JP4761138B2 - 高硬度鋼の高速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サーメット製切削スローアウエイチップ - Google Patents
高硬度鋼の高速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サーメット製切削スローアウエイチップ Download PDFInfo
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Description
この発明は、特に合金工具鋼や軸受け鋼の焼入れ材などの高硬度鋼の高速切削加工に用いた場合に、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サーメット製切削スローアウエイチップ（以下、被覆切削チップという）に関するものである。
従来、一般に、例えば図１４に概略斜視図に例示される通り、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、かつ中心部に工具取り付け用ボルト貫通孔（取り付けがクランプ駒による挟み締めで行われる形式の場合には、前記ボルト貫通孔が存在しない形状となる）を有するサーメット基体（以下、これらを総称してチップ基体という）の切刃稜線部を含むすくい面および逃げ面の全面に、
（１）第１層として、化学蒸着形成された窒化チタン（以下、ＴｉＮで示す）層および炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）層のうちのいずれか、または両層の積層からなり、かつ０．１〜１μｍの平均層厚を有する第１密着接合層、
（２）第２層として、化学蒸着形成され、
組成式：（Ｔｉ１−ＡＺｒＡ）Ｃ１−ＢＮＢ（ただし、原子比で、Ａは０．０２〜０．１５、Ｂは０．３〜０．５５）、
を満足するＴｉとＺｒの複合炭窒化物［以下、（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮで示す］層からなり、かつ２．５〜１５μｍの平均層厚を有する高温強化層、
（３）第３層として、化学蒸着形成された炭酸化チタン（以下、ＴｉＣＯで示す）層および炭窒酸化チタン（以下、ＴｉＣＮＯで示す）層のうちのいずれか、または両層の積層からなり、かつ０．１〜１μｍの平均層厚を有する第２密着接合層、
（４）第４層として、化学蒸着形成された酸化アルミニウム（以下、Ａｌ2Ｏ3で示す）層からなり、かつ１〜１５μｍの平均層厚を有する高温硬質層、
以上（１）〜（４）で構成された硬質被覆層を形成してなる被覆切削チップが知られており、この被覆切削チップが、例えば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知られている。
さらに、上記の被覆切削チップの硬質被覆層の第４層を構成するＡｌ2Ｏ3層（高温硬質層）の表面を、切削性能を向上させる目的でウエットブラスト処理して、平滑化することも知られている。
特開２００１−１１６３２号公報
（１）第１層として、化学蒸着形成された窒化チタン（以下、ＴｉＮで示す）層および炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）層のうちのいずれか、または両層の積層からなり、かつ０．１〜１μｍの平均層厚を有する第１密着接合層、
（２）第２層として、化学蒸着形成され、
組成式：（Ｔｉ１−ＡＺｒＡ）Ｃ１−ＢＮＢ（ただし、原子比で、Ａは０．０２〜０．１５、Ｂは０．３〜０．５５）、
を満足するＴｉとＺｒの複合炭窒化物［以下、（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮで示す］層からなり、かつ２．５〜１５μｍの平均層厚を有する高温強化層、
（３）第３層として、化学蒸着形成された炭酸化チタン（以下、ＴｉＣＯで示す）層および炭窒酸化チタン（以下、ＴｉＣＮＯで示す）層のうちのいずれか、または両層の積層からなり、かつ０．１〜１μｍの平均層厚を有する第２密着接合層、
（４）第４層として、化学蒸着形成された酸化アルミニウム（以下、Ａｌ2Ｏ3で示す）層からなり、かつ１〜１５μｍの平均層厚を有する高温硬質層、
以上（１）〜（４）で構成された硬質被覆層を形成してなる被覆切削チップが知られており、この被覆切削チップが、例えば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知られている。
さらに、上記の被覆切削チップの硬質被覆層の第４層を構成するＡｌ2Ｏ3層（高温硬質層）の表面を、切削性能を向上させる目的でウエットブラスト処理して、平滑化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、上記の従来被覆切削チップにおいては、被削材が合金工具鋼や軸受け鋼の焼入れ材などの高硬度鋼である場合、切削速度が１３０ｍ／ｍｉｎ．前後である場合には、硬質被覆層にチッピング（微少欠け）の発生は起りづらいが、切削速度が２５０ｍ／ｍｉｎ．以上の高速で切削加工を行なった場合には、硬質被覆層にチッピング（微少欠け）が発生し易く、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、上記の高硬度鋼の被削材を切削速度が２５０ｍ／ｍｉｎ．以上の高速で切削加工を行なった場合にも、硬質被覆層にチッピングの発生がない被覆切削チップを開発すべく、特に硬質被覆層の第２層の高温強化層である（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層、すなわちＺｒ成分含有による耐熱性と、Ｔｉ成分含有による相対的に高い高温強度を有し、かつ図１（ａ）に模式図で示される通り、格子点にＴｉ、Ｚｒ、炭素、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１（ｂ）は（０１１）面で切断した状態を示す）を有する（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層に着目し、研究を行った結果、
（ａ−１）従来被覆切削チップの硬質被覆層を構成する第２層の高温強化層（以下、従来高温強化層という）である（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層（以下、従来（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層という）は、例えば、通常の化学蒸着装置にて、
反応ガス組成：容量％で、ＴｉＣｌ４：１〜５％、ＺｒＣｌ４：０．１〜１％、ＣＨ３ＣＮ：０．６〜５％、Ｎ2：２５〜４５％、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：７５０〜９８０℃、
反応雰囲気圧力：２．７〜１３．５ｋＰａ、
の条件（通常条件という）で蒸着形成されるが、これを、
反応ガス組成：容量％で、ＴｉＣｌ４：１５〜２０％、ＺｒＣｌ４：０．５〜３％、ＣＨ３ＣＮ：５〜１０％、ＣＨ４：０．５〜５％、Ｎ2：２０〜３５％、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：１０００〜１０５０℃、
反応雰囲気圧力：６〜２０ｋＰａ、
の条件、すなわち上記の通常条件に比して、反応ガス組成では、ＴｉＣｌ４およびＣＨ３ＣＮを相対的に高く、かつ新たにＣＨ４ガスを添加し、さらに雰囲気温度を相対的に高くした条件（反応ガス組成調整高温条件）で蒸着形成すると、この結果の反応ガス組成調整高温条件で形成した（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層（以下、改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層という）は、高温強度が一段と向上し、硬質被覆層の耐チッピング性向上に一段と寄与すること。
