軟質難削材の高速切削加工で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
【課題】軟質難削材の高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する被覆切削工具を提供する。
【解決手段】被覆切削工具が、超硬基体の表面に、（ａ）Ｃｒ硼化物層の表面層、（ｂ）組成式：（Ｔｉ１−（Ｘ＋Ｙ）ＡｌＸＢＹ ）Ｎ（ただし、原子比で、０．４５≦Ｘ≦０．６５、０．０１≦Ｙ≦０．１０、０．５０≦Ｘ＋Ｙ≦０．７０を示す）、を満足するＴｉとＡｌとＢの複合窒化物層の耐摩耗硬質層、からなる硬質被覆層を形成してなり、さらに、前記表面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の表面粗さを、前記表面層全面に、Ｃｒ窒化物層で構成された研磨材層を蒸着形成した状態で、ウエットブラストにて、噴射研磨材として、酸化アルミニウム微粒を配合した研磨液を噴射し、前記の研磨材層のウエットブラストによる粉砕化Ｃｒ窒化物微粒と、噴射研磨材としての酸化アルミニウム微粒の共存下で研磨して、Ｒａ：０．２μｍ以下としてなる。
【解決手段】被覆切削工具が、超硬基体の表面に、（ａ）Ｃｒ硼化物層の表面層、（ｂ）組成式：（Ｔｉ１−（Ｘ＋Ｙ）ＡｌＸＢＹ ）Ｎ（ただし、原子比で、０．４５≦Ｘ≦０．６５、０．０１≦Ｙ≦０．１０、０．５０≦Ｘ＋Ｙ≦０．７０を示す）、を満足するＴｉとＡｌとＢの複合窒化物層の耐摩耗硬質層、からなる硬質被覆層を形成してなり、さらに、前記表面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の表面粗さを、前記表面層全面に、Ｃｒ窒化物層で構成された研磨材層を蒸着形成した状態で、ウエットブラストにて、噴射研磨材として、酸化アルミニウム微粒を配合した研磨液を噴射し、前記の研磨材層のウエットブラストによる粉砕化Ｃｒ窒化物微粒と、噴射研磨材としての酸化アルミニウム微粒の共存下で研磨して、Ｒａ：０．２μｍ以下としてなる。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明は、硬質被覆層が、すぐれた高温硬さ、高温強度および耐熱性を有する耐摩耗硬質層と、すぐれた高温耐酸化性を有する表面層によって構成され、したがって特に切粉の粘性が高く、かつ工具表面に溶着し易いステンレス鋼や高マンガン鋼、さらに軟鋼などの軟質難削材（被削材）の切削加工を高熱発生を伴う高速切削条件で行った場合にも、前記被削材および切粉が高温に加熱されて粘性および溶着性が一段と増大し、これに伴なって硬質被覆層表面に対する酸化反応性が増すようになるにもかかわらず、前記被削材および切粉に対する前記表面層のもつ酸化反応抑制効果によって前記硬質被覆層の摩耗進行が著しく抑制され、長期に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮するようにな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。
【背景技術】
【０００２】
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、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。
【０００３】
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：（Ｔｉ１−(Ｘ＋Ｙ)ＡｌＸＢＹ）Ｎ（ただし、原子比で、０．４５≦Ｘ≦０．６５、０．０１≦Ｙ≦０．１０、０．５０≦Ｘ＋Ｙ≦０．７０を示す）を満足するＴｉとＡｌとＢの複合窒化物［以下、（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎで示す］層からなる硬質被覆層を１〜１０μｍの平均層厚で物理蒸着してなる被覆超硬工具が知られており、かつ前記被覆超硬工具の硬質被覆層である（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）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Ｂによる一段の高温硬さ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。
【０００４】
さらに、上記の被覆超硬工具が、例えば図２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入し、ヒータで装置内を、例えば５００℃の温度に加熱した状態で、アノード電極と所定組成を有するＴｉ−Ａｌ−Ｂ合金がセットされたカソード電極（蒸発源）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，Ｂ）Ｎ層からなる耐摩耗硬質層を硬質被覆層として蒸着することにより製造されることも知られている。
【特許文献１】特許第２７９３６９６号明細書
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
近年の切削加工装置の高性能化および自動化はめざましく、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、切削加工は高速化し、かつ被削材の種類に限定されない汎用性のある被覆超硬工具が強く望まれる傾向にあるが、上記の従来被覆超硬工具においては、これを低合金鋼や炭素鋼などの一般鋼、さらにダクタイル鋳鉄やねずみ鋳鉄などの普通鋳鉄の切削加工に用いた場合には問題はないが、これを特に切粉の粘性が高く、かつ工具表面に溶着し易いステンレス鋼や高マンガン鋼、さらに軟鋼などの軟質難削材（被削材）の切削加工を高熱発生を伴う高速切削条件で行なうのに用いた場合には、前記被削材および切粉は高温に加熱されて粘性および溶着性が一段と増し、これに伴って硬質被覆層表面に対する酸化反応が活発になることから、硬質被覆層の摩耗進行が加速し、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。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
そこで、本発明者等は、上述のような観点から、特に上記の軟質難削材の高速切削加工で耐摩耗硬質層がすぐれた耐摩耗性を発揮する被覆超硬工具を開発すべく、上記の従来被覆超硬工具に着目し、研究を行った結果、
（ａ）例えば図１（ａ）に概略平面図で、同（ｂ）に概略正面図で示される構造のアークイオンプレーティング装置（以下、ＡＩＰ装置と略記する）とスパッタリング装置（以下、ＳＰ装置と略記する）が共存の蒸着装置、すなわち装置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で、一方側に前記ＡＩＰ装置のカソード電極（蒸発源）として所定の組成を有するＴｉ−Ａｌ−Ｂ合金、他方側に前記ＳＰ装置のカソード電極（蒸発源）としてＣｒ硼化物（以下、ＣｒＢ２で示す）粉末の焼結体（以下、ＣｒＢ２焼結体という）を対向配置した蒸着装置を用い、この装置の前記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複数の超硬基体をリング状に装着し、この状態で装置内雰囲気を窒素雰囲気として前記回転テーブルを回転させると共に、蒸着形成される耐摩耗硬質層の層厚均一化を図る目的で超硬基体自体も自転させながら、基本的に、まず前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｂ合金のカソード電極（蒸発源）とアノード電極との間にアーク放電を発生させて、前記超硬基体の表面に（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層を０．８〜５μｍの平均層厚で耐摩耗硬質層として蒸着形成し、ついで、前記蒸着装置内の雰囲気を、窒素雰囲気に代って、実質的にＡｒ雰囲気とすると共に、前記ＳＰ装置のカソード電極（蒸発源）として配置したＣｒＢ２焼結体のスパッタリングを開始し、前記（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層に重ねて表面層として０．８〜５μｍの平均層厚でＣｒＢ２層を蒸着形成すると、この結果の被覆超硬工具は、特に切粉の粘性が高く、かつ工具表面に溶着し易いステンレス鋼や高マンガン鋼、さらに軟鋼などの軟質難削材（被削材）の切削加工を高熱発生を伴う高速切削条件で行なうのに用いた場合にも、上記（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層からなる耐摩耗硬質層が、すぐれた高温耐酸化性を有する前記ＣｒＢ２層からなる表面層によって、高温に加熱されて粘性および溶着性が一段と増大し、これに伴って硬質被覆層に対する酸化反応性が増大した前記被削材および切粉から保護され、摩耗進行が著しく抑制されることから、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）しかし、上記（ａ）の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層上に形成されたＣｒＢ２層は、相対的に蒸着表面が粗く、これが原因で特に前記軟質難削材の高速切削加工では切刃部にチッピング（微少欠け）が発生し易い傾向がある。そこで、これに通常の研磨手段であるウエットブラスト、すなわち、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（以下、Ａｌ2Ｏ3で示す）微粒を配合した研磨液を表面に噴射して研磨するウエットブラスト、を施すことが考えられるが、前記ウエットブラストによっても、準拠規格ＪＩＳ・Ｂ０６０１−１９９４に基づいた測定（以下の表面粗さは全てかかる準拠規格に基づいた測定値を示す）で、Ｒａ：０．３〜０．６μｍ程度の表面粗さを確保することができるに過ぎず、この表面粗さでは、前記軟質難削材の高速切削加工で切刃部にチッピングが発生するのを満足に抑制することはできないこと。
