JPH11335816A

JPH11335816A - 被覆超硬合金切削工具

Info

Publication number: JPH11335816A
Application number: JP13841898A
Authority: JP
Inventors: Katsuya Uchino; 克哉内野; Akihiko Ikegaya; 明彦池ヶ谷
Original assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Priority date: 1998-05-20
Filing date: 1998-05-20
Publication date: 1999-12-07
Anticipated expiration: 2018-05-20
Also published as: JP3697894B2

Abstract

(57)【要約】【課題】従来の被覆切削工具に比較し、切削における
被覆層の耐剥離性を大きく向上させるとともに、膜自体
の耐摩耗性と耐クレーター性を向上させ、膜の耐破壊靱
性の向上を図ることにより、工具寿命を飛躍的に向上さ
せる。【解決手段】超硬合金表面に被覆層を設けた被覆超硬
合金において、内層と外層の酸化アルミニウムの界面に
Ｔｉ，Ｃ，Ｏを含む相を点在させることで、外層の酸化
アルミニウム層が、実質的にはα型結晶構造からなる
が、内層直上に成長する第１列目の結晶粒子においてα
型結晶粒子をもつ粒子とκ型結晶構造をもつ粒子が混在
する領域を有して、かつ本領域のα型酸化アルミニウム
の結晶粒中にポアを含まない構造とする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、切削工具等に使用
される強靭かつ耐摩耗性に優れる被覆超硬合金切削工具
に関する。

【０００２】

【従来の技術】超硬合金の表面に炭化チタン、窒化チタ
ン、炭窒化チタンあるいは酸化アルミニウム等の被覆層
を蒸着することにより切削工具の寿命を向上させること
が行われており、一般に化学蒸着法、プラズマＣＶＤ
法、物理蒸着法などを用いて生成された被覆層等が広く
普及している。

【０００３】しかし、これらの被覆切削工具を用いて加
工を行った場合、特に鋼の高速切削加工や高速での鋳鉄
の加工のように高温での被覆層の耐摩耗性及び耐クレー
ター性が必要な加工、あるいは小物部品加工のように加
工数が多く被削材への食いつき回数が多い加工等で被覆
層の耐摩耗性が不足したり、被覆層の損傷、剥離が発生
することによる工具寿命の低下が発生していた。

【０００４】これらの課題を克服する手法として、これ
までに内層に超硬合金との密着度に優れ、高硬度を有す
る炭化チタン、炭窒化チタン等を被覆し、外層に酸化ア
ルミニウムを被覆した構造において被覆層の組織制御、
配向性の制御などが検討されてきた。例えば特表平9-50
7528号公報では、高温特性を向上させることを狙い、高
温安定型のα型結晶構造の酸化アルミニウムを一定の配
向性をもたせて成膜することがなされている。従来か
ら、α型結晶構造の酸化アルミニウムは、高温特性に優
れることは言われていたが、切削時に剥離しない高密着
度を得ることが難しいとされており、本従来技術におい
ても酸化アルミニウムの成膜初期の水分量を制御するこ
とにより高密着度を得る努力がなされているが、これに
よっても十分な高密着度とは言えないのが現状であっ
た。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記問題点
に対し、検討を重ねた結果、従来の被覆切削工具に比較
し、切削における被覆層の耐剥離性を大きく向上させる
とともに、膜自体の耐摩耗性と耐クレータ性を向上さ
せ、膜の破壊強度の向上を可能にすることにより工具の
寿命を安定して飛躍的に向上させることを目的とする。

