値を２８とする）に占める分布割合を示す構成原子共有格子点分布グラフを作成した場合、いずれのＴｉＡｌＮ層もΣ３に最高ピークが存在するが、前記従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層は、図５に例示される通り、Σ３の分布割合が３０％以下の相対的に低い構成原子共有格子点分布グラフを示すのに対して、前記改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層は、図４に例示される通り、Σ３の分布割合が５０％〜８０％のきわめて高い構成原子共有格子点分布グラフを示し、この高いΣ３の分布割合は、蒸着成膜時の炉内磁場分布によって変化すること。
電界放出型走査電子顕微鏡を用い、図３（ａ），（ｂ）に概略説明図で例示される通り、表面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、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（００１）面および（０１１）面の法線がなす傾斜角（図３(ａ)には前記結晶面のうち（００１）面の傾斜角が０度、（０１１）面の傾斜角が４５度の場合、同（ｂ）には（００１）面の傾斜角が４５度、（０１１）面の傾斜角が０度の場合を示しているが、これらの角度を含めて前記結晶粒個々のすべての傾斜角）を測定し、この場合前記結晶粒は、上記の通り格子点にＴｉ、Ａｌ、窒素からなる構成原子がそれぞれ存在するＮａＣｌ型面心立方晶の結晶構造を有し、この結果得られた測定傾斜角に基づいて、相互に隣接する結晶粒の界面で、前記構成原子のそれぞれが前記結晶粒相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（ＮはＮａＣｌ型面心立方晶の結晶構造上２以上の偶数となる）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表し、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体（ただし、頻度の関係でＮの上限値を２８とする）に占める分布割合を示す構成原子共有格子点分布グラフを作成した場合、いずれのＴｉＡｌＮ層もΣ３に最高ピークが存在するが、前記従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層は、図５に例示される通り、Σ３の分布割合が３０％以下の相対的に低い構成原子共有格子点分布グラフを示すのに対して、前記改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層は、図４に例示される通り、Σ３の分布割合が５０％〜８０％のきわめて高い構成原子共有格子点分布グラフを示し、この高いΣ３の分布割合は、蒸着成膜時の炉内磁場分布によって変化すること。
（ｃ）上記の改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層は、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層自体が具備する高温硬さと高温強度に加えて、上記従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層に比して一段と高い高温強度を有するので、これを硬質被覆層として蒸着形成してなる被覆工具は、特に高速での断続切削加工に用いた場合にも、前記従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層を蒸着形成してなる被覆工具に比して、硬質被覆層が一段とすぐれた耐チッピング性を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。
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、ＷＣ基超硬合金、ＴｉＣＮ基サーメット、またはｃＢＮ基超高圧焼結材料で構成された工具基体の表面に、
１〜６μｍの平均層厚を有するＴｉとＡｌの複合窒化物からなる硬質被覆層を蒸着形成してなる表面被覆切削工具において、
前記硬質被覆層の組成式を（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎと表したときに、
０．４≦Ｘ≦０．６（ただし、Ｘは原子比を示す）を満足し、かつ、
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結晶粒個々に電子線を照射して、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（００１）面および（０１１）面の法線がなす傾斜角を測定し、この場合前記結晶粒は、格子点にＴｉ、Ａｌ、窒素からなる構成原子がそれぞれ存在するＮａＣｌ型面心立方晶の結晶構造を有し、この結果得られた測定傾斜角に基づいて、相互に隣接する結晶粒の界面で、前記構成原子のそれぞれが前記結晶粒相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（ＮはＮａＣｌ型面心立方晶の結晶構造上２以上の偶数となる）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体（ただし、頻度の関係でＮの上限値を２８とする）に占める分布割合を示す構成原子共有格子点分布グラフにおいて、Σ３に最高ピークが存在し、かつ前記Σ３のΣＮ＋１全体に占める分布割合が５０％〜８０％である構成原子共有格子点分布グラフを示す窒化チタンアルミニウム層、
で構成したことを特徴とする高速断続切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する被覆工具（表面被覆切削工具）に特徴を有するものである。
１〜６μｍの平均層厚を有するＴｉとＡｌの複合窒化物からなる硬質被覆層を蒸着形成してなる表面被覆切削工具において、
前記硬質被覆層の組成式を（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎと表したときに、
０．４≦Ｘ≦０．６（ただし、Ｘは原子比を示す）を満足し、かつ、
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結晶粒個々に電子線を照射して、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（００１）面および（０１１）面の法線がなす傾斜角を測定し、この場合前記結晶粒は、格子点にＴｉ、Ａｌ、窒素からなる構成原子がそれぞれ存在するＮａＣｌ型面心立方晶の結晶構造を有し、この結果得られた測定傾斜角に基づいて、相互に隣接する結晶粒の界面で、前記構成原子のそれぞれが前記結晶粒相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（ＮはＮａＣｌ型面心立方晶の結晶構造上２以上の偶数となる）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体（ただし、頻度の関係でＮの上限値を２８とする）に占める分布割合を示す構成原子共有格子点分布グラフにおいて、Σ３に最高ピークが存在し、かつ前記Σ３のΣＮ＋１全体に占める分布割合が５０％〜８０％である構成原子共有格子点分布グラフを示す窒化チタンアルミニウム層、