（ｃ）一方、上記の被覆超硬工具における硬質被覆層の表面層を構成するＣｒＢ２層の切刃稜線部を含むすくい面および逃げ面の全面に、図１に示される通り、カソード電極（蒸発源）として金属Ｃｒを配置したＡＩＰ装置を用い、装置内雰囲気を窒素雰囲気として、前記カソード電極（蒸発源）とアノード電極との間にアーク放電を発生させて、０．５〜５μｍの平均層厚で、Ｃｒ窒化物（以下、ＣｒＮで示す）層を蒸着形成した状態で、
上記（ｂ）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、上記ＣｒＮ層（以下、ＣｒＮ研磨材層という）は、前記Ａｌ2Ｏ3微粒によって粉砕微粒化し、ＣｒＮ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、硬質被覆層の表面層を構成するＣｒＢ２層の表面を研磨することになり、この結果研磨後の前記ＣｒＢ２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、この表面層であるＣｒＢ２層の表面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以下の表面粗さに平滑化した被覆超硬工具を用いて、特に前記軟質難削材の高速切削加工を行った場合、切刃部におけるチッピング発生が防止され、前記硬質被覆層は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）〜（ｃ）に示される研究結果を得たのである。
【０００７】
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、超硬基体の表面に、
（ａ）表面層として、ＳＰ装置を用いて蒸着形成され、かつ、０．８〜５μｍの平均層厚を有するＣｒＢ２層、
（ｂ）耐摩耗硬質層として、ＡＩＰ装置を用いて蒸着形成され、かつ、０．８〜５μｍの平均層厚を有し、さらに、
組成式：（Ｔｉ１−（Ｘ＋Ｙ）ＡｌＸＢＹ ）Ｎ（ただし、原子比で、０．４５≦Ｘ≦０．６５、０．０１≦Ｙ≦０．１０、０．５０≦Ｘ＋Ｙ≦０．７０を示す）、
を満足する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層、
以上（ａ）および（ｂ）からなる硬質被覆層を形成してなる被覆超硬工具にして、
さらに、上記硬質被覆層のＣｒＢ２層で構成された表面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の表面粗さを、
上記表面層全面に、ＡＩＰ装置を用いて蒸着形成され、かつ、０．５〜５μｍの平均層厚を有するＣｒＮ層で構成された研磨材層を蒸着形成した状態で、
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、
上記の研磨材層のウエットブラストによる粉砕化ＣｒＮ微粒と、噴射研磨材としてのＡｌ2Ｏ3微粒の共存下で研磨して、Ｒａ：０．２μｍ以下としてなる、軟質難削材の高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する被覆超硬工具に特徴を有するものである。
【０００８】
つぎに、この発明の被覆超硬工具の硬質被覆層およびＣｒＮ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）耐摩耗硬質層の組成式のＸ値、Ｙ値
耐摩耗硬質層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）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Ｂ成分にはＡｌとの共存において一段と高温硬さを向上させる作用があるが、Ａｌの割合を示すＸ値がＴｉとＢ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、高速切削に要求されるすぐれた高温硬さと耐熱性を確保することができなくなり、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０．６５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、この結果切刃部にチッピング（微少欠け）などが発生し易くなることから、Ｘ値を０．４５〜０．６５と定めた。また、Ｂの割合を示すＹ値がＴｉとＡｌの合量に占める割合で、０．０１未満では、所望の高温硬さ向上効果が得られず、一方同Ｙ値が０．１０を超えると、高温強度が低下するようになることから、Ｙ値を０．０１〜０．１０と定めた。さらに、ＡｌとＢの合計含有割合を示す（Ｘ＋Ｙ)値が０．５０未満では、軟質難削材の高速切削加工で必要とされる高温硬さと耐熱性を十分満足することはできず、また、（Ｘ＋Ｙ)値が０．７０を超えると、軟質難削材の高速切削加工で必要とされる高温強度を確保することができなくなることから、（Ｘ＋Ｙ)値を０．５０以上０．７０以下と定めた。
（ｂ）耐摩耗硬質層の平均層厚
その平均層厚が０．８μｍ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５μｍを越えると、上記の硬質難削材の高速切削では切刃部にチッピングが発生し易くなることから、その平均層厚を０．８〜５μｍと定めた。
（ｃ）表面層の平均層厚
硬質被覆層は、上記の通り耐摩耗硬質層のもつすぐれた高温硬さ、高温強度および耐熱性と、表面層であるＣｒＢ２層のもつすぐれた高温耐酸化性との共存によって、高い発熱を伴なう軟質難削材の高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮するようになるものであるが、前記ＣｒＢ２層の平均層厚が０．８μｍ未満では、上記耐摩耗硬質層を切削時における前記軟質難削材の高い酸化反応性から使用寿命に至るまで保護するには不十分であり、一方その平均層厚が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、その平均層厚を０．８〜５μｍと定めた。
（ｄ）ＣｒＮ研磨材層
上記の通り、ＣｒＮ研磨材層は、ウエットブラスト時に、研磨液に噴射研磨材として配合したＡｌ2Ｏ3微粒によって粉砕微粒化し、ＣｒＮ微粒となって前記Ａｌ2Ｏ3微粒との共存下で研磨材として作用し、硬質被覆層の表面層を構成するＣｒＢ２層の表面を研磨するが、この場合、その平均層厚が０．５μｍ未満では、ウエットブラスト時における粉砕化ＣｒＮ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５μｍを越えると、研磨液に噴射研磨材として配合したＡｌ2Ｏ3微粒とのバランスがくずれて、相対的に多くなり過ぎ、この場合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ＣｒＢ２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で、その平均層厚を０．５〜５μｍと定めた。
（ｅ）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ＣｒＮ研磨材層の粉砕化ＣｒＮ微粒と共存した状態で、ＣｒＢ２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。
【発明の効果】
【０００９】
この発明の被覆超硬工具は、すぐれた高温硬さ、高温強度および耐熱性を有する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層の耐摩耗硬質層と、すぐれた高温耐酸化性を有し、高速切削時の軟質難削材（被削材）および切粉のもつ高い酸化反応から前記耐摩耗硬質層を保護する作用を発揮するＣｒＢ２層の表面層で構成された硬質被覆層によって、軟質難削材の切削加工を高い発熱を伴う高速で行っても、前記表面層の表面がＲａ：０．２μｍ以下の表面粗さに研磨され、これによって切刃部におけるチッピングの発生が防止されるようになることと相俟って、すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮するものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１０】
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。
【実施例１】
【００１１】
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、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Ａ−１〜Ａ−１０を形成した。
【００１２】
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系超硬製の超硬基体Ｂ−１〜Ｂ−６を形成した。
【００１３】
さらに、表面層形成用ＳＰ装置のカソード電極（蒸発源）として、０．８μｍの平均粒径を有するＣｒＢ２粉末を温度：１５００℃、圧力：２０ＭＰａ、保持時間：３時間の条件でホットプレスすることによりＣｒＢ２焼結体を製造した。
（ａ）ついで、上記の超硬基体Ａ−１〜Ａ−１０およびＢ−１〜Ｂ−６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に示される蒸着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、一方側のＡＩＰ装置のカソード電極（蒸発源）として、それぞれ表４に示される目標組成に対応した成分組成を有する耐摩耗硬質層形成用Ｔｉ−Ａｌ−Ｂ合金、他方側のＳＰ装置のカソード電極（蒸発源）として表面層形成用ＣｒＢ２焼結体を対向配置し、また前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｂ合金およびＣｒＢ２焼結体のそれぞれから９０度ずれた位置に前記回転テーブルに沿って、ＡＩＰ装置のカソード電極（蒸発源）として、ＣｒＮ研磨材層形成用金属Ｃｒを装着し、