（ａ−１）従来被覆切削チップの硬質被覆層を構成する第２層の高温強化層（以下、従来高温強化層という）である（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層（以下、従来（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層という）は、例えば、通常の化学蒸着装置にて、
反応ガス組成：容量％で、ＴｉＣｌ４：１〜５％、ＺｒＣｌ４：０．１〜１％、ＣＨ３ＣＮ：０．６〜５％、Ｎ2：２５〜４５％、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：７５０〜９８０℃、
反応雰囲気圧力：２．７〜１３．５ｋＰａ、
の条件（通常条件という）で蒸着形成されるが、これを、
反応ガス組成：容量％で、ＴｉＣｌ４：１５〜２０％、ＺｒＣｌ４：０．５〜３％、ＣＨ３ＣＮ：５〜１０％、ＣＨ４：０．５〜５％、Ｎ2：２０〜３５％、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：１０００〜１０５０℃、
反応雰囲気圧力：６〜２０ｋＰａ、
の条件、すなわち上記の通常条件に比して、反応ガス組成では、ＴｉＣｌ４およびＣＨ３ＣＮを相対的に高く、かつ新たにＣＨ４ガスを添加し、さらに雰囲気温度を相対的に高くした条件（反応ガス組成調整高温条件）で蒸着形成すると、この結果の反応ガス組成調整高温条件で形成した（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層（以下、改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層という）は、高温強度が一段と向上し、硬質被覆層の耐チッピング性向上に一段と寄与すること。
（ａ−２）上記の被覆切削チップの硬質被覆層の第２層を構成する従来（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層と上記（ａ）の改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層について、
電界放出型走査電子顕微鏡を用い、図２（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２(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、Ｚｒ、炭素、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で現し、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体（ただし、頻度の関係で上限値を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（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層もΣ３に最高ピークが存在するが、前記従来（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層は、図４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，Ｚｒ）ＣＮ層は、図３に例示される通り、Σ３の分布割合が６０％以上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、反応ガスを構成するＴｉＣｌ４およびＣＨ３ＣＮと、ＣＨ４の含有量、さらに雰囲気反応温度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２（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２(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、Ｚｒ、炭素、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で現し、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体（ただし、頻度の関係で上限値を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（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層もΣ３に最高ピークが存在するが、前記従来（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層は、図４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，Ｚｒ）ＣＮ層は、図３に例示される通り、Σ３の分布割合が６０％以上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、反応ガスを構成するＴｉＣｌ４およびＣＨ３ＣＮと、ＣＨ４の含有量、さらに雰囲気反応温度によって変化すること。
（ｂ−１）上記の被覆切削チップにおける硬質被覆層の第４層の高温硬質層を構成するＡｌ2Ｏ3層の蒸着表面の平滑性は十分満足するものでなく、また、前記蒸着表面に、ウエットブラストにて、噴射研磨材として、水との合量に占める割合で１５〜６０質量％の酸化アルミニウム微粒（以下、Ａｌ2Ｏ3微粒で示す）を配合した研磨液を噴射して、研磨すると、前記Ａｌ2Ｏ3層は、準拠規格ＪＩＳ・Ｂ０６０１−１９９４に基いた測定（以下の表面粗さは全てかかる準拠規格に基いた測定値を示す）で、Ｒａ：０．３〜０．６μｍの表面粗さを示すようになるが、この結果の前記Ａｌ2Ｏ3層の平滑化表面が、Ｒａ：０．３〜０．６μｍ程度の表面粗さでは、硬質被覆層の耐チッピング性向上に顕著な効果は現れないこと。
（ｂ−２）一方、図１２に概略斜視図で例示される通り、硬質被覆層の第４層を構成するＡｌ2Ｏ3層の切刃稜線部を含むすくい面および逃げ面の全面に、
（ｂ−２−１）まず、下側層として、反応ガス組成を、体積％で、
ＴｉＣｌ4：０．２〜１０％、
ＣＯ2：０．１〜１０％、
Ａｒ：５〜６０％、
Ｈ2：残り、
とし、かつ、
反応雰囲気温度：８００〜１１００℃、
反応雰囲気圧力：４〜７０ｋＰａ（３０〜５２５ｔｏｒｒ）、
とした条件で、０．１〜３μｍの平均層厚を有し、かつ、オージェ分光分析装置で測定して、Ｔｉに対する酸素の割合が原子比で１．２５〜１．９０、即ち、
組成式：ＴｉＯW 、
で表わした場合、
Ｗ：原子比で１．２５〜１．９０、
を満足する酸化チタン層を形成し、
（ｂ−２−２）ついで、上記酸化チタン層（下側層）の上に、上側層として、通常の条件、即ち、反応ガス組成を、体積％で、
ＴｉＣｌ4：０．２〜１０％、
Ｎ2：４〜６０％、
Ｈ2：残り、
とし、かつ、
反応雰囲気温度：８００〜１１００℃、
反応雰囲気圧力：４〜９０ｋＰａ（３０〜６７５ｔｏｒｒ）、
とした条件で、０．０５〜２μｍの平均層厚を有するＴｉＮ層を形成すると、
（ｂ−２−３）上記ＴｉＮ層（上側層）形成時に、上記下側層を構成する酸化チタン層の酸素が拡散してきて前記上側層（ＴｉＮ層）が、窒酸化チタン層で構成されるようになるが、この場合上記上側層（前記窒酸化チタン層）形成後の上記下側層である酸化チタン層は、厚さ方向中央部をオージェ分光分析装置で測定して、酸素の割合がＴｉに対する原子比で１．２〜１．７、即ち、
組成式：ＴｉＯX 、
で表わした場合、
Ｘ：原子比で１．２〜１．７、
を満足する酸化チタン層となり、
（ｂ−２−４）また、上記窒酸化チタン層で構成された上側層は、同じく厚さ方向中央部をオージェ分光分析装置で測定して、拡散酸素の割合が窒素（Ｎ）に対する原子比で０．０１〜０．４、即ち、
組成式：ＴｉＮ1-Y（Ｏ）Y、