で構成したことを特徴とする高速断続切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する被覆工具（表面被覆切削工具）に特徴を有するものである。
つぎに、この発明の被覆工具の硬質被覆層である窒化チタンアルミニウム層[改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層]について、上記の通りに数値限定した理由を以下に説明する。
（ａ）組成式（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎ
組成式（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎで表される成分組成の硬質被覆層におけるＴｉ成分は高温強度の維持、Ａｌ成分は高温硬さと耐熱性の向上に寄与することから、硬質被覆層は、所定の高温強度、高温硬さおよび耐熱性を具備する層であるが、Ａｌの含有割合Ｘが６０原子％を超えると、硬質被覆層の高温硬さと耐熱性は向上するものの、Ｔｉ含有割合の相対的な減少によって、高温強度が低下しチッピングを発生しやすくなり、一方、Ａｌの含有割合Ｘが４０原子％未満になると、高温硬さと耐熱性が低下し、その結果、耐摩耗性の低下がみられるようになることから、Ａｌの含有割合Ｘの値を０．４０〜０．６０と定めた。
（ａ）組成式（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎ
組成式（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎで表される成分組成の硬質被覆層におけるＴｉ成分は高温強度の維持、Ａｌ成分は高温硬さと耐熱性の向上に寄与することから、硬質被覆層は、所定の高温強度、高温硬さおよび耐熱性を具備する層であるが、Ａｌの含有割合Ｘが６０原子％を超えると、硬質被覆層の高温硬さと耐熱性は向上するものの、Ｔｉ含有割合の相対的な減少によって、高温強度が低下しチッピングを発生しやすくなり、一方、Ａｌの含有割合Ｘが４０原子％未満になると、高温硬さと耐熱性が低下し、その結果、耐摩耗性の低下がみられるようになることから、Ａｌの含有割合Ｘの値を０．４０〜０．６０と定めた。
（ｂ）Σ３の分布割合
上記の改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層の構成原子共有格子点分布グラフにおけるΣ３の分布割合は、上記の通り蒸着成膜時の炉内磁場分布を変化させることによって５０％〜８０％とすることができるが、この場合Σ３の分布割合が５０％未満では、高速断続切削加工で、硬質被覆層にチッピングが発生しない、すぐれた高温強度向上効果を確保することができず、したがってΣ３の分布割合は高ければ高いほど望ましいが、Σ３の分布割合を８０％を越えて高くすることは層形成上困難であることから、Σ３の分布割合を５０％〜８０％と定めた。このように前記改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層は、上記の通り（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ自体のもつ高温硬さと高温強度と耐熱性に加えて、さらに一段とすぐれた高温強度を有するようになる。
上記の改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層の構成原子共有格子点分布グラフにおけるΣ３の分布割合は、上記の通り蒸着成膜時の炉内磁場分布を変化させることによって５０％〜８０％とすることができるが、この場合Σ３の分布割合が５０％未満では、高速断続切削加工で、硬質被覆層にチッピングが発生しない、すぐれた高温強度向上効果を確保することができず、したがってΣ３の分布割合は高ければ高いほど望ましいが、Σ３の分布割合を８０％を越えて高くすることは層形成上困難であることから、Σ３の分布割合を５０％〜８０％と定めた。このように前記改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層は、上記の通り（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ自体のもつ高温硬さと高温強度と耐熱性に加えて、さらに一段とすぐれた高温強度を有するようになる。
（ｃ）平均層厚
硬質被覆層の平均層厚が１μｍ未満では、自身のもつ耐熱性、高温硬さおよび高温強度を硬質被覆層に長期に亘って付与できず、工具寿命短命の原因となり、一方その平均層厚が６μｍ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１〜６μｍと定めた。
硬質被覆層の平均層厚が１μｍ未満では、自身のもつ耐熱性、高温硬さおよび高温強度を硬質被覆層に長期に亘って付与できず、工具寿命短命の原因となり、一方その平均層厚が６μｍ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１〜６μｍと定めた。
なお、工具基体と改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層との十分な密着性を確保するために、基体と改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層との間に窒化チタン（ＴｉＮ）層を介在させることができるが、該ＴｉＮ層は、その層厚が０．０１μｍ未満では密着性改善の効果が少なく、一方、０．５μｍを超えた層厚としても密着性の更なる向上が期待できるわけではないことから、工具基体と改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層との間に介在させるＴｉＮ層の層厚は、０．０１〜０．５μｍとすることが望ましい。
この発明の被覆工具は、切刃に対してきわめて大きな機械的衝撃がかかる鋼や鋳鉄などの高速断続切削加工でも、硬質被覆層である改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層が一段とすぐれた高温強度を有し、すぐれた耐チッピング性を発揮することから、硬質被覆層にチッピングの発生なく、すぐれた耐摩耗性を示すものである。
つぎに、この発明の被覆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、ＺｒＣ粉末、ＶＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ3Ｃ2粉末、ＴｉＮ粉末、ＴａＮ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、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、９８ＭＰａ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５Ｐａの真空中、１３７０〜１４７０℃の範囲内の所定の温度に１時間保持の条件で真空焼結し、焼結後、切刃部にＲ：０．０７ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ・ＣＮＭＧ１２０４０８に規定するスローアウエイチップ形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体Ａ〜Ｆをそれぞれ製造した。