（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、前記回転テーブル上で自転しながら回転する超硬基体に−１０００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつカソード電極の前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｂ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、もって超硬基体表面を前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｂ合金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３Ｐａ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超硬基体に−１００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつカソード電極の前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｂ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４に示される目標組成および目標層厚の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層を硬質被覆層の耐摩耗硬質層として蒸着形成し、
（ｄ）ついで、既に蒸着形成された上記の耐摩耗硬質層としての（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層と、これから蒸着形成される表面層としてのＣｒＢ２層との密着接合性を向上させる目的で、上記耐摩耗硬質層形成用Ｔｉ−Ａｌ−Ｂ合金のカソード電極とアノード電極との間のアーク放電を継続したまま、装置内に窒素ガスに代えてＡｒと窒素の混合ガス（Ｎ２：Ａｒ＝容積比で３：１）を導入して、装置内雰囲気を同じく３Ｐａとし、同時に前記ＳＰ装置のカソード電極（蒸発源）として配置したＣｒＢ２焼結体に、３ｋＷの出力でスパッタを発生させ、この状態を２０分間保持して、密着接合層としてのＴｉとＡｌとＢとＣｒの複合硼窒化物層（この場合後の測定でいずれも０．３μｍの平均層厚を示したが、０．１〜０．５μｍの平均層厚ですぐれた密着接合性が確保される）を形成し、
（ｅ）引き続いて、前記ＳＰ装置のカソード電極（蒸発源）として配置したＣｒＢ２焼結体とアノード電極と間のスパッタを同一条件（スパッタ出力：３ｋＷ）で続行しながら、前記装置内に導入するガスをＡｒと窒素の混合ガスからＡｒガスに代えると共に、装置内雰囲気を０．５Ｐａとし、同時に上記耐摩耗硬質層形成用Ｔｉ−Ａｌ−Ｂ合金のカソード電極とアノード電極との間のアーク放電を停止し、この条件で層厚に対応した時間スパッタリングを行い、同じく表４に示される目標層厚のＣｒＢ２層を硬質被覆層の表面層として蒸着形成し、
（ｆ）さらに、装置内にＡｒガスに代えて窒素ガスを導入して、装置内雰囲気を同じく３Ｐａの窒素雰囲気とし、同時に上記スパッタリングを停止すると共に、前記回転テーブル上で自転しながら回転する超硬基体に−１００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつＡＩＰ装置のカソード電極である前記金属Ｃｒ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ＣｒＢ２層（表面層）の全面に、同じく表４に示される目標層厚のＣｒＮ研磨材層を蒸着形成し、
（ｇ）引き続いて、上記のＣｒＮ研磨材層形成の被覆超硬工具に、表３に示されるブラスト条件で、かつ表４に示される組み合わせでウエットブラストを施して、ＣｒＢ２層で構成された表面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同じく表４に示される表面粗さに研磨することにより、本発明被覆超硬工具としての本発明表面被覆超硬製スローアウエイチップ（以下、本発明被覆チップと云う）１〜１６をそれぞれ製造した。
【００１４】
また、上記の本発明被覆チップの表面層であるＣｒＢ２層の作用効果を確認する目的で、表５に示される通り、前記ＣｒＢ２層の形成を行なわず、かつ、耐摩耗硬質層としての（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層の目標層厚を、本発明被覆チップの耐摩耗硬質層の目標層厚と表面層の目標層厚の合計とする以外は同一の条件で比較被覆超硬工具としての比較表面被覆超硬製スローアウエイチップ（以下、比較被覆チップと云う）１〜１６をそれぞれ製造した。
【００１５】
この結果得られた比較被覆チップ１〜１６の耐摩耗硬質層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層のウエットブラスト後の表面粗さを表５に示した。
【００１６】
つぎに、上記の各種の被覆チップを、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、本発明被覆チップ１〜１６および比較被覆チップ１〜１６について、
被削材：ＪＩＳ・ＳＵＳ３１６の丸棒、
切削速度： ２００ ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み： ３ ｍｍ、
送り： ０．２ ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間： ６ 分、
の条件（切削条件Ａという）でのステンレス鋼の乾式連続高速切削加工試験（通常の切削速度は１５０ｍ／ｍｉｎ．）、
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭｎＨ２の長さ方向等間隔４本縦溝入りの丸棒、
切削速度： １９０ ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み： ２．５ ｍｍ、
送り： ０．２ ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間： ８ 分、
の条件（切削条件Ｂという）での高マンガン鋼の乾式断続高速切削加工試験（通常の切削速度は１５０ｍ／ｍｉｎ．）、
被削材：ＪＩＳ・ＳＳ４００の長さ方向等間隔３本縦溝入り丸棒、
切削速度： ２４０ ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み： ３ ｍｍ、
送り： ０．２５ ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間： ５ 分、
の条件（切削条件Ｃという）での軟鋼の乾式断続高速切削加工試験（通常の切削速度は１８０ｍ／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６に示した。
【００１７】
【表１】
【００１８】
【表２】
【００１９】
【表３】
【００２０】
【表４】
【００２１】
【表５】
【００２２】
【表６】
【実施例２】
【００２３】
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７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７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基超硬合金製の超硬基体（エンドミル）Ｃ−１〜Ｃ−８をそれぞれ製造した。
【００２４】
ついで、これらの超硬基体（エンドミル）Ｃ−１〜Ｃ−８の表面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に示される蒸着装置に装入し、上記実施例１と同一の条件で、表８に示される目標組成および目標層厚の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層からなる耐摩耗硬質層と、同じく表８に示される目標層厚のＣｒＢ２層からなる表面層で構成された硬質被覆層を蒸着形成し、さらに表３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、ＣｒＢ２層で構成された表面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同じく表８に示される表面粗さに研磨することにより、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。
【００２５】
また、上記の本発明被覆エンドミルの表面層であるＣｒＢ２層の作用効果を確認する目的で、表８に示される通り、前記ＣｒＢ２層の形成を行なわず、かつ、耐摩耗硬質層としての（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層の目標層厚を、本発明被覆エンドミルの耐摩耗硬質層の目標層厚と表面層の目標層厚の合計とする以外は同一の条件で比較被覆超硬工具としての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。
【００２６】
この結果得られた比較被覆エンドミル１〜８の耐摩耗硬質層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層のウエットブラスト後の表面粗さを表８に示した。
【００２７】
つぎに、上記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の寸法をもったＪＩＳ・ＳＳ４００の板材、