【０００６】

【課題を解決するための手段】このために、本発明品は
以下の構造をとる。炭化タングステンを主成分とし、Ｉ
Ｖa、Ｖa、ＶＩa族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物の
少なくとも１種を含む硬質相とＣｏを主とする結合相か
らなる超硬合金を基材とし、その表面に内層および外層
からなるセラミック被覆層を有し、内層が、Ｔｉ（Ｃw
ＢxＮyＯz）（ここでｗ＋ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、ｗ、ｘ、
ｙ、ｚ≧０）の少なくとも１層以上からなり、外層が、
酸化アルミニウム及びＴｉ（ＣwＢxＮyＯz）（ここでｗ
＋ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、ｗ、ｘ、ｙ、ｚ≧０）の少なくとも
１層以上からなり、かつ内層と接する位置に存在する単
一層の酸化アルミニウムを必須とし、該内層と外層の酸
化アルミニウム間の界面に点在するＴｉ、Ｃ、Ｏを含む
相（以降界面相と称す）を有し、かつ、酸化アルミニウ
ムは、実質的にα型酸化アルミニウムからなるが、内層
直上に成長する第１列目の結晶粒子においてα型結晶構
造を持つ粒子とκ型結晶構造をもつ粒子が混在する領域
を有し、かつ本領域のα型酸化アルミニウムの結晶粒中
に実質的にポアを含まない構造を有する。

【０００７】また、内層の直上に成長する第１列目の結
晶粒子においてα型結晶構造を持つ粒子とκ型結晶構造
の粒子を混在させることにより以下の効果が得られる。
第１には、下地との密着度に優れるκ型酸化アルミニウ
ムを内層との界面第１列目に一定割合で配置することに
より、内層との間の高密着度をえることが可能である。
そして、これと同時に、酸化アルミニウム膜の成長の過
程でκ型構造の酸化アルミニウムがα型構造の酸化アル
ミニウムにより淘汰されることにより、高温切削環境下
で優れた機械的、化学的耐摩耗性及び膜の破壊特性を有
するα型結晶構造の酸化アルミニウムを最終的に成長さ
せることが可能となる。このような構造は内層の上層と
の間に界面相を点在させることにより可能となる。

【０００８】また、第２には本領域のα型酸化アルミニ
ウムの結晶粒中に実質的にポアを含まない構造とするこ
とにより従来α型酸化アルミニウムを採用した場合に問
題となる密着強度の低下を抑制することが可能となる。
これは、従来のα型酸化アルミニウムの低密着度は界面
付近のポアによる膜強度低下に起因する破壊→膜剥離の
メカニズムにより発生していたためである。以上のよう
に本構造により優れた膜質を有するαアルミナを非常に
高い密着度で内層上に生成する事が可能となり、切削性
能を飛躍的に向上させることが可能となる。

【０００９】

【発明の実施の形態】内層は、Ｔｉ（ＣwＢxＮyＯz）
（ここでｗ＋ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、ｗ、ｘ、ｙ、ｚ≧０）の
２層以上からなり、かつ柱状組織を有する炭窒化チタン
層を必須かつ主とすることを特徴とすることにより、断
続切削や、部品加工などの切削において、外層の酸化ア
ルミニウムからの損傷を防ぐのみでなく、内層における
膜の破壊、基材と内層間の膜剥離を防止しつつ非常に高
い耐摩耗性を得ることが可能となり、工具性能を飛躍的
に向上させることが可能となる。

【００１０】本構造のα型結晶構造の酸化アルミニウム
を得るためには、内層直上の第１層目のα型酸化アルミ
ニウム粒子とκ型アルミニウム粒子の存在割合が、κ／
（α＋κ）＝０．２５〜０．７５であることが望まし
い。この範囲にκ／α比を保つことにより、高密着度と
最終的なα型結晶構造酸化アルミニウムの成膜の両立が
より容易になる。また、κ／αの混在状態は、第１層目
のみではなく、その割合が第１層目から上に向かうに従
い減少し、膜中でゼロとなるほうがより好ましい。これ
は、１層目のみ混在している場合、結晶構造の分布の急
速な変化によるひずみにより、この部分の膜強度が低下
する影響がでるケースがありうることによる。ただし、
これらの混在領域は、内層との界面から１．５μm以内
であることがより好ましい。これは、混在領域がこれを
越えると、κ型結晶構造の酸化アルミニウムの存在によ
る膜質低下の影響が出始めるためである。