で表わした場合（ただし、（Ｏ）は上記下側研磨材層からの拡散酸素を示す）、
Ｙ：原子比で０．０１〜０．４、
を満足する窒酸化チタン層となること。
（ｂ−２−１）まず、下側層として、反応ガス組成を、体積％で、
ＴｉＣｌ4：０．２〜１０％、
ＣＯ2：０．１〜１０％、
Ａｒ：５〜６０％、
Ｈ2：残り、
とし、かつ、
反応雰囲気温度：８００〜１１００℃、
反応雰囲気圧力：４〜７０ｋＰａ（３０〜５２５ｔｏｒｒ）、
とした条件で、０．１〜３μｍの平均層厚を有し、かつ、オージェ分光分析装置で測定して、Ｔｉに対する酸素の割合が原子比で１．２５〜１．９０、即ち、
組成式：ＴｉＯW 、
で表わした場合、
Ｗ：原子比で１．２５〜１．９０、
を満足する酸化チタン層を形成し、
（ｂ−２−２）ついで、上記酸化チタン層（下側層）の上に、上側層として、通常の条件、即ち、反応ガス組成を、体積％で、
ＴｉＣｌ4：０．２〜１０％、
Ｎ2：４〜６０％、
Ｈ2：残り、
とし、かつ、
反応雰囲気温度：８００〜１１００℃、
反応雰囲気圧力：４〜９０ｋＰａ（３０〜６７５ｔｏｒｒ）、
とした条件で、０．０５〜２μｍの平均層厚を有するＴｉＮ層を形成すると、
（ｂ−２−３）上記ＴｉＮ層（上側層）形成時に、上記下側層を構成する酸化チタン層の酸素が拡散してきて前記上側層（ＴｉＮ層）が、窒酸化チタン層で構成されるようになるが、この場合上記上側層（前記窒酸化チタン層）形成後の上記下側層である酸化チタン層は、厚さ方向中央部をオージェ分光分析装置で測定して、酸素の割合がＴｉに対する原子比で１．２〜１．７、即ち、
組成式：ＴｉＯX 、
で表わした場合、
Ｘ：原子比で１．２〜１．７、
を満足する酸化チタン層となり、
（ｂ−２−４）また、上記窒酸化チタン層で構成された上側層は、同じく厚さ方向中央部をオージェ分光分析装置で測定して、拡散酸素の割合が窒素（Ｎ）に対する原子比で０．０１〜０．４、即ち、
組成式：ＴｉＮ1-Y（Ｏ）Y、
で表わした場合（ただし、（Ｏ）は上記下側研磨材層からの拡散酸素を示す）、
Ｙ：原子比で０．０１〜０．４、
を満足する窒酸化チタン層となること。
（ｂ−３）上記窒酸化チタン層（上側層）および酸化チタン層（下側層）を蒸着形成した状態で、
上記（ｂ−１）におけると同じくウエットブラストにて、噴射研磨材として、水との合量に占める割合で１５〜６０質量％のＡｌ2Ｏ3微粒を配合した研磨液を噴射すると、前記窒酸化チタン層および酸化チタン層は、前記Ａｌ2Ｏ3微粒によって粉砕微粒化し、窒酸化チタン微粒および酸化チタン微粒となって前記Ａｌ2Ｏ3微粒の共存下で研磨材として作用し、図１３に概略斜視図で例示される通り、硬質被覆層の第４層を構成するＡｌ2Ｏ3層の表面を研磨することになり、この結果研磨後の前記Ａｌ2Ｏ3層の表面は、Ｒａ：０．２μｍ以下の表面粗さにまで平滑化されるようになり、前記Ａｌ2Ｏ3層の表面がＲａ：０．２μｍ以下の表面粗さに平滑化されると、耐チッピング性に顕著な向上効果が現れるようになること。
上記（ｂ−１）におけると同じくウエットブラストにて、噴射研磨材として、水との合量に占める割合で１５〜６０質量％のＡｌ2Ｏ3微粒を配合した研磨液を噴射すると、前記窒酸化チタン層および酸化チタン層は、前記Ａｌ2Ｏ3微粒によって粉砕微粒化し、窒酸化チタン微粒および酸化チタン微粒となって前記Ａｌ2Ｏ3微粒の共存下で研磨材として作用し、図１３に概略斜視図で例示される通り、硬質被覆層の第４層を構成するＡｌ2Ｏ3層の表面を研磨することになり、この結果研磨後の前記Ａｌ2Ｏ3層の表面は、Ｒａ：０．２μｍ以下の表面粗さにまで平滑化されるようになり、前記Ａｌ2Ｏ3層の表面がＲａ：０．２μｍ以下の表面粗さに平滑化されると、耐チッピング性に顕著な向上効果が現れるようになること。
（ｃ−１）一方、上記の硬質被覆層は、化学蒸着装置で、約１０００℃前後の反応温度でチップ基体表面に蒸着され、常温に冷却されることにより形成されるが、常温への冷却過程で、前記チップ基体の熱膨張係数に比して前記硬質被覆層の熱膨張係数の方が相対的に大きいので、前記硬質被覆層には引張の応力が残留するようになり、この硬質被覆層中の残留引張応力は高速切削加工ではチッピング発生を促進するように作用すること。
（ｃ−２）これに対して、単一基本形状マーク、例えば円形や三角形および四角形、さらにこれらの類似形などの単一基本形状マークを、上記の被覆切削チップのすくい面および逃げ面のいずれか、またはこれら両面の全面に亘って、レーザービームを用いて、例えば図５〜１１に前記単一基本形状マークを円形とした場合の実施例が概略斜視図で示される通り、前記単一基本形状マークおよび前記単一基本形状マークの集合マークのいずれか、または両方が分散分布し（この場合、図５〜７に例示のものは硬質被覆層の層厚が相対的に薄く、図８，９および図１０，１１に例示されるに従って層厚が厚くなる場合の分布態様を示す）、かつ前記単一基本形状マークを、上記硬質被覆層の構成層のうちのいずれかの層が露出した掘下げ面とした条件（この場合の前記単一基本形状マークの露出面の掘下げ深さは前記硬質被覆層の層厚に対応して個々に調整されるが、残留応力の効率的低減を図るには層厚の５〜２０％に相当する深さが目安とされる）でレーザービーム照射模様を形成すると、前記硬質被覆層の残留応力が著しく低減するようになり、この硬質被覆層残留応力低減模様の形成によって、特に高硬度鋼の高速切削加工に際しての硬質被覆層のチッピング発生が著しく抑制されるようになること。
（ｄ）上記の硬質被覆層の第２層を構成する改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層は、（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ自体が具備する高温強度と耐熱性に加えて、上記従来（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層に比して一段と高い高温強度を有し、かつ硬質被覆層の第４層を構成するＡｌ2Ｏ3層の表面をＲａ：０．２μｍ以下の表面粗さに平滑化すると共に、硬質被覆層残留応力低減模様の形成によって、硬質被覆層の耐チッピング性が著しく向上するようになることから、かかる構成の硬質被覆層を蒸着形成してなる被覆切削チップは、切削速度が２５０ｍ／ｍｉｎ．以上の高速で、高硬度鋼の切削加工を行なっても、硬質被覆層にチッピングの発生はなくなり、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。
以上（ａ）〜（ｄ）に示される研究結果を得たのである。
以上（ａ）〜（ｄ）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基超硬合金またはＴｉＣＮ基サーメットで構成されたチップ基体の切刃稜線部を含むすくい面および逃げ面の全面に、
（１）第１層として、いずれも化学蒸着形成された、ＴｉＮ層およびＴｉＣＮ層のうちのいずれか、または両層の積層からなり、かつ０．１〜１μｍの平均層厚を有する第１密着接合層
（２）第２層として、化学蒸着形成され、
組成式：（Ｔｉ１−ＡＺｒＡ）Ｃ１−ＢＮＢ（ただし、原子比で、Ａは０．０２〜０．１５、Ｂは０．３〜０．５５）、
を満足する（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層からなり、かつ２．５〜１５μｍの平均層厚を有する高温強化層、
（３）第３層として、化学蒸着形成されたＴｉＣＯ層およびＴｉＣＮＯ層のうちのいずれか、または両層の積層からなり、かつ０．１〜１μｍの平均層厚を有する第２密着接合層、
（４）第４層として、化学蒸着形成されたＡｌ2Ｏ3層からなり、かつ１〜１５μｍの平均層厚を有する高温硬質層、
以上（１）〜（４）で構成された硬質被覆層を形成してなる被覆切削チップにおいて、
（ａ）上記硬質被覆層のうちの第２層である高温強化層を、同じく化学蒸着形成され、組成式（Ｔｉ１−ＡＺｒＡ）Ｃ１−ＢＮＢ（ただし、原子比で、Ａは０．０２〜０．１５、Ｂは０．３〜０．５５）、を満足し、さらに、２．５〜１５μｍの平均層厚を有するが、