切削速度： ５０ ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）： ２．５ ｍｍ、
テーブル送り：２５０ ｍｍ／分、
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．）、
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の寸法をもったＪＩＳ・ＳＣＭｎＨ２の板材、
切削速度： ６０ ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）： ４ ｍｍ、
テーブル送り： ３２０ ｍｍ／分、
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４０ｍ／ｍｉｎ．）、
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の寸法をもったＪＩＳ・ＳＵＳ３１６の板材、
切削速度： ５５ ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）： ６ ｍｍ、
テーブル送り： ３００ ｍｍ／分、
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３５ｍ／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０．２ｍｍに至るまでの切削溝長を測定した。この測定結果を表８にそれぞれ示した。
【００２８】
【表７】
【００２９】
【表８】
【実施例３】
【００３０】
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）、１，３ｍｍ（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ＷＣ基超硬合金製の超硬基体（ドリル）Ｄ−１〜Ｄ−８をそれぞれ製造した。
【００３１】
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、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、同じく図１に示される蒸着装置に装入し、上記実施例１と同一の条件で、表９に示される目標組成および目標層厚の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層からなる耐摩耗硬質層と、同じく表９に示される目標層厚のＣｒＢ２層からなる表面層で構成された硬質被覆層を蒸着形成し、さらに表３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、ＣｒＢ２層で構成された表面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同じく表９に示される表面粗さに研磨することにより、本発明被覆超硬工具としての本発明表面被覆超硬製ドリル（以下、本発明被覆ドリルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。
【００３２】
また、上記の本発明被覆ドリルの表面層であるＣｒＢ２層の作用効果を確認する目的で、表９に示される通り、前記ＣｒＢ２層の形成を行なわず、かつ、耐摩耗硬質層としての（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層の目標層厚を、本発明被覆ドリルの耐摩耗硬質層の目標層厚と表面層の目標層厚の合計とする以外は同一の条件で比較被覆超硬工具としての比較表面被覆超硬製ドリル（以下、比較被覆ドリルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。
【００３３】
この結果得られた比較被覆ドリル１〜８の耐摩耗硬質層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層のウエットブラスト後の表面粗さを表９に示した。
【００３４】
つぎに、上記本発明被覆ドリル１〜８および比較被覆ドリル１〜８のうち、本発明被覆ドリル１〜３および比較被覆ドリル１〜３については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・ＳＣＭｎＨ２の板材、
切削速度： ４５ ｍ／ｍｉｎ．、
送り： ０．２ ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ： １６ ｍｍ、
の条件での高マンガン鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験（通常の切削速度は２５ｍ／ｍｉｎ．）、
本発明被覆ドリル４〜６および比較被覆ドリル４〜６については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・ＳＵＳ３０４の板材、
切削速度： ５０ ｍ／ｍｉｎ．、
送り： ０．２５ ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ： ３０ ｍｍ、
の条件でのステンレス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．）、
本発明被覆ドリル７，８および比較被覆ドリル７，８については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・ＳＳ４００の板材、
切削速度： ６０ ｍ／ｍｉｎ．、
送り： ０．１５ ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ： ４５ ｍｍ、
の条件での軟鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験（通常の切削速度は３５ｍ／ｍｉｎ．）、
をそれぞれ行い、いずれの湿式高速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０．２５ｍｍ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９にそれぞれ示した。
【００３５】
【表９】
【００３６】
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チップ１〜１６、本発明被覆エンドミル１〜８、および本発明被覆ドリル１〜８の硬質被覆層を構成する耐摩耗硬質層および表面層の組成、並びに比較被覆超硬工具としての比較被覆チップ１〜１６、比較被覆エンドミル１〜８、および比較被覆ドリル１〜８の耐摩耗硬質層の組成を、透過型電子顕微鏡を用いてのエネルギー分散Ｘ線分析法により測定したところ、それぞれ目標組成と実質的に同じ組成を示した。
【００３７】
また、上記の硬質被覆層の表面層および耐摩耗硬質層の平均層厚を走査型電子顕微鏡を用いて断面測定したところ、いずれも目標層厚と実質的に同じ平均値（５ヶ所の平均値）を示した。
【００３８】
表４〜９に示される結果から、硬質被覆層が、高温硬さ、高温強度と耐熱性を有する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層の耐摩耗硬質層と、すぐれた高温耐酸化性を有し、切削時の高温酸化反応雰囲気から前記耐摩耗硬質層を保護するＣｒＢ２層の表面層で構成された本発明被覆超硬工具は、いずれも各種のステンレス鋼や高マンガン鋼、さらに軟鋼などの軟質難削材の高速切削で、高い発熱を伴うのにもかかわらず、すぐれた耐摩耗性を発揮するのに対して、（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層の耐摩耗硬質層だけからなる比較被覆超硬工具においては、前記軟質難削材の高熱発生を伴う高速切削加工では切刃部の摩耗進行が速く、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。
【００３９】
上述のように、この発明の被覆超硬工具は、特に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、特に高い発熱を伴う上記の軟質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および自動化、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。
【図面の簡単な説明】
【００４０】
【図１】被覆超硬工具を構成する表面被覆層を形成するのに用いた蒸着装置を示し、（ａ）は概略平面図、（ｂ）は概略正面図である。
【図２】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。
【技術分野】
【０００１】
この発明は、硬質被覆層が、すぐれた高温硬さ、高温強度および耐熱性を有する耐摩耗硬質層と、すぐれた高温耐酸化性を有する表面層によって構成され、したがって特に切粉の粘性が高く、かつ工具表面に溶着し易いステンレス鋼や高マンガン鋼、さらに軟鋼などの軟質難削材（被削材）の切削加工を高熱発生を伴う高速切削条件で行った場合にも、前記被削材および切粉が高温に加熱されて粘性および溶着性が一段と増大し、これに伴なって硬質被覆層表面に対する酸化反応性が増すようになるにもかかわらず、前記被削材および切粉に対する前記表面層のもつ酸化反応抑制効果によって前記硬質被覆層の摩耗進行が著しく抑制され、長期に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮するようにな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。
【背景技術】
【０００２】
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、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。