【００１１】また、本構造を得るためには、界面相が存
在する部分での厚み平均が500ｎｍ以内であり、かつ垂
直断面における外層と内層の界面長さの３０から９０％
を占めていることが好ましい。３０％未満では、上述の
ような本発明の構造が得られず、９０％を越えるあるい
は、その厚みが500ｎｍを越えると、界面相の強度が不
足し、この部分からの破壊により酸化アルミニウム膜の
剥離が生じやすくなる。なお、本発明の構造では、α型
結晶構造の酸化アルミニウムが不連続な中間層が存在し
ている直上の第１列目の酸化アルミニウム粒子はα型結
晶構造を有していることが望ましい。

【００１２】ここで界面相の存在状況は、ＳＥＭまたは
ＴＥＭによる約１００００倍の断面写真を用いておこな
う。厚みは、任意の１０μm長さの間に点在する界面相
の全てについてそれぞれ最大厚みを測定し、この平均を
とる方法を用いた。また、存在確立については、任意の
１０μm長さの界面について存在部の界面上での長さを
合算し、これを全長さ（１０μm）で除することにより
求めたものとした。

【００１３】なお、本発明の構造において、内層上の酸
化アルミニウム膜の初期生成核の密度は、多い程密着強
度の向上効果がより大きくなる傾向にある。この際、α
型酸化アルミニウムとκ型酸化アルミニウムが混在する
内層直上の第１層目の粒子の大半が、５００ｎｍ以下の
粒径となるレベルの核生成密度である場合にこの効果は
顕著に得られる。ここで粒子径は、ＴＥＭによる５００
００倍の断面写真を用い、任意の２μｍ長さにおいて、
第１層目に並ぶ粒子数でこれを除する（２／粒子数）こ
とにより求めたものとした。

【００１４】本発明の構造において、酸化アルミニウム
の膜厚は２〜２０μｍであることがより好ましい。これ
は、２μmより薄いと、膜質に優れるαアルミナの効果
が十分に発揮できないケースが生じうる。逆に膜厚が２
０μmを越えると高強度のαアルミナであっても強度が
不足し、切削中に膜が破壊したり、厚膜化による結晶粒
の粗大化で膜の耐摩耗性が低下する場合が生じることが
あるためである。最終的に成膜されている酸化アルミニ
ウムの結晶構造が全てα型であることは、膜表面からの
Ｘ線回折により行い、回折ピークが全てα型構造の酸化
アルミニウムからなり、κ型構造を含まないことをもっ
て確認した。

【００１５】また、酸化アルミニウム成膜初期のα型と
κ型粒子の評価は、内層との界面直上の第１列目の任意
の粒子１０点以上について、ＴＥＭによる電子線回折図
形を解析する事により評価する。２列目以降についても
同様の方法を用い、κ型が検出されなくなる列まで解析
してそれ以降は、表面からのＸ線回折で全てα型である
ことを加味して全てα型結晶構造を有すると判断する。
α型構造の酸化アルミニウム中のポアはの存在の有無
は、ＴＥＭによる５００００倍の断面写真から判断す
る。

【００１６】なお、本発明の構造において、α型結晶構
造の酸化アルミニウムの配向性指数ＴＣａがＴＣａ（０
１２）＞１．３である、あるいはＴＣａ（104)＞1.3、
かつＴＣａ（116)＞1.3であることがより好ましい。

【００１７】

【数３】Ｉ(hkl) ：測定された(hkl)面の回折強度Ｉo(hkl) ：ＡＳＴＭ標準によるα結晶構造アルミナの
(hkl)面の粉末回折強度 (ｈｋｌ）は、(012)、(104)、(110)、(113)、(024)、(1
16)の６面

【００１８】本発明の構造とすることにより、さらに膜
の強度と硬度の両方をともに向上させることが可能とな
り、膜の耐摩耗性と耐チッピング性が向上することによ
り工具寿命の向上が可能となる。