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（質量比で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、９８ＭＰａの圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を１．３ｋＰａ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：０．０７ｍｍのホーニング加工を施すことにより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Ｇ〜Ｌを形成した。
さらに、原料粉末として、いずれも０．５〜４μｍの範囲内の平均粒径を有する立方晶窒化硼素（ｃＢＮ）粉末、窒化チタン（ＴｉＮ）粉末、Ａｌ粉末、酸化アルミニウム（Ａｌ２Ｏ３）粉末を用意し、これら原料粉末を表３に示される配合組成に配合し、ボールミルで８０時間湿式混合し、乾燥した後、１２０ＭＰａの圧力で直径：５０ｍｍ×厚さ：１．５ｍｍの寸法をもった圧粉体にプレス成形し、ついでこの圧粉体を、圧力：１Ｐａの真空雰囲気中、９００〜１３００℃の範囲内の所定温度に６０分間保持の条件で焼結して切刃片用予備焼結体とし、この予備焼結体を、別途用意した、Ｃｏ：８質量％、ＷＣ：残りの組成、並びに直径：５０ｍｍ×厚さ：２ｍｍの寸法をもったＷＣ基超硬合金製支持片と重ね合わせた状態で、通常の超高圧焼結装置に装入し、通常の条件である圧力：５ＧＰａ、温度：１２００〜１４００℃の範囲内の所定温度に保持時間：０．８時間の条件で超高圧焼結し、焼結後上下面をダイヤモンド砥石を用いて研磨し、ワイヤー放電加工装置にて一辺３ｍｍの正三角形状に分割し、さらにＣｏ：５質量％、ＴａＣ：５質量％、ＷＣ：残りの組成およびＣＩＳ規格ＳＮＧＡ１２０４１２の形状（厚さ：４．７６mm×一辺長さ：１２．７mmの正三角形）をもったＷＣ基超硬合金製チップ本体のろう付け部（コーナー部）に、質量％で、Ｃｕ：２６％、Ｔｉ：５％、Ｎｉ：２．５％、Ａｇ：残りからなる組成を有するＡｇ合金のろう材を用いてろう付けし、所定寸法に外周加工した後、切刃部に幅：０．１３ｍｍ、角度：２５°のホーニング加工を施し、さらに仕上げ研摩を施すことによりＩＳＯ規格ＳＮＧＡ１２０４１２のチップ形状をもった工具基体Ｍ〜Ｒをそれぞれ製造した。
つぎに、これらの工具基体Ａ〜Ｆ、Ｇ〜ＬおよびＭ〜Ｒ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１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そって装着し、カソード電極（蒸発源）として、表５〜７に示される目標組成に対応した成分組成をもった改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層形成用のＴｉ−Ａｌ合金を配置し、
（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、ヒーターで装置内を５００℃に加熱した後、Ａｒガスを導入して、０．７Ｐａの雰囲気とすると共に、前記テーブル上で自転しながら回転する工具基体に−２００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、もって工具基体表面をアルゴンイオンによってボンバード洗浄し、
（ｃ）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、かつ前記カソード電極（改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層形成用のＴｉ−Ａｌ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、同時に、図１に示されるように装置（炉体）の上下面外周および４側面外周の計６箇所に設置した各電磁コイル１〜６に給電して表４に示す磁場を生じさせ、装置内に直流磁場を形成し、前記工具基体の表面に、表５〜７に示される目標組成および目標層厚の改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層を蒸着形成することにより、本発明被覆工具１〜１８をそれぞれ製造した。
（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、ヒーターで装置内を５００℃に加熱した後、Ａｒガスを導入して、０．７Ｐａの雰囲気とすると共に、前記テーブル上で自転しながら回転する工具基体に−２００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、もって工具基体表面をアルゴンイオンによってボンバード洗浄し、
（ｃ）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、かつ前記カソード電極（改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層形成用のＴｉ−Ａｌ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、同時に、図１に示されるように装置（炉体）の上下面外周および４側面外周の計６箇所に設置した各電磁コイル１〜６に給電して表４に示す磁場を生じさせ、装置内に直流磁場を形成し、前記工具基体の表面に、表５〜７に示される目標組成および目標層厚の改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層を蒸着形成することにより、本発明被覆工具１〜１８をそれぞれ製造した。
また、比較の目的で、蒸着形成時に、装置内に直流磁場の形成を行わない以外は、本発明被覆工具１〜１８の製造の場合と全く同じ条件で従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層を蒸着形成することにより、従来被覆工具１〜１８をそれぞれ製造した。
ついで、上記の本発明被覆工具と従来被覆工具の硬質被覆層を構成する改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用いて、構成原子共有格子点分布グラフをそれぞれ作成した。