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、Ｚｒ、炭素、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で現した場合、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体（ただし、頻度の関係で上限値を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６０％以上である構成原子共有格子点分布グラフを示す改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層からなる改質高温強化層、
で構成し、
（ｂ）上記硬質被覆層の第４層の高温硬質層であるＡｌ2Ｏ3層の全面に、
（ｂ−１）下側層として、０．１〜３μｍの平均層厚を有し、かつ、
組成式：ＴｉＯX 、
で表わした場合、厚さ方向中央部をオージェ分光分析装置で測定して、
Ｘ：原子比で１．２〜１．７、
を満足する酸化チタン層、
（ｂ−２）上側層として、０．０５〜２μｍの平均層厚を有し、かつ、
組成式：ＴｉＮ1-Y（Ｏ）Y、
で表わした場合（ただし、（Ｏ）は上記Ｔｉ酸化物層からの拡散酸素を示す）、同じく厚さ方向中央部をオージェ分光分析装置で測定して、
Ｙ：原子比で０．０１〜０．４、
を満足する窒酸化チタン層、
以上（ｂ−１）および（ｂ−２）で構成された研磨材層を蒸着形成した状態で、
（ｂ−３）ウエットブラストにて、噴射研磨材として、水との合量に占める割合で１５〜６０質量％のＡｌ2Ｏ3微粒を配合した研磨液を噴射し、
上記の下側層の粉砕化酸化チタン微粒、上側層の粉砕化窒酸化チタン微粒、および噴射研磨材としてのＡｌ2Ｏ3微粒の共存下で、上記硬質被覆層の第４層を構成するＡｌ2Ｏ3層の少なくとも切刃稜線部を含むすくい面部分および逃げ面部分を研磨して、これら研磨面の表面粗さをＲａ：０．２μｍ以下とし、
（ｃ）さらに、上記研磨面のすくい面および逃げ面のいずれか、またはこれら両面の全面に亘って、単一基本形状マークおよび前記単一基本形状マークの集合マークのいずれか、または両方が分散分布してなると共に、前記単一基本形状マークを、上記硬質被覆層の構成層のうちのいずれかの層が露出した掘下げ面とした硬質被覆層残留応力低減模様をレーザービーム照射形成してなる、
高硬度鋼の高速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切削チップに特徴を有するものである。
（１）第１層として、いずれも化学蒸着形成された、ＴｉＮ層およびＴｉＣＮ層のうちのいずれか、または両層の積層からなり、かつ０．１〜１μｍの平均層厚を有する第１密着接合層
（２）第２層として、化学蒸着形成され、
組成式：（Ｔｉ１−ＡＺｒＡ）Ｃ１−ＢＮＢ（ただし、原子比で、Ａは０．０２〜０．１５、Ｂは０．３〜０．５５）、
を満足する（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層からなり、かつ２．５〜１５μｍの平均層厚を有する高温強化層、
（３）第３層として、化学蒸着形成されたＴｉＣＯ層およびＴｉＣＮＯ層のうちのいずれか、または両層の積層からなり、かつ０．１〜１μｍの平均層厚を有する第２密着接合層、
（４）第４層として、化学蒸着形成されたＡｌ2Ｏ3層からなり、かつ１〜１５μｍの平均層厚を有する高温硬質層、
以上（１）〜（４）で構成された硬質被覆層を形成してなる被覆切削チップにおいて、
（ａ）上記硬質被覆層のうちの第２層である高温強化層を、同じく化学蒸着形成され、組成式（Ｔｉ１−ＡＺｒＡ）Ｃ１−ＢＮＢ（ただし、原子比で、Ａは０．０２〜０．１５、Ｂは０．３〜０．５５）、を満足し、さらに、２．５〜１５μｍの平均層厚を有するが、
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、Ｚｒ、炭素、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で現した場合、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体（ただし、頻度の関係で上限値を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６０％以上である構成原子共有格子点分布グラフを示す改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層からなる改質高温強化層、
で構成し、
（ｂ）上記硬質被覆層の第４層の高温硬質層であるＡｌ2Ｏ3層の全面に、
（ｂ−１）下側層として、０．１〜３μｍの平均層厚を有し、かつ、
組成式：ＴｉＯX 、
で表わした場合、厚さ方向中央部をオージェ分光分析装置で測定して、
Ｘ：原子比で１．２〜１．７、
を満足する酸化チタン層、
（ｂ−２）上側層として、０．０５〜２μｍの平均層厚を有し、かつ、
組成式：ＴｉＮ1-Y（Ｏ）Y、
で表わした場合（ただし、（Ｏ）は上記Ｔｉ酸化物層からの拡散酸素を示す）、同じく厚さ方向中央部をオージェ分光分析装置で測定して、
Ｙ：原子比で０．０１〜０．４、
を満足する窒酸化チタン層、
以上（ｂ−１）および（ｂ−２）で構成された研磨材層を蒸着形成した状態で、
（ｂ−３）ウエットブラストにて、噴射研磨材として、水との合量に占める割合で１５〜６０質量％のＡｌ2Ｏ3微粒を配合した研磨液を噴射し、
上記の下側層の粉砕化酸化チタン微粒、上側層の粉砕化窒酸化チタン微粒、および噴射研磨材としてのＡｌ2Ｏ3微粒の共存下で、上記硬質被覆層の第４層を構成するＡｌ2Ｏ3層の少なくとも切刃稜線部を含むすくい面部分および逃げ面部分を研磨して、これら研磨面の表面粗さをＲａ：０．２μｍ以下とし、
（ｃ）さらに、上記研磨面のすくい面および逃げ面のいずれか、またはこれら両面の全面に亘って、単一基本形状マークおよび前記単一基本形状マークの集合マークのいずれか、または両方が分散分布してなると共に、前記単一基本形状マークを、上記硬質被覆層の構成層のうちのいずれかの層が露出した掘下げ面とした硬質被覆層残留応力低減模様をレーザービーム照射形成してなる、
高硬度鋼の高速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切削チップに特徴を有するものである。
以下に、この発明の被覆切削チップの硬質被覆層および研磨材層、さらにウエットブラストで用いられる研磨液のＡｌ2Ｏ3微粒に関して、上記の通りに数値限定した理由を説明する。
（ａ）硬質被覆層
（ａ−１）第１密着接合層
第１密着接合層を構成するＴｉＮ層およびＴｉＣＮ層は、チップ基体および第２層である改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層のいずれにも強固に密着接合し、よって硬質被覆層のチップ基体に対する密着接合性向上に寄与する作用をもつが、その平均層厚が０．１μｍ未満では、所望のすぐれた密着接合性を確保することができず、一方密着接合性は１μｍの平均層厚で十分に確保することができることから、その平均層厚を０．１〜１μｍと定めた。
（ａ）硬質被覆層
（ａ−１）第１密着接合層
第１密着接合層を構成するＴｉＮ層およびＴｉＣＮ層は、チップ基体および第２層である改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層のいずれにも強固に密着接合し、よって硬質被覆層のチップ基体に対する密着接合性向上に寄与する作用をもつが、その平均層厚が０．１μｍ未満では、所望のすぐれた密着接合性を確保することができず、一方密着接合性は１μｍの平均層厚で十分に確保することができることから、その平均層厚を０．１〜１μｍと定めた。
（ａ−２）改質高温強化層