【０００３】
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：（Ｔｉ１−(Ｘ＋Ｙ)ＡｌＸＢＹ）Ｎ（ただし、原子比で、０．４５≦Ｘ≦０．６５、０．０１≦Ｙ≦０．１０、０．５０≦Ｘ＋Ｙ≦０．７０を示す）を満足するＴｉとＡｌとＢの複合窒化物［以下、（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎで示す］層からなる硬質被覆層を１〜１０μｍの平均層厚で物理蒸着してなる被覆超硬工具が知られており、かつ前記被覆超硬工具の硬質被覆層である（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）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Ｂによる一段の高温硬さ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。
【０００４】
さらに、上記の被覆超硬工具が、例えば図２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入し、ヒータで装置内を、例えば５００℃の温度に加熱した状態で、アノード電極と所定組成を有するＴｉ−Ａｌ−Ｂ合金がセットされたカソード電極（蒸発源）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，Ｂ）Ｎ層からなる耐摩耗硬質層を硬質被覆層として蒸着することにより製造されることも知られている。
【特許文献１】特許第２７９３６９６号明細書
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
近年の切削加工装置の高性能化および自動化はめざましく、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、切削加工は高速化し、かつ被削材の種類に限定されない汎用性のある被覆超硬工具が強く望まれる傾向にあるが、上記の従来被覆超硬工具においては、これを低合金鋼や炭素鋼などの一般鋼、さらにダクタイル鋳鉄やねずみ鋳鉄などの普通鋳鉄の切削加工に用いた場合には問題はないが、これを特に切粉の粘性が高く、かつ工具表面に溶着し易いステンレス鋼や高マンガン鋼、さらに軟鋼などの軟質難削材（被削材）の切削加工を高熱発生を伴う高速切削条件で行なうのに用いた場合には、前記被削材および切粉は高温に加熱されて粘性および溶着性が一段と増し、これに伴って硬質被覆層表面に対する酸化反応が活発になることから、硬質被覆層の摩耗進行が加速し、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。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
そこで、本発明者等は、上述のような観点から、特に上記の軟質難削材の高速切削加工で耐摩耗硬質層がすぐれた耐摩耗性を発揮する被覆超硬工具を開発すべく、上記の従来被覆超硬工具に着目し、研究を行った結果、
（ａ）例えば図１（ａ）に概略平面図で、同（ｂ）に概略正面図で示される構造のアークイオンプレーティング装置（以下、ＡＩＰ装置と略記する）とスパッタリング装置（以下、ＳＰ装置と略記する）が共存の蒸着装置、すなわち装置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で、一方側に前記ＡＩＰ装置のカソード電極（蒸発源）として所定の組成を有するＴｉ−Ａｌ−Ｂ合金、他方側に前記ＳＰ装置のカソード電極（蒸発源）としてＣｒ硼化物（以下、ＣｒＢ２で示す）粉末の焼結体（以下、ＣｒＢ２焼結体という）を対向配置した蒸着装置を用い、この装置の前記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複数の超硬基体をリング状に装着し、この状態で装置内雰囲気を窒素雰囲気として前記回転テーブルを回転させると共に、蒸着形成される耐摩耗硬質層の層厚均一化を図る目的で超硬基体自体も自転させながら、基本的に、まず前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｂ合金のカソード電極（蒸発源）とアノード電極との間にアーク放電を発生させて、前記超硬基体の表面に（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層を０．８〜５μｍの平均層厚で耐摩耗硬質層として蒸着形成し、ついで、前記蒸着装置内の雰囲気を、窒素雰囲気に代って、実質的にＡｒ雰囲気とすると共に、前記ＳＰ装置のカソード電極（蒸発源）として配置したＣｒＢ２焼結体のスパッタリングを開始し、前記（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層に重ねて表面層として０．８〜５μｍの平均層厚でＣｒＢ２層を蒸着形成すると、この結果の被覆超硬工具は、特に切粉の粘性が高く、かつ工具表面に溶着し易いステンレス鋼や高マンガン鋼、さらに軟鋼などの軟質難削材（被削材）の切削加工を高熱発生を伴う高速切削条件で行なうのに用いた場合にも、上記（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層からなる耐摩耗硬質層が、すぐれた高温耐酸化性を有する前記ＣｒＢ２層からなる表面層によって、高温に加熱されて粘性および溶着性が一段と増大し、これに伴って硬質被覆層に対する酸化反応性が増大した前記被削材および切粉から保護され、摩耗進行が著しく抑制されることから、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）しかし、上記（ａ）の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層上に形成されたＣｒＢ２層は、相対的に蒸着表面が粗く、これが原因で特に前記軟質難削材の高速切削加工では切刃部にチッピング（微少欠け）が発生し易い傾向がある。そこで、これに通常の研磨手段であるウエットブラスト、すなわち、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（以下、Ａｌ2Ｏ3で示す）微粒を配合した研磨液を表面に噴射して研磨するウエットブラスト、を施すことが考えられるが、前記ウエットブラストによっても、準拠規格ＪＩＳ・Ｂ０６０１−１９９４に基づいた測定（以下の表面粗さは全てかかる準拠規格に基づいた測定値を示す）で、Ｒａ：０．３〜０．６μｍ程度の表面粗さを確保することができるに過ぎず、この表面粗さでは、前記軟質難削材の高速切削加工で切刃部にチッピングが発生するのを満足に抑制することはできないこと。
（ｃ）一方、上記の被覆超硬工具における硬質被覆層の表面層を構成するＣｒＢ２層の切刃稜線部を含むすくい面および逃げ面の全面に、図１に示される通り、カソード電極（蒸発源）として金属Ｃｒを配置したＡＩＰ装置を用い、装置内雰囲気を窒素雰囲気として、前記カソード電極（蒸発源）とアノード電極との間にアーク放電を発生させて、０．５〜５μｍの平均層厚で、Ｃｒ窒化物（以下、ＣｒＮで示す）層を蒸着形成した状態で、
上記（ｂ）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、上記ＣｒＮ層（以下、ＣｒＮ研磨材層という）は、前記Ａｌ2Ｏ3微粒によって粉砕微粒化し、ＣｒＮ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、硬質被覆層の表面層を構成するＣｒＢ２層の表面を研磨することになり、この結果研磨後の前記ＣｒＢ２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、この表面層であるＣｒＢ２層の表面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以下の表面粗さに平滑化した被覆超硬工具を用いて、特に前記軟質難削材の高速切削加工を行った場合、切刃部におけるチッピング発生が防止され、前記硬質被覆層は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）〜（ｃ）に示される研究結果を得たのである。
【０００７】
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、超硬基体の表面に、
（ａ）表面層として、ＳＰ装置を用いて蒸着形成され、かつ、０．８〜５μｍの平均層厚を有するＣｒＢ２層、
（ｂ）耐摩耗硬質層として、ＡＩＰ装置を用いて蒸着形成され、かつ、０．８〜５μｍの平均層厚を有し、さらに、
組成式：（Ｔｉ１−（Ｘ＋Ｙ）ＡｌＸＢＹ ）Ｎ（ただし、原子比で、０．４５≦Ｘ≦０．６５、０．０１≦Ｙ≦０．１０、０．５０≦Ｘ＋Ｙ≦０．７０を示す）、
を満足する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層、
以上（ａ）および（ｂ）からなる硬質被覆層を形成してなる被覆超硬工具にして、
さらに、上記硬質被覆層のＣｒＢ２層で構成された表面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の表面粗さを、
上記表面層全面に、ＡＩＰ装置を用いて蒸着形成され、かつ、０．５〜５μｍの平均層厚を有するＣｒＮ層で構成された研磨材層を蒸着形成した状態で、
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、
上記の研磨材層のウエットブラストによる粉砕化ＣｒＮ微粒と、噴射研磨材としてのＡｌ2Ｏ3微粒の共存下で研磨して、Ｒａ：０．２μｍ以下としてなる、軟質難削材の高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する被覆超硬工具に特徴を有するものである。
【０００８】