【００１９】また、さらに、内層の必須成分である柱状
組織の炭窒化チタン層の配向性指数ＴＣが、ＴＣ（３１
１）で最も大きく、その値が1.3以上3以下である、ある
いは、（４２２）面と（３１１）面の配向性指数ＴＣ(4
22)、ＴＣ(311)がともに1.3以上3以下であることが好ま
しい。

【００２０】

【数４】Ｉ(hkl) ：測定された(hkl)面の回折強度Ｉo(hkl) ：ＡＳＴＭ標準による(hkl)面のＴｉＣとＴｉ
Ｎの粉末回折強度の平均値 (ｈｋｌ）は、(111)、(200)、(220)、(311)、(331)、(4
20)、(422)、(511)の８面

【００２１】配向性指数を本発明の範囲とすることによ
り、内層膜の耐破壊性を大きく向上させることが可能と
なり、膜の微小チッピングが防止できることから、結果
として耐摩耗性が大きく向上する。ただし、配向性指数
が３を越えると、一定方向の配向が強くなりすぎること
により、逆に膜の破壊性が低下する。以上の内層と外層
の膜質、膜構造の組み合わせにより上述の各効果の相乗
により、工具寿命を、より飛躍的に向上させることが可
能となる。

【００２２】以下に本発明の構造の製造方法を示す。ま
ず、本発明の炭窒化チタンは、被覆する際の雰囲気をTi
Cl₄、CH₃CN、N₂及びH₂とし、前半と後半の条件を次の様
に変更して成膜する。すなわち、成膜初期から120分の
間は(TiCl₄+CH₃CN)／トータルガス量の比率を後半に比
べて小さくし、かつ、前半のＮ₂／トータルガス量の比
率を後半の2倍以上とすることにより本構造が得られ
る。この際、炭窒化チタンの層厚を10μm未満とするこ
とによりＴＣ（３１１）の配向性指数を1.3か以上3以下
とすることができ、膜厚を10μm以上とすることにより
ＴＣ（３１１）、ＴＣ（４２２）ともに1.3以上3以下と
することができる。

【００２３】次に、内層と外層の界面に点在する本発明
の界面相は以下に示す通常のＣＶＤプロセスにより製造
される。内層のＴｉ（ＣwＢxＮyＯz）（ここでｗ＋ｘ＋
ｙ＋ｚ＝１、ｗ、ｘ、ｙ、ｚ≧０）を成膜後、Ｔｉ源で
あるＴｉＣｌ₄とキャリアガスであるＨ₂のみを残し、残
りのガスの導入を停止し、一定時間保持した後、ＴｉＣ
ｌ₄を停止し、引き続いてＣＯガスを導入することによ
り作製できる。この際の、各々の状態における保持時間
を変化させる事により界面相の厚み、存在割合を制御す
ることができる。その後、一般に知られているＡｌＣｌ
₃、ＣＯ₂、及びＨ₂を用いた方法で９５０℃〜１０５０
℃の温度で酸化アルミニウムの成膜を行うことにより本
発明の初期のα型構造とκ型構造の混在領域を有する酸
化アルミニウムを得る事ができる。そして、不連続な界
面相の作製条件の設定により、酸化アルミニウム成膜初
期のα型とκ型の存在比率、混在領域の厚みを調整する
ことができ、これにより最終的に成膜される酸化アルミ
ニウム膜の配向性が制御できる。また、同じ酸化条件を
用いてアルミナの膜厚を変えることによっても配向性を
変化させることは可能である。

【００２４】なお、上述の界面相の作製方法を用いなか
ったり、用いても条件設定が不十分で界面相の点在が認
められないレベルであると、最終的にκ型の酸化アルミ
ニウムが成膜されてしまったり、逆に界面相が層状にな
るほど過剰である場合には、混在領域が得られていても
従来のようにα型結晶構造の酸化アルミニウム粒子の中
に多くのポアを含んでしまう等して十分な密着度が得ら
れず、いずれも本発明の効果が発揮できない。