硬質被覆層の第２層である改質高温強化層を構成する改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ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、上記の通り反応ガスを構成するＴｉＣｌ４およびＣＨ３ＣＮと、ＣＨ４の含有量、さらに雰囲気反応温度を調整することによって６０％以上とすることができるが、この場合Σ３の分布割合が６０％未満では、高硬度鋼の２５０ｍ／ｍｉｎ．以上の切削速度での高速切削加工で、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ないことから、Σ３の分布割合を６０％以上と定めた。このように前記改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層は、上記の通り（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ自体のもつ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が、その平均層厚が２．５μｍ未満では所望のすぐれた高温強度向上効果を硬質被覆層に十分に具備せしめることができず、一方その平均層厚が１５μｍを越えると、偏摩耗の原因となる熱塑性変形が発生し易くなり、摩耗が加速するようになることから、その平均層厚を２．５〜１５μｍと定めた。
また、上記改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層におけるＺｒ成分には、上記の通り、耐熱性を向上させ、切削時の高温雰囲気での軟化を抑制する作用があるが、その含有割合を示すＡ値が、Ｔｉとの合量に占める原子比で、０．０２未満では所望の耐熱性向上効果が得られず、一方そのＡ値が、同じく０．１５を越えると高温強度に低下傾向が現れるようになることから、Ｚｒの含有割合を示すＡ値を、０．０２〜０．１５と定めた。
さらに、改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層におけるＣ成分には層の硬さを向上させ、一方Ｎ成分には強度を向上させる作用があり、これら両成分を共存含有することにより高い硬さとすぐれた強度を具備するようになるものであり、したがって、層中のＮ成分の含有割合（Ｂ値）がＣ成分との合量に占める原子比で０．３未満では所望の強度を確保することができず、一方その含有割合（Ｂ値）が同じく０．５５を越えると、相対的にＣ成分の含有割合が少なくなり過ぎて、所望の高硬度が得られなくなることから、Ｂ値を原子比で０．３〜０．５５と定めた。
硬質被覆層の第２層である改質高温強化層を構成する改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ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、上記の通り反応ガスを構成するＴｉＣｌ４およびＣＨ３ＣＮと、ＣＨ４の含有量、さらに雰囲気反応温度を調整することによって６０％以上とすることができるが、この場合Σ３の分布割合が６０％未満では、高硬度鋼の２５０ｍ／ｍｉｎ．以上の切削速度での高速切削加工で、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ないことから、Σ３の分布割合を６０％以上と定めた。このように前記改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層は、上記の通り（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ自体のもつ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が、その平均層厚が２．５μｍ未満では所望のすぐれた高温強度向上効果を硬質被覆層に十分に具備せしめることができず、一方その平均層厚が１５μｍを越えると、偏摩耗の原因となる熱塑性変形が発生し易くなり、摩耗が加速するようになることから、その平均層厚を２．５〜１５μｍと定めた。
また、上記改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層におけるＺｒ成分には、上記の通り、耐熱性を向上させ、切削時の高温雰囲気での軟化を抑制する作用があるが、その含有割合を示すＡ値が、Ｔｉとの合量に占める原子比で、０．０２未満では所望の耐熱性向上効果が得られず、一方そのＡ値が、同じく０．１５を越えると高温強度に低下傾向が現れるようになることから、Ｚｒの含有割合を示すＡ値を、０．０２〜０．１５と定めた。
さらに、改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層におけるＣ成分には層の硬さを向上させ、一方Ｎ成分には強度を向上させる作用があり、これら両成分を共存含有することにより高い硬さとすぐれた強度を具備するようになるものであり、したがって、層中のＮ成分の含有割合（Ｂ値）がＣ成分との合量に占める原子比で０．３未満では所望の強度を確保することができず、一方その含有割合（Ｂ値）が同じく０．５５を越えると、相対的にＣ成分の含有割合が少なくなり過ぎて、所望の高硬度が得られなくなることから、Ｂ値を原子比で０．３〜０．５５と定めた。
（ａ−３）第２密着接合層
第２密着接合層を構成するＴｉＣＯ層およびＴｉＣＮＯ層は、第２層である改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層および高温硬質層であるＡｌ2Ｏ3層のいずれにも強固に密着接合し、よって硬質被覆層のチップ基体に対する密着接合性向上に寄与する作用をもつが、その平均層厚が０．１μｍ未満では、所望のすぐれた密着接合性を確保することができず、一方密着接合性は１μｍの平均層厚で十分に確保することができることから、その平均層厚を０．１〜１μｍと定めた。
第２密着接合層を構成するＴｉＣＯ層およびＴｉＣＮＯ層は、第２層である改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層および高温硬質層であるＡｌ2Ｏ3層のいずれにも強固に密着接合し、よって硬質被覆層のチップ基体に対する密着接合性向上に寄与する作用をもつが、その平均層厚が０．１μｍ未満では、所望のすぐれた密着接合性を確保することができず、一方密着接合性は１μｍの平均層厚で十分に確保することができることから、その平均層厚を０．１〜１μｍと定めた。
（ａ−４）高温硬質層
高温硬質層を構成するＡｌ2Ｏ3層は、すぐれた高温硬さと耐熱性を有し、硬質被覆層の耐摩耗性向上に寄与するが、その平均層厚が１μｍ未満では、硬質被覆層に十分な耐摩耗性を発揮せしめることができず、一方その平均層厚が１５μｍを越えて厚くなりすぎると、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。
高温硬質層を構成するＡｌ2Ｏ3層は、すぐれた高温硬さと耐熱性を有し、硬質被覆層の耐摩耗性向上に寄与するが、その平均層厚が１μｍ未満では、硬質被覆層に十分な耐摩耗性を発揮せしめることができず、一方その平均層厚が１５μｍを越えて厚くなりすぎると、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。
（ｂ）研磨材層
上側層を構成する窒酸化チタン層は、上記の通り、まず、酸素の割合をＴｉに対する原子比で１．２５〜１．９０（Ｗ値）とした酸化チタン層を形成し、ついで、前記酸化チタン層の上に通常の条件でＴｉＮ層を蒸着することにより形成されるものであり、したがって前記ＴｉＮ層形成時における前記酸化チタン層からの酸素の拡散が不可欠となるが、前記酸化チタン層のＷ値が１．２５未満であると、前記ＴｉＮ層への酸素の拡散反応が急激に低下し、上側層における拡散酸素の割合（Ｙ値）を原子比で０．０１以上にすることができず、一方同Ｗ値が１．９０を越えると、前記上側層における拡散酸素の割合（Ｙ値）が原子比で０．４０を越えて多くなってしまうことから、Ｗ値を１．２５〜１．９０と定めたものであり、この場合上側層形成後の下側層（酸化チタン層）における酸素の割合（Ｘ値）は原子比で１．２〜１．７の範囲内の値をとるようになる、言い換えれば上側層形成後の下側層のＸ値が１．２〜１．７を満足する場合に、前記上側層のＹ値は０．０１〜０．４０を満足するものとなる。