すなわち、上記構成原子共有格子点分布グラフは、上記の改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および従来（Ｔｉ，Ａｌ）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結晶粒個々に照射して、電子後方散乱回折像装置を用い、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（００１）面および（０１１）面の法線がなす傾斜角を測定し、この結果得られた測定傾斜角に基づいて、相互に隣接する結晶粒の界面で、前記構成原子のそれぞれが前記結晶粒相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（ＮはＮａＣｌ型面心立方晶の結晶構造上２以上の偶数となる）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で現した場合、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体（ただし、頻度の関係でＮの上限値を２８とする）に占める分布割合を求めることにより作成した。
すなわち、上記構成原子共有格子点分布グラフは、上記の改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および従来（Ｔｉ，Ａｌ）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結晶粒個々に照射して、電子後方散乱回折像装置を用い、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（００１）面および（０１１）面の法線がなす傾斜角を測定し、この結果得られた測定傾斜角に基づいて、相互に隣接する結晶粒の界面で、前記構成原子のそれぞれが前記結晶粒相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（ＮはＮａＣｌ型面心立方晶の結晶構造上２以上の偶数となる）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で現した場合、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体（ただし、頻度の関係でＮの上限値を２８とする）に占める分布割合を求めることにより作成した。
この結果得られた各種の改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層の構成原子共有格子点分布グラフにおいて、ΣＮ＋１全体（Ｎは２〜２８の範囲内のすべての偶数）に占めるΣ３の分布割合をそれぞれ表５〜７にそれぞれ示した。
上記の各種の構成原子共有格子点分布グラフにおいて、表５〜７にそれぞれ示される通り、本発明被覆工具の改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層は、いずれもΣ３の占める分布割合が５０％〜８０％である構成原子共有格子点分布グラフを示すのに対して、従来被覆工具の従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層は、いずれもΣ３の分布割合が３０％以下の構成原子共有格子点分布グラフを示すものであった。
なお、図４は、本発明被覆工具１の改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層の構成原子共有格子点分布グラフ、図５は、従来被覆工具１の従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層の構成原子共有格子点分布グラフをそれぞれ示すものである。
なお、図４は、本発明被覆工具１の改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層の構成原子共有格子点分布グラフ、図５は、従来被覆工具１の従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層の構成原子共有格子点分布グラフをそれぞれ示すものである。
さらに、上記の本発明被覆工具１〜１８および従来被覆工具１〜１８について、これの硬質被覆層の構成層を電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）およびオージェ分光分析装置を用いて観察（層の縦断面を観察）したところ、前者および後者とも目標組成と実質的に同じ組成を有するＴｉとＡｌの複合酸化物層からなることが確認された。また、これらの被覆工具の硬質被覆層の厚さを、走査型電子顕微鏡を用いて測定（同じく縦断面測定）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。
つぎに、上記の各種の被覆工具をいずれも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、本発明被覆工具１〜１８および従来被覆工具１〜１８について、以下のような切削試験を行った。
本発明被覆工具１〜６および従来被覆工具１〜６について、
切削条件（Ａ−１）；
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： ２５０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： １．５ ｍｍ、
送り： ０．２４ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ３ 分、
の条件での合金鋼の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は１８０ｍ／ｍｉｎ）、
切削条件（Ｂ−１）；
被削材：ＪＩＳ・Ｓ５０Ｃの長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： ２８０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： １．６ ｍｍ、
送り： ０．２０ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ３ 分、
の条件での炭素鋼の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は２００ｍ／ｍｉｎ）、
切削条件（Ｃ−１）；
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： ２５０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ２．０ ｍｍ、
送り： ０．２１ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ３ 分、
の条件でのステンレス鋼の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は１８０ｍ／ｍｉｎ）を行い、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。この測定結果を表８に示した。
切削条件（Ａ−１）；
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： ２５０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： １．５ ｍｍ、