つぎに、この発明の被覆超硬工具の硬質被覆層およびＣｒＮ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）耐摩耗硬質層の組成式のＸ値、Ｙ値
耐摩耗硬質層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）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Ｂ成分にはＡｌとの共存において一段と高温硬さを向上させる作用があるが、Ａｌの割合を示すＸ値がＴｉとＢ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、高速切削に要求されるすぐれた高温硬さと耐熱性を確保することができなくなり、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０．６５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、この結果切刃部にチッピング（微少欠け）などが発生し易くなることから、Ｘ値を０．４５〜０．６５と定めた。また、Ｂの割合を示すＹ値がＴｉとＡｌの合量に占める割合で、０．０１未満では、所望の高温硬さ向上効果が得られず、一方同Ｙ値が０．１０を超えると、高温強度が低下するようになることから、Ｙ値を０．０１〜０．１０と定めた。さらに、ＡｌとＢの合計含有割合を示す（Ｘ＋Ｙ)値が０．５０未満では、軟質難削材の高速切削加工で必要とされる高温硬さと耐熱性を十分満足することはできず、また、（Ｘ＋Ｙ)値が０．７０を超えると、軟質難削材の高速切削加工で必要とされる高温強度を確保することができなくなることから、（Ｘ＋Ｙ)値を０．５０以上０．７０以下と定めた。
（ｂ）耐摩耗硬質層の平均層厚
その平均層厚が０．８μｍ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５μｍを越えると、上記の硬質難削材の高速切削では切刃部にチッピングが発生し易くなることから、その平均層厚を０．８〜５μｍと定めた。
（ｃ）表面層の平均層厚
硬質被覆層は、上記の通り耐摩耗硬質層のもつすぐれた高温硬さ、高温強度および耐熱性と、表面層であるＣｒＢ２層のもつすぐれた高温耐酸化性との共存によって、高い発熱を伴なう軟質難削材の高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮するようになるものであるが、前記ＣｒＢ２層の平均層厚が０．８μｍ未満では、上記耐摩耗硬質層を切削時における前記軟質難削材の高い酸化反応性から使用寿命に至るまで保護するには不十分であり、一方その平均層厚が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、その平均層厚を０．８〜５μｍと定めた。
（ｄ）ＣｒＮ研磨材層
上記の通り、ＣｒＮ研磨材層は、ウエットブラスト時に、研磨液に噴射研磨材として配合したＡｌ2Ｏ3微粒によって粉砕微粒化し、ＣｒＮ微粒となって前記Ａｌ2Ｏ3微粒との共存下で研磨材として作用し、硬質被覆層の表面層を構成するＣｒＢ２層の表面を研磨するが、この場合、その平均層厚が０．５μｍ未満では、ウエットブラスト時における粉砕化ＣｒＮ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５μｍを越えると、研磨液に噴射研磨材として配合したＡｌ2Ｏ3微粒とのバランスがくずれて、相対的に多くなり過ぎ、この場合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ＣｒＢ２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で、その平均層厚を０．５〜５μｍと定めた。
（ｅ）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ＣｒＮ研磨材層の粉砕化ＣｒＮ微粒と共存した状態で、ＣｒＢ２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。
【発明の効果】
【０００９】
この発明の被覆超硬工具は、すぐれた高温硬さ、高温強度および耐熱性を有する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層の耐摩耗硬質層と、すぐれた高温耐酸化性を有し、高速切削時の軟質難削材（被削材）および切粉のもつ高い酸化反応から前記耐摩耗硬質層を保護する作用を発揮するＣｒＢ２層の表面層で構成された硬質被覆層によって、軟質難削材の切削加工を高い発熱を伴う高速で行っても、前記表面層の表面がＲａ：０．２μｍ以下の表面粗さに研磨され、これによって切刃部におけるチッピングの発生が防止されるようになることと相俟って、すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮するものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１０】
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。
【実施例１】
【００１１】
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、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Ａ−１〜Ａ−１０を形成した。
【００１２】
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系超硬製の超硬基体Ｂ−１〜Ｂ−６を形成した。
【００１３】
さらに、表面層形成用ＳＰ装置のカソード電極（蒸発源）として、０．８μｍの平均粒径を有するＣｒＢ２粉末を温度：１５００℃、圧力：２０ＭＰａ、保持時間：３時間の条件でホットプレスすることによりＣｒＢ２焼結体を製造した。
（ａ）ついで、上記の超硬基体Ａ−１〜Ａ−１０およびＢ−１〜Ｂ−６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に示される蒸着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、一方側のＡＩＰ装置のカソード電極（蒸発源）として、それぞれ表４に示される目標組成に対応した成分組成を有する耐摩耗硬質層形成用Ｔｉ−Ａｌ−Ｂ合金、他方側のＳＰ装置のカソード電極（蒸発源）として表面層形成用ＣｒＢ２焼結体を対向配置し、また前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｂ合金およびＣｒＢ２焼結体のそれぞれから９０度ずれた位置に前記回転テーブルに沿って、ＡＩＰ装置のカソード電極（蒸発源）として、ＣｒＮ研磨材層形成用金属Ｃｒを装着し、
（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、前記回転テーブル上で自転しながら回転する超硬基体に−１０００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつカソード電極の前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｂ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、もって超硬基体表面を前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｂ合金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３Ｐａ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超硬基体に−１００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつカソード電極の前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｂ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４に示される目標組成および目標層厚の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層を硬質被覆層の耐摩耗硬質層として蒸着形成し、
（ｄ）ついで、既に蒸着形成された上記の耐摩耗硬質層としての（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層と、これから蒸着形成される表面層としてのＣｒＢ２層との密着接合性を向上させる目的で、上記耐摩耗硬質層形成用Ｔｉ−Ａｌ−Ｂ合金のカソード電極とアノード電極との間のアーク放電を継続したまま、装置内に窒素ガスに代えてＡｒと窒素の混合ガス（Ｎ２：Ａｒ＝容積比で３：１）を導入して、装置内雰囲気を同じく３Ｐａとし、同時に前記ＳＰ装置のカソード電極（蒸発源）として配置したＣｒＢ２焼結体に、３ｋＷの出力でスパッタを発生させ、この状態を２０分間保持して、密着接合層としてのＴｉとＡｌとＢとＣｒの複合硼窒化物層（この場合後の測定でいずれも０．３μｍの平均層厚を示したが、０．１〜０．５μｍの平均層厚ですぐれた密着接合性が確保される）を形成し、
（ｅ）引き続いて、前記ＳＰ装置のカソード電極（蒸発源）として配置したＣｒＢ２焼結体とアノード電極と間のスパッタを同一条件（スパッタ出力：３ｋＷ）で続行しながら、前記装置内に導入するガスをＡｒと窒素の混合ガスからＡｒガスに代えると共に、装置内雰囲気を０．５Ｐａとし、同時に上記耐摩耗硬質層形成用Ｔｉ−Ａｌ−Ｂ合金のカソード電極とアノード電極との間のアーク放電を停止し、この条件で層厚に対応した時間スパッタリングを行い、同じく表４に示される目標層厚のＣｒＢ２層を硬質被覆層の表面層として蒸着形成し、