【００２５】被覆後、被覆層の表面にブラスト処理ある
いは、ブラシ処理等の機械的処理により切り刃稜線部の
みでアルミナ層が平坦部に比較してスムース化、薄膜化
あるいは除去されるまで表面を処理することにより、上
述の効果はより大きくなる。ここで、酸化アルミニウム
層の表面粗さは、切刃稜線部における１０μm長さにわ
たっての測定で、Ｒmax≦0.4μmであることにより、よ
り効果が大きくなる。また、切刃のみで最上層が酸化ア
ルミニウムまたは、内層膜であり、その他の平坦部の最
外層はＴｉＮからなることが望ましい。切削条件によっ
ては切刃以外の位置での被削材の溶着に起因する損傷が
発生するが、耐溶着性に優れるＴｉＮの効果により、抑
制される。

【００２６】なお、この際の処理の程度は、切刃稜線部
の中でも実際に切削時に切り粉が接触する刃先部で確実
にアルミナ層がスムース化、薄膜化あるいは除去されて
いることが必要であるが、処理の程度により、刃先から
離れた位置の稜線部でアルミナ層が一部薄膜化あるいは
除去されていなくても全く問題はなく、本発明の効果は
得られる。また、本発明では、アルミナ層がスムース
化、薄膜化あるいは除去されているのは切刃稜線部のみ
としているが、処理法によってはチップの座面周辺など
の切削と関係ない角張った場所でも処理されていること
があるが、これについても実質的には、本発明の効果に
は全く影響しない。

【００２７】また、このような膜表面処理により、被覆
後被覆層中に存在する引っ張り残留応力を内層のＴｉＣ
Ｎ層で10kg/mm²以下まで低減させることにより、膜の耐
破壊に対する効果を向上させることが可能である。さら
に、超硬合金基材の表面部で炭化タングステンを除く硬
質相が減少または消失した層を有し、その厚みが平坦部
において１０μm以上５０μm以内である表層部が強靱化
された超硬合金と本発明の被覆層および表面処理を組み
合わせることにより、超硬合金部表層付近ごと被覆層が
脱落するような損傷に対し、非常に効果がある。

【００２８】特に、超硬合金基材中にＺｒを含み、全て
が結合相に固溶しているのではなく、少なくともその一
部が硬質相成分を構成していることにより、基材の高温
における硬度、強度の特性を向上させることが可能とな
り、より好ましい。さらに、本構造において、表層部の
硬度が、基材内部の平均硬度よりも低く、かつその直下
に内部よりも硬度が高い領域を設けることにより、表層
部の効果による高靭性化、及び高硬度領域による耐塑性
変形性の向上効果が、より顕著になる。なお、ここで基
材表層領域の厚みを１０μm以上５０μm以下としたの
は、５０μmを越えると切削中に表層部でやや塑性変形
あるいは弾性変形が生じる傾向となるためで、１０μm
未満では、靭性向上に対する効果が小さいためである。

【００２９】表層領域は、従来から知られているよう
な、窒素含有硬質相原料を用いる方法、または、焼結時
の昇温過程で加窒雰囲気とし、結合相の液相出現後に脱
窒、脱炭雰囲気とすることで製造できる。

【００３０】

【実施例】（実施例１）基材としてＷＣ-８％Ｃｏ-４
％ＴｉＣ-２％ＴａＣ-１％ＮｂＣの組成でＣＮＭＧ１２
０４０８の形状を有するＷＣ基超硬合金基体を準備し
た。この基体の表面に表１に示す４種の内層構造を用
い、連続してその上に表２に示す外層を積層した。この
際の内層終了後の酸化アルミニウム成膜までの間の処理
条件は表３に示すＡ〜Ｇ（ＦとＧは比較）で行った。こ
れらの組合せにより作製した試料を表４に示す。（表１
〜表３の記号で記載）