また、この場合、下側層のＸ値および上側層のＹ値をそれぞれ１．２〜１．７および０．０１〜０．４０と定めたのは、前記Ｘ値およびＹ値が前記の値をとった場合に、これら研磨材層のウエットブラスト時における粉砕微粒化が好適な状態で行なわれ、すぐれた研磨機能を十分に発揮することが多くの試験結果から得られ、これらの試験結果に基いて定めたものである。したがって、前記Ｘ値およびＹ値がそれぞれ１．２〜１．７および０．０１〜０．４０の範囲から外れると、前記研磨材層のウエットブラスト時における粉砕微粒化が満足に行なわれず、すぐれた研磨機能を期待することができない。
さらに、上側層および下側層の平均層厚を、それぞれ０．０５〜２μｍおよび０．１〜３μｍとしたのは、その平均層厚が０．０５μｍ未満および０．１μｍ未満では、ウエットブラスト時における下側層の粉砕化酸化チタン微粒、上側層の粉砕化窒酸化チタン微粒の割合が少な過ぎて、研磨機能を十分に発揮することができず、一方、その平均層厚がそれぞれ２μｍおよび３μｍを越えても、研磨機能が急激に低下するようになり、いずれの場合もＡｌ2Ｏ3層の表面をＲａ：０．２μｍ以下の表面粗さに研磨することができなくなるという理由にもとづくものである。
上側層を構成する窒酸化チタン層は、上記の通り、まず、酸素の割合をＴｉに対する原子比で１．２５〜１．９０（Ｗ値）とした酸化チタン層を形成し、ついで、前記酸化チタン層の上に通常の条件でＴｉＮ層を蒸着することにより形成されるものであり、したがって前記ＴｉＮ層形成時における前記酸化チタン層からの酸素の拡散が不可欠となるが、前記酸化チタン層のＷ値が１．２５未満であると、前記ＴｉＮ層への酸素の拡散反応が急激に低下し、上側層における拡散酸素の割合（Ｙ値）を原子比で０．０１以上にすることができず、一方同Ｗ値が１．９０を越えると、前記上側層における拡散酸素の割合（Ｙ値）が原子比で０．４０を越えて多くなってしまうことから、Ｗ値を１．２５〜１．９０と定めたものであり、この場合上側層形成後の下側層（酸化チタン層）における酸素の割合（Ｘ値）は原子比で１．２〜１．７の範囲内の値をとるようになる、言い換えれば上側層形成後の下側層のＸ値が１．２〜１．７を満足する場合に、前記上側層のＹ値は０．０１〜０．４０を満足するものとなる。
また、この場合、下側層のＸ値および上側層のＹ値をそれぞれ１．２〜１．７および０．０１〜０．４０と定めたのは、前記Ｘ値およびＹ値が前記の値をとった場合に、これら研磨材層のウエットブラスト時における粉砕微粒化が好適な状態で行なわれ、すぐれた研磨機能を十分に発揮することが多くの試験結果から得られ、これらの試験結果に基いて定めたものである。したがって、前記Ｘ値およびＹ値がそれぞれ１．２〜１．７および０．０１〜０．４０の範囲から外れると、前記研磨材層のウエットブラスト時における粉砕微粒化が満足に行なわれず、すぐれた研磨機能を期待することができない。
さらに、上側層および下側層の平均層厚を、それぞれ０．０５〜２μｍおよび０．１〜３μｍとしたのは、その平均層厚が０．０５μｍ未満および０．１μｍ未満では、ウエットブラスト時における下側層の粉砕化酸化チタン微粒、上側層の粉砕化窒酸化チタン微粒の割合が少な過ぎて、研磨機能を十分に発揮することができず、一方、その平均層厚がそれぞれ２μｍおよび３μｍを越えても、研磨機能が急激に低下するようになり、いずれの場合もＡｌ2Ｏ3層の表面をＲａ：０．２μｍ以下の表面粗さに研磨することができなくなるという理由にもとづくものである。
（ｃ）研磨液のＡｌ2Ｏ3微粒の割合
研磨液のＡｌ2Ｏ3微粒には、ウエットブラスト時に研磨材層を構成する下側層の粉砕化酸化チタン微粒および上側層の粉砕化窒酸化チタン微粒と共存した状態で、Ａｌ2Ｏ3層の表面を研磨する作用があるが、その割合が水との合量に占める割合で１５質量％未満でも、また６０質量％を越えても研磨機能が急激に低下するようになることから、その割合を１５〜６０質量％と定めた。
研磨液のＡｌ2Ｏ3微粒には、ウエットブラスト時に研磨材層を構成する下側層の粉砕化酸化チタン微粒および上側層の粉砕化窒酸化チタン微粒と共存した状態で、Ａｌ2Ｏ3層の表面を研磨する作用があるが、その割合が水との合量に占める割合で１５質量％未満でも、また６０質量％を越えても研磨機能が急激に低下するようになることから、その割合を１５〜６０質量％と定めた。
この発明の被覆切削チップは、硬質被覆層の第２層を構成する改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層が、（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層自体が具備する高温強度と耐熱性に加えて、上記従来（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層に比して一段と高い高温強度を有し、さらに硬質被覆層の第４層を構成するＡｌ2Ｏ3層の少なくとも切刃稜線部を含むすくい面部分および逃げ面部分が、Ｒａ：０．２μｍ以下の表面粗さに研磨されると共に、前記研磨面のすくい面および逃げ面のいずれか、またはこれら両面の全面に亘って、レーザービーム照射形成された硬質被覆層残留応力低減模様によって、硬質被覆層の耐チッピング性が著しく向上し、特に合金工具鋼や軸受け鋼の焼入れ材などの高硬度鋼の切削加工を、切削速度が２５０ｍ／ｍｉｎ．以上の高速で行うのに用いた場合にも、硬質被覆層にチッピングが発生することなく、長期に亘ってすぐれた切削性能を発揮し、使用寿命の一層の延命化を可能とするものである。
つぎに、この発明の被覆切削チップ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３０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・ＳＮＭＧ１２０４０８に規定するスローアウエイチップ形状をもったＷＣ基超硬合金製のチップ基体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３０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・ＳＮＭＧ１２０４１２のチップ形状をもったＴｉＣＮ基サーメット製のチップ基体ａ〜ｆを形成した。
（ａ）つぎに、これらのチップ基体Ａ〜Ｆおよびチップ基体ａ〜ｆの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、まず、ＴｉＮ層およびＴｉＣＮ層のいずれか、または両方の積層からなる第１密着接合層を表３に示される条件で、表７に示される目標層厚で蒸着形成した後、改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層（改質高温強化層）を表４に示される条件で、表７に示される目標層厚で蒸着形成し、ついで、ＴｉＣＯ層およびＴｉＣＮＯ層のいずれか、または両方の積層からなる第２密着接合層を表３に示される条件で、表７に示される目標層厚で蒸着形成し、引き続いてＡｌ2Ｏ3層（高温硬質層）を同じく表３に示される条件で、表７に示される目標層厚で蒸着形成し、
（ｂ）ついで、上記硬質被覆層を構成するＡｌ2Ｏ3層の全面に、研磨材層の下側層形成用酸化チタン層［ＴｉＯＷ（１）〜（６）のいずれか］を表５に示される条件で形成した後、上側層形成用窒化チタン層（ＴｉＮ層）を同じく表５に示される条件で、表８に示される目標層厚で蒸着形成して、同じく表８に示される組成、すなわち厚さ方向中央部をオージェ分光分析装置で測定して、それぞれ表８に示されるＸ値およびＹ値の下側層および上側層からなる研磨材層を形成し（図１２参照）、