（ｆ）さらに、装置内にＡｒガスに代えて窒素ガスを導入して、装置内雰囲気を同じく３Ｐａの窒素雰囲気とし、同時に上記スパッタリングを停止すると共に、前記回転テーブル上で自転しながら回転する超硬基体に−１００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつＡＩＰ装置のカソード電極である前記金属Ｃｒ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ＣｒＢ２層（表面層）の全面に、同じく表４に示される目標層厚のＣｒＮ研磨材層を蒸着形成し、
（ｇ）引き続いて、上記のＣｒＮ研磨材層形成の被覆超硬工具に、表３に示されるブラスト条件で、かつ表４に示される組み合わせでウエットブラストを施して、ＣｒＢ２層で構成された表面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同じく表４に示される表面粗さに研磨することにより、本発明被覆超硬工具としての本発明表面被覆超硬製スローアウエイチップ（以下、本発明被覆チップと云う）１〜１６をそれぞれ製造した。
【００１４】
また、上記の本発明被覆チップの表面層であるＣｒＢ２層の作用効果を確認する目的で、表５に示される通り、前記ＣｒＢ２層の形成を行なわず、かつ、耐摩耗硬質層としての（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層の目標層厚を、本発明被覆チップの耐摩耗硬質層の目標層厚と表面層の目標層厚の合計とする以外は同一の条件で比較被覆超硬工具としての比較表面被覆超硬製スローアウエイチップ（以下、比較被覆チップと云う）１〜１６をそれぞれ製造した。
【００１５】
この結果得られた比較被覆チップ１〜１６の耐摩耗硬質層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層のウエットブラスト後の表面粗さを表５に示した。
【００１６】
つぎに、上記の各種の被覆チップを、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、本発明被覆チップ１〜１６および比較被覆チップ１〜１６について、
被削材：ＪＩＳ・ＳＵＳ３１６の丸棒、
切削速度： ２００ ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み： ３ ｍｍ、
送り： ０．２ ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間： ６ 分、
の条件（切削条件Ａという）でのステンレス鋼の乾式連続高速切削加工試験（通常の切削速度は１５０ｍ／ｍｉｎ．）、
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭｎＨ２の長さ方向等間隔４本縦溝入りの丸棒、
切削速度： １９０ ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み： ２．５ ｍｍ、
送り： ０．２ ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間： ８ 分、
の条件（切削条件Ｂという）での高マンガン鋼の乾式断続高速切削加工試験（通常の切削速度は１５０ｍ／ｍｉｎ．）、
被削材：ＪＩＳ・ＳＳ４００の長さ方向等間隔３本縦溝入り丸棒、
切削速度： ２４０ ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み： ３ ｍｍ、
送り： ０．２５ ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間： ５ 分、
の条件（切削条件Ｃという）での軟鋼の乾式断続高速切削加工試験（通常の切削速度は１８０ｍ／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６に示した。
【００１７】
【表１】
【００１８】
【表２】
【００１９】
【表３】
【００２０】
【表４】
【００２１】
【表５】
【００２２】
【表６】
【実施例２】
【００２３】
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７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７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基超硬合金製の超硬基体（エンドミル）Ｃ−１〜Ｃ−８をそれぞれ製造した。
【００２４】
ついで、これらの超硬基体（エンドミル）Ｃ−１〜Ｃ−８の表面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に示される蒸着装置に装入し、上記実施例１と同一の条件で、表８に示される目標組成および目標層厚の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層からなる耐摩耗硬質層と、同じく表８に示される目標層厚のＣｒＢ２層からなる表面層で構成された硬質被覆層を蒸着形成し、さらに表３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、ＣｒＢ２層で構成された表面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同じく表８に示される表面粗さに研磨することにより、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。
【００２５】
また、上記の本発明被覆エンドミルの表面層であるＣｒＢ２層の作用効果を確認する目的で、表８に示される通り、前記ＣｒＢ２層の形成を行なわず、かつ、耐摩耗硬質層としての（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層の目標層厚を、本発明被覆エンドミルの耐摩耗硬質層の目標層厚と表面層の目標層厚の合計とする以外は同一の条件で比較被覆超硬工具としての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。
【００２６】
この結果得られた比較被覆エンドミル１〜８の耐摩耗硬質層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層のウエットブラスト後の表面粗さを表８に示した。
【００２７】
つぎに、上記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の寸法をもったＪＩＳ・ＳＳ４００の板材、
切削速度： ５０ ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）： ２．５ ｍｍ、
テーブル送り：２５０ ｍｍ／分、
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．）、
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の寸法をもったＪＩＳ・ＳＣＭｎＨ２の板材、
切削速度： ６０ ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）： ４ ｍｍ、
テーブル送り： ３２０ ｍｍ／分、
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４０ｍ／ｍｉｎ．）、
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の寸法をもったＪＩＳ・ＳＵＳ３１６の板材、
切削速度： ５５ ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）： ６ ｍｍ、
テーブル送り： ３００ ｍｍ／分、
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３５ｍ／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０．２ｍｍに至るまでの切削溝長を測定した。この測定結果を表８にそれぞれ示した。
【００２８】
【表７】
【００２９】
【表８】
【実施例３】
【００３０】
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）、１，３ｍｍ（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ＷＣ基超硬合金製の超硬基体（ドリル）Ｄ−１〜Ｄ−８をそれぞれ製造した。
【００３１】
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、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、同じく図１に示される蒸着装置に装入し、上記実施例１と同一の条件で、表９に示される目標組成および目標層厚の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層からなる耐摩耗硬質層と、同じく表９に示される目標層厚のＣｒＢ２層からなる表面層で構成された硬質被覆層を蒸着形成し、さらに表３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、ＣｒＢ２層で構成された表面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同じく表９に示される表面粗さに研磨することにより、本発明被覆超硬工具としての本発明表面被覆超硬製ドリル（以下、本発明被覆ドリルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。
【００３２】