送り： ０．２４ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ３ 分、
の条件での合金鋼の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は１８０ｍ／ｍｉｎ）、
切削条件（Ｂ−１）；
被削材：ＪＩＳ・Ｓ５０Ｃの長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： ２８０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： １．６ ｍｍ、
送り： ０．２０ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ３ 分、
の条件での炭素鋼の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は２００ｍ／ｍｉｎ）、
切削条件（Ｃ−１）；
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： ２５０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ２．０ ｍｍ、
送り： ０．２１ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ３ 分、
の条件でのステンレス鋼の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は１８０ｍ／ｍｉｎ）を行い、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。この測定結果を表８に示した。
また、本発明被覆工具７〜１２および従来被覆工具７〜１２について、
切削条件（Ａ−２）；
被削材：ＪＩＳ・ＳＮＣＭ４３９の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： ２５０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ２．０ ｍｍ、
送り： ０．１５ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ３ 分、
の条件での合金鋼の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は１５０ｍ／ｍｉｎ）、
切削条件（Ｂ−２）；
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： ２８０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ２．５ ｍｍ、
送り： ０．１２ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ３ 分、
の条件での炭素鋼の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は１８０ｍ／ｍｉｎ）、
切削条件（Ｃ−２）；
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： ２４０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： １．５ ｍｍ、
送り： ０．１６ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ３ 分、
の条件でのステンレス鋼の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は１５０ｍ／ｍｉｎ）を行い、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。この測定結果を表９に示した。
切削条件（Ａ−２）；
被削材：ＪＩＳ・ＳＮＣＭ４３９の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： ２５０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ２．０ ｍｍ、
送り： ０．１５ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ３ 分、
の条件での合金鋼の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は１５０ｍ／ｍｉｎ）、
切削条件（Ｂ−２）；
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： ２８０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ２．５ ｍｍ、
送り： ０．１２ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ３ 分、
の条件での炭素鋼の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は１８０ｍ／ｍｉｎ）、
切削条件（Ｃ−２）；
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： ２４０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： １．５ ｍｍ、
送り： ０．１６ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ３ 分、
の条件でのステンレス鋼の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は１５０ｍ／ｍｉｎ）を行い、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。この測定結果を表９に示した。
また、本発明被覆工具１３〜１８および従来被覆工具１３〜１８について、
切削条件（Ａ−３）；
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４１５（ＨＲＣ６１）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： １８０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ０．１５ ｍｍ、
送り： ０．１２ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ６ 分、
の条件での浸炭焼入合金鋼の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は１２０ｍ／ｍｉｎ）、
切削条件（Ｂ−３）；
被削材：ＪＩＳ・ＳＣｒ４２０（ＨＲＣ６０）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： ２００ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ０．２ ｍｍ、