（ｃ）引き続いて、上記の下側層および上側層からなる研磨材層形成の被覆切削チップに、表６に示されるブラスト条件で、かつ表８に示される組み合わせでウエットブラストを施して、工具取り付け孔周辺部に研磨材層を存在させた状態で、前記Ａｌ2Ｏ3層（高温硬質層）の切刃稜線部を含むすくい面部分および逃げ面部分を、同じく表８に示される表面粗さに研磨し（図１３参照）、
（ｄ）さらに、レーザービーム照射装置を用い、上記表面研磨の硬質被覆層に、
レーザービーム出力：１０Ｗ、
単一基本形状マークの形状：直径が０．８ｍｍの円形、
硬質被覆層残留応力低減模様：図５〜１１に示される実施模様のうちのいずれかを表８に示される組み合わせで適用、
単一基本形状マークの露出面の掘下げ深さ：表８に硬質被覆層の全目標層厚に対する割合で示される深さ、
の条件で硬質被覆層残留応力低減模様を形成することにより本発明被覆切削チップ１〜１３をそれぞれ製造した。
（ｂ）ついで、上記硬質被覆層を構成するＡｌ2Ｏ3層の全面に、研磨材層の下側層形成用酸化チタン層［ＴｉＯＷ（１）〜（６）のいずれか］を表５に示される条件で形成した後、上側層形成用窒化チタン層（ＴｉＮ層）を同じく表５に示される条件で、表８に示される目標層厚で蒸着形成して、同じく表８に示される組成、すなわち厚さ方向中央部をオージェ分光分析装置で測定して、それぞれ表８に示されるＸ値およびＹ値の下側層および上側層からなる研磨材層を形成し（図１２参照）、
（ｃ）引き続いて、上記の下側層および上側層からなる研磨材層形成の被覆切削チップに、表６に示されるブラスト条件で、かつ表８に示される組み合わせでウエットブラストを施して、工具取り付け孔周辺部に研磨材層を存在させた状態で、前記Ａｌ2Ｏ3層（高温硬質層）の切刃稜線部を含むすくい面部分および逃げ面部分を、同じく表８に示される表面粗さに研磨し（図１３参照）、
（ｄ）さらに、レーザービーム照射装置を用い、上記表面研磨の硬質被覆層に、
レーザービーム出力：１０Ｗ、
単一基本形状マークの形状：直径が０．８ｍｍの円形、
硬質被覆層残留応力低減模様：図５〜１１に示される実施模様のうちのいずれかを表８に示される組み合わせで適用、
単一基本形状マークの露出面の掘下げ深さ：表８に硬質被覆層の全目標層厚に対する割合で示される深さ、
の条件で硬質被覆層残留応力低減模様を形成することにより本発明被覆切削チップ１〜１３をそれぞれ製造した。
（ａ）また、比較の目的で、表９に示される通り、硬質被覆層の第２層を、表４に示される条件で、かつ表９に示される目標層厚で蒸着形成した従来（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層とし、第１密着接合層および第２密着接合層、さらにＡｌ2Ｏ3層（高温硬質層）は、上記本発明被覆切削チップ１〜１３のそれぞれと同じ条件で蒸着形成し（図１４参照）、
（ｂ）引き続いて、上記研磨材層の形成を行なうことなく、表６に示されるブラスト条件で、かつ表９に示される組み合わせでウエットブラストを施して、前記Ａｌ2Ｏ3層（高温硬質層）の切刃稜線部を含むすくい面および逃げ面を、同じく表９に示される表面粗さに研磨することにより従来被覆切削チップ１〜１３をそれぞれ製造した。
（ｂ）引き続いて、上記研磨材層の形成を行なうことなく、表６に示されるブラスト条件で、かつ表９に示される組み合わせでウエットブラストを施して、前記Ａｌ2Ｏ3層（高温硬質層）の切刃稜線部を含むすくい面および逃げ面を、同じく表９に示される表面粗さに研磨することにより従来被覆切削チップ１〜１３をそれぞれ製造した。
ついで、上記の本発明被覆切削チップと従来被覆切削チップの硬質被覆層を構成する改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層および従来（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ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，Ｚｒ）ＣＮ層および従来（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ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，Ｚｒ）ＣＮ層および従来（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ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，Ｚｒ）ＣＮ層および従来（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ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７，９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７，９にそれぞれ示される通り、本発明被覆切削チップの改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層は、いずれもΣ３の占める分布割合が６０％以上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、従来被覆切削チップの従来（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ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３は、本発明被覆切削チップ１の改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層の構成原子共有格子点分布グラフ、図４は、従来被覆切削チップ１の従来（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ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３は、本発明被覆切削チップ１の改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層の構成原子共有格子点分布グラフ、図４は、従来被覆切削チップ１の従来（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ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、上記の本発明被覆切削チップ１〜１３および従来被覆切削チップ１〜１３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ことが確認された。また、これらの被覆切削チップの硬質被覆層の構成層の厚さを、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、上記の本発明被覆切削チップ１〜１３および従来被覆切削チップ１〜１３の各種の被覆切削チップについて、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、
被削材：ＪＩＳ・ＳＫＤ１１の焼入れ材（硬さＨＲＣ：５５）丸棒、
切削速度：２８０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：０．７ｍｍ、
送り：０．１２ｍｍ／ｒｅｖ、
の条件（切削条件Ａという）での合金工具鋼の湿式連続高速切削試験（通常の切削速度は１３０ｍ／ｍｉｎ）、
被削材：ＪＩＳ・ＳＵＪ２の焼入れ材（硬さＨＲＣ：５６）丸棒、
切削速度：２６０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：０．４ｍｍ、