また、上記の本発明被覆ドリルの表面層であるＣｒＢ２層の作用効果を確認する目的で、表９に示される通り、前記ＣｒＢ２層の形成を行なわず、かつ、耐摩耗硬質層としての（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層の目標層厚を、本発明被覆ドリルの耐摩耗硬質層の目標層厚と表面層の目標層厚の合計とする以外は同一の条件で比較被覆超硬工具としての比較表面被覆超硬製ドリル（以下、比較被覆ドリルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。
【００３３】
この結果得られた比較被覆ドリル１〜８の耐摩耗硬質層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層のウエットブラスト後の表面粗さを表９に示した。
【００３４】
つぎに、上記本発明被覆ドリル１〜８および比較被覆ドリル１〜８のうち、本発明被覆ドリル１〜３および比較被覆ドリル１〜３については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・ＳＣＭｎＨ２の板材、
切削速度： ４５ ｍ／ｍｉｎ．、
送り： ０．２ ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ： １６ ｍｍ、
の条件での高マンガン鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験（通常の切削速度は２５ｍ／ｍｉｎ．）、
本発明被覆ドリル４〜６および比較被覆ドリル４〜６については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・ＳＵＳ３０４の板材、
切削速度： ５０ ｍ／ｍｉｎ．、
送り： ０．２５ ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ： ３０ ｍｍ、
の条件でのステンレス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．）、
本発明被覆ドリル７，８および比較被覆ドリル７，８については、
被削材−平面：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍの寸法をもったＪＩＳ・ＳＳ４００の板材、
切削速度： ６０ ｍ／ｍｉｎ．、
送り： ０．１５ ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ： ４５ ｍｍ、
の条件での軟鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験（通常の切削速度は３５ｍ／ｍｉｎ．）、
をそれぞれ行い、いずれの湿式高速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０．２５ｍｍ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９にそれぞれ示した。
【００３５】
【表９】
【００３６】
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チップ１〜１６、本発明被覆エンドミル１〜８、および本発明被覆ドリル１〜８の硬質被覆層を構成する耐摩耗硬質層および表面層の組成、並びに比較被覆超硬工具としての比較被覆チップ１〜１６、比較被覆エンドミル１〜８、および比較被覆ドリル１〜８の耐摩耗硬質層の組成を、透過型電子顕微鏡を用いてのエネルギー分散Ｘ線分析法により測定したところ、それぞれ目標組成と実質的に同じ組成を示した。
【００３７】
また、上記の硬質被覆層の表面層および耐摩耗硬質層の平均層厚を走査型電子顕微鏡を用いて断面測定したところ、いずれも目標層厚と実質的に同じ平均値（５ヶ所の平均値）を示した。
【００３８】
表４〜９に示される結果から、硬質被覆層が、高温硬さ、高温強度と耐熱性を有する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層の耐摩耗硬質層と、すぐれた高温耐酸化性を有し、切削時の高温酸化反応雰囲気から前記耐摩耗硬質層を保護するＣｒＢ２層の表面層で構成された本発明被覆超硬工具は、いずれも各種のステンレス鋼や高マンガン鋼、さらに軟鋼などの軟質難削材の高速切削で、高い発熱を伴うのにもかかわらず、すぐれた耐摩耗性を発揮するのに対して、（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層の耐摩耗硬質層だけからなる比較被覆超硬工具においては、前記軟質難削材の高熱発生を伴う高速切削加工では切刃部の摩耗進行が速く、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。
【００３９】
上述のように、この発明の被覆超硬工具は、特に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、特に高い発熱を伴う上記の軟質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および自動化、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。
【図面の簡単な説明】
【００４０】
【図１】被覆超硬工具を構成する表面被覆層を形成するのに用いた蒸着装置を示し、（ａ）は概略平面図、（ｂ）は概略正面図である。
【図２】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。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
炭化タングステン基超硬合金または炭窒化チタン系サーメットからなる超硬基体の表面に、
（ａ）表面層として、スパッタリング装置を用いて蒸着形成され、かつ０．８〜５μｍの平均層厚を有するＣｒ硼化物層、
（ｂ）耐摩耗硬質層として、アークイオンプレーティング装置を用いて蒸着形成され、かつ、０．８〜５μｍの平均層厚を有し、さらに、
組成式：（Ｔｉ１−（Ｘ＋Ｙ）ＡｌＸＢＹ ）Ｎ（ただし、原子比で、０．４５≦Ｘ≦０．６５、０．０１≦Ｙ≦０．１０、０．５０≦Ｘ＋Ｙ≦０．７０を示す）、
を満足するＴｉとＡｌとＢの複合窒化物層、
以上（ａ）および（ｂ）からなる硬質被覆層を形成してなる表面被覆超硬合金製切削工具にして、
さらに、上記硬質被覆層のＣｒ硼化物層で構成された表面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の表面粗さを、
上記表面層全面に、アークイオンプレーティング装置を用いて蒸着形成され、かつ、０．５〜５μｍの平均層厚を有するＣｒ窒化物層で構成された研磨材層を蒸着形成した状態で、
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、
上記の研磨材層のウエットブラストによる粉砕化Ｃｒ窒化物微粒と、噴射研磨材としての酸化アルミニウム微粒の共存下で研磨して、準拠規格ＪＩＳ・Ｂ０６０１−１９９４に基づいた測定で、Ｒａ：０．２μｍ以下としたこと、
を特徴とする軟質難削材の高速切削加工で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。
【請求項１】
炭化タングステン基超硬合金または炭窒化チタン系サーメットからなる超硬基体の表面に、
（ａ）表面層として、スパッタリング装置を用いて蒸着形成され、かつ０．８〜５μｍの平均層厚を有するＣｒ硼化物層、
（ｂ）耐摩耗硬質層として、アークイオンプレーティング装置を用いて蒸着形成され、かつ、０．８〜５μｍの平均層厚を有し、さらに、
組成式：（Ｔｉ１−（Ｘ＋Ｙ）ＡｌＸＢＹ ）Ｎ（ただし、原子比で、０．４５≦Ｘ≦０．６５、０．０１≦Ｙ≦０．１０、０．５０≦Ｘ＋Ｙ≦０．７０を示す）、
を満足するＴｉとＡｌとＢの複合窒化物層、
以上（ａ）および（ｂ）からなる硬質被覆層を形成してなる表面被覆超硬合金製切削工具にして、
さらに、上記硬質被覆層のＣｒ硼化物層で構成された表面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の表面粗さを、
上記表面層全面に、アークイオンプレーティング装置を用いて蒸着形成され、かつ、０．５〜５μｍの平均層厚を有するＣｒ窒化物層で構成された研磨材層を蒸着形成した状態で、
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、
上記の研磨材層のウエットブラストによる粉砕化Ｃｒ窒化物微粒と、噴射研磨材としての酸化アルミニウム微粒の共存下で研磨して、準拠規格ＪＩＳ・Ｂ０６０１−１９９４に基づいた測定で、Ｒａ：０．２μｍ以下としたこと、
を特徴とする軟質難削材の高速切削加工で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。
【図１】
【図２】
【図２】
【公開番号】特開２００７−１６７９８４（Ｐ２００７−１６７９８４Ａ）
【公開日】平成１９年７月５日（２００７．７．５）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００５−３６５９２６（Ｐ２００５−３６５９２６）
【出願日】平成１７年１２月２０日（２００５．１２．２０）
【出願人】（０００００６２６４）三菱マテリアル株式会社 (4,417)
【出願人】（５９６０９１３９２）三菱マテリアル神戸ツールズ株式会社 (203)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成１９年７月５日（２００７．７．５）
【国際特許分類】
【出願日】平成１７年１２月２０日（２００５．１２．２０）
【出願人】（０００００６２６４）三菱マテリアル株式会社 (4,417)
【出願人】（５９６０９１３９２）三菱マテリアル神戸ツールズ株式会社 (203)
【Ｆターム（参考）】
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