送り： ０．１０ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ５ 分、
の条件での浸炭焼入クロム鋼の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は１１０ｍ／ｍｉｎ）、
切削条件（Ｃ−３）；
被削材：ＪＩＳ・ＳＵＪ２（ＨＲＣ５８）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： ２２０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ０．１２ ｍｍ、
送り： ０．０８ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ３ 分、
の条件での焼入軸受鋼の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は１３０ｍ／ｍｉｎ）を行い、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。この測定結果を表１０に示した。
切削条件（Ａ−３）；
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４１５（ＨＲＣ６１）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： １８０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ０．１５ ｍｍ、
送り： ０．１２ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ６ 分、
の条件での浸炭焼入合金鋼の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は１２０ｍ／ｍｉｎ）、
切削条件（Ｂ−３）；
被削材：ＪＩＳ・ＳＣｒ４２０（ＨＲＣ６０）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： ２００ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ０．２ ｍｍ、
送り： ０．１０ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ５ 分、
の条件での浸炭焼入クロム鋼の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は１１０ｍ／ｍｉｎ）、
切削条件（Ｃ−３）；
被削材：ＪＩＳ・ＳＵＪ２（ＨＲＣ５８）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： ２２０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ０．１２ ｍｍ、
送り： ０．０８ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ３ 分、
の条件での焼入軸受鋼の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は１３０ｍ／ｍｉｎ）を行い、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。この測定結果を表１０に示した。
表５〜１０に示される結果から、本発明被覆工具１〜１８は、いずれも硬質被覆層が、Σ３の分布割合が５０％〜８０％の構成原子共有格子点分布グラフを示す改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層で構成され、機械的衝撃がきわめて高い鋼や鋳鉄の高速断続切削でも、前記改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層が一段とすぐれた高温強度を有し、すぐれた耐チッピング性を発揮することから、硬質被覆層のチッピング発生が著しく抑制され、すぐれた耐摩耗性を示すのに対して、硬質被覆層が、Σ３の分布割合が３０％以下の構成原子共有格子点分布グラフを示す従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層で構成された従来被覆工具１〜１８においては、いずれも高速断続切削では硬質被覆層の耐機械的衝撃性が不十分であるために、硬質被覆層にチッピングが発生し、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、この発明の被覆工具は、各種鋼や鋳鉄などの通常の条件での連続切削や断続切削は勿論のこと、特に高い高温強度が要求される高速断続切削でも硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を示し、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。
Claims (1)
- 炭化タングステン基超硬合金、炭窒化チタン基サーメット、または立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料で構成された工具基体の表面に、
１〜６μｍの平均層厚を有するＴｉとＡｌの複合窒化物からなる硬質被覆層を蒸着形成してなる表面被覆切削工具において、
前記硬質被覆層の組成式を（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎと表したときに、
０．４≦Ｘ≦０．６（ただし、Ｘは原子比を示す）を満足し、かつ、
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結晶粒個々に電子線を照射して、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（００１）面および（０１１）面の法線がなす傾斜角を測定し、この場合前記結晶粒は、格子点にＴｉ、Ａｌ、窒素からなる構成原子がそれぞれ存在するＮａＣｌ型面心立方晶の結晶構造を有し、この結果得られた測定傾斜角に基づいて、相互に隣接する結晶粒の界面で、前記構成原子のそれぞれが前記結晶粒相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（ＮはＮａＣｌ型面心立方晶の結晶構造上２以上の偶数となる）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体（ただし、頻度の関係でＮの上限値を２８とする）に占める分布割合を示す構成原子共有格子点分布グラフにおいて、Σ３に最高ピークが存在し、かつ前記Σ３のΣＮ＋１全体に占める分布割合が５０％〜８０％である構成原子共有格子点分布グラフを示す窒化チタンアルミニウム層、
で構成したことを特徴とする高速断続切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具。
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