送り：０．１３ｍｍ／ｒｅｖ、
の条件（切削条件Ｂという）での軸受け鋼の湿式連続高速切削試験（通常の切削速度は１２０ｍ／ｍｉｎ）、さらに、
被削材：ＪＩＳ・ＳＫＤ６１の焼入れ材（硬さＨＲＣ：５４）丸棒、
切削速度：２７０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：０．５５ｍｍ、
送り：０．１２ｍｍ／ｒｅｖ、
の条件（切削条件Ｃという）での合金工具鋼の湿式連続高速切削試験（通常の切削速度は１４０ｍ／ｍｉｎ）を行い、いずれの切削試験でも切刃の逃げ面摩耗幅が、一般に切削工具の使用寿命の目安とされている０．３ｍｍに至るまでの切削時間を測定した。この測定結果を表１０に示した。
被削材：ＪＩＳ・ＳＫＤ１１の焼入れ材（硬さＨＲＣ：５５）丸棒、
切削速度：２８０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：０．７ｍｍ、
送り：０．１２ｍｍ／ｒｅｖ、
の条件（切削条件Ａという）での合金工具鋼の湿式連続高速切削試験（通常の切削速度は１３０ｍ／ｍｉｎ）、
被削材：ＪＩＳ・ＳＵＪ２の焼入れ材（硬さＨＲＣ：５６）丸棒、
切削速度：２６０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：０．４ｍｍ、
送り：０．１３ｍｍ／ｒｅｖ、
の条件（切削条件Ｂという）での軸受け鋼の湿式連続高速切削試験（通常の切削速度は１２０ｍ／ｍｉｎ）、さらに、
被削材：ＪＩＳ・ＳＫＤ６１の焼入れ材（硬さＨＲＣ：５４）丸棒、
切削速度：２７０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：０．５５ｍｍ、
送り：０．１２ｍｍ／ｒｅｖ、
の条件（切削条件Ｃという）での合金工具鋼の湿式連続高速切削試験（通常の切削速度は１４０ｍ／ｍｉｎ）を行い、いずれの切削試験でも切刃の逃げ面摩耗幅が、一般に切削工具の使用寿命の目安とされている０．３ｍｍに至るまでの切削時間を測定した。この測定結果を表１０に示した。
表７〜１０に示される結果から、本発明被覆切削チップ１〜１３は、いずれも硬質被覆層の第２層が、Σ３の分布割合が６０％以上の構成原子共有格子点分布グラフを示す改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層で構成され、前記改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層が一段とすぐれた高温強度を有し、さらに硬質被覆層の第４層を構成するＡｌ2Ｏ3層の少なくとも切刃稜線部を含むすくい面部分および逃げ面部分が、Ｒａ：０．２μｍ以下の表面粗さに研磨されると共に、前記研磨面全体に亘ってレーザービーム照射形成された硬質被覆層残留応力低減模様によって、前記硬質被覆層における残留引張応力が著しく低減されることと相俟って、各種高硬度鋼の切削加工を切削速度が２５０ｍ／ｍｉｎ以上の高速で行なっても、硬質被覆層にチッピングの発生なく、長期に亘ってすぐれた切削性能を発揮するのに対して、硬質被覆層の第２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，Ｚｒ）ＣＮ層で構成され、硬質被覆層の第４層を構成するＡｌ2Ｏ3層の表面粗さが、Ｒａ：０．３〜０．６μｍを示し、かつ、硬質被覆層残留応力低減模様の形成がない従来被覆切削チップ１〜１３においては、いずれも２５０ｍ／ｍｉｎ以上の高速での高硬度鋼の切削加工では、前記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、この発明の被覆切削チップは、各種の一般鋼や普通鋳鉄などの高速切削加工は勿論のこと、特に高硬度鋼の切削加工を切削速度が２５０ｍ／ｍｉｎ以上の高速で行う場合にも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または炭窒化チタン基サーメットで構成されたサーメット基体の切刃稜線部を含むすくい面および逃げ面の全面に、
（１）第１層として、化学蒸着形成された窒化チタン層および炭窒化チタン層のうちのいずれか、または両層の積層からなり、かつ０．１〜１μｍの平均層厚を有する第１密着接合層、
（２）第２層として、化学蒸着形成され、
組成式：（Ｔｉ１−ＡＺｒＡ）Ｃ１−ＢＮＢ（ただし、原子比で、Ａは０．０２〜０．１５、Ｂは０．３〜０．５５）、
を満足するＴｉとＺｒの複合炭窒化物層からなり、かつ２．５〜１５μｍの平均層厚を有する高温強化層、
（３）第３層として、化学蒸着形成された炭酸化チタン層および炭窒酸化チタン層のうちのいずれか、または両層の積層からなり、かつ０．１〜１μｍの平均層厚を有する第２密着接合層、
（４）第４層として、化学蒸着形成された酸化アルミニウム層からなり、かつ１〜１５μｍの平均層厚を有する高温硬質層、
以上（１）〜（４）で構成された硬質被覆層を形成してなる表面被覆サーメット製切削工具において、
（ａ）上記硬質被覆層のうちの第２層である高温強化層を、同じく化学蒸着形成され、組成式（Ｔｉ１−ＡＺｒＡ）Ｃ１−ＢＮＢ（ただし、原子比で、Ａは０．０２〜０．１５、Ｂは０．３〜０．５５）、を満足し、さらに、２．５〜１５μｍの平均層厚を有するが、
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、Ｚｒ、炭素、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で現した場合、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体（ただし、頻度の関係で上限値を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６０％以上である構成原子共有格子点分布グラフを示すＴｉとＺｒの複合炭窒化物層からなる改質高温強化層、
で構成し、
（ｂ）上記硬質被覆層の第４層である酸化アルミニウム層の全面に、
（ｂ−１）下側層として、０．１〜３μｍの平均層厚を有し、かつ、
組成式：ＴｉＯX 、
で表わした場合、厚さ方向中央部をオージェ分光分析装置で測定して、原子比で、
Ｘ：１．２〜１．７、
を満足する酸化チタン層、
（ｂ−２）上側層として、０．０５〜２μｍの平均層厚を有し、かつ、
組成式：ＴｉＮ1-Y（Ｏ）Y、
で表わした場合（ただし、（Ｏ）は上記酸化チタン層からの拡散酸素を示す）、同じく厚さ方向中央部をオージェ分光分析装置で測定して、同じく原子比で、
Ｙ：０．０１〜０．４、
を満足する窒酸化チタン層、
以上（ｂ−１）および（ｂ−２）で構成された研磨材層を蒸着形成した状態で、
（ｂ−３）ウエットブラストにて、噴射研磨材として、水との合量に占める割合で１５〜６０質量％の酸化アルミニウム微粒を配合した研磨液を噴射し、
上記の下側層の粉砕化酸化チタン微粒、上側層の粉砕化窒酸化チタン微粒、および噴射研磨材としての酸化アルミニウム微粒の共存下で、上記硬質被覆層の第４層を構成する酸化アルミニウム層の少なくとも切刃稜線部を含むすくい面部分および逃げ面部分を研磨して、これら研磨面の表面粗さを準拠規格ＪＩＳ・Ｂ０６０１−１９９４に基いた測定で、Ｒａ：０．２μｍ以下とし、
（ｃ）さらに、上記酸化アルミニウム層研磨面のすくい面および逃げ面のいずれか、またはこれら両面の全面に亘って、単一基本形状マークおよび前記単一基本形状マークの集合マークのいずれか、または両方が分散分布してなると共に、前記単一基本形状マークを、上記硬質被覆層の構成層のうちのいずれかの層が露出した掘下げ面とした硬質被覆層残留応力低減模様をレーザービーム照射形成したこと、
を特徴とする、高硬度鋼の高速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サーメット製切削スローアウエイチップ。
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