【００３１】

【表１】

【００３２】

【表２】

【００３３】

【表３】

【００３４】

【表４】

【００３５】表１に示した本発明の内層で用いたＴｉＣ
Ｎ層は被覆後破断し、破断面のＳＥＭ（走査型電子顕微
鏡）観察を行ったところいずれも柱状組織となってい
た。なお、表１には、内層のＴｉＣＮ層の（３１１）面
と（４２２）面の配向性指数を併せて示した。ここで、
内層のＴｉＣＮ層の配向性指数は、Ｘ線回折による回折
ピークから求めた。この際、ＴｉＣＮの（３１１）面の
回折ピークは基材のＷＣの（１１１）面ピークと重な
り、（１１１）面のピーク強度は（ＷＣの最強ピークで
ある（１０１）面の強度）ｘ0.25であることから、Ｔｉ
ＣＮの（３１１）位置の強度からこれを減じてＷＣ（１
１１）面による強度分を差し引いた。

【００３６】また、表３には、ＴＥＭにより１００００
倍の倍率で界面付近の断面を観察し、内層成膜後の処理
条件による界面相の存在割合及び厚みを観察した結果を
併せて示した。なお、内層とそれに接する酸化アルミニ
ウム層の界面付近の断面を、ＴＥＭを用いて５００００
倍の倍率で観察また、各試料において、成膜後、試料表
面側からＸ線回折により酸化アルミニウムの配向性の評
価を行った。その結果、表中の本発明品では、１列目に
存在する90％以上の粒子は500ｎｍ以下の粒径の粒状組
織となっていること、この領域に存在するα型結晶の粒
子にはポアを含まないこと、及び最終的に上層では全て
α型結晶構造になっていること（表面からのＸ線回折評
価ではκ型は検出されなかった）が確認できた。これに
対し、比較品Ｆでは、初期のκ型とα型の混在領域が無
く、最終的にκ型結晶構造となっていた。比較品Ｇでは
混在領域は存在し、最終的にα型結晶構造となっていた
が、第１列目の混在領域に存在するα型の粒子には、多
くのポアが存在することが確認された。また、比較品Ｇ
では、第１列目の結晶粒径は全体に粗粒で、ほとんどの
粒子が粒径600ｎｍ以上であった。

【００３７】表４には、酸化アルミニウムの（０１２）
面、（１０４）面及び（１１６）面の配向性指数も併せ
て示した。各層の成膜に用いた被覆条件を以下に示す。

【００３８】ＴｉＮ層：温度：８６０℃、圧力：２５０torr、反応ガス組成：容量％で、４８％H₂−２％TiCl₄−５０
％N₂ 本発明品１〜３のＴｉＣＮＴｉＣＮ層（前半120分）：温度：９２０℃、５０torr、反応ガス組成：容量％で、７８．５％H₂−１．２％TiCl
₄−０．３%CH₃CN−２０％N₂ ＴｉＣＮ層（後半残り）温度：９２０℃、５０torr、反応ガス組成：容量％で、６８％H₂−６％TiCl₄−１%CH
₃CN−２５％N₂ Ａｌ₂Ｏ₃層：温度１０００℃、圧力：５０torr、反応ガス組成：容量％で、９３％H₂−５％AlCl₃−２％C
O₂ ＴｉＣ層：１０５０℃、圧力５０torr、反応ガス組成：容量％で、９６．５％H₂−２%TiCl₄−
１．５%CH₄

【００３９】以上のサンプルを用い、次に示す切削条件
１、２で性能評価を行った。切削条件１被削材：ＳＣＭ４１５４溝材切削速度：３２０ｍ／ｍｉｎ送り：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ切り込み：１．５ｍｍ衝撃回数：800回切削油：水溶性

【００４０】切削条件２被削材：ＦＣ２５切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ送り：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ切り込み：１．５ｍｍ切削時間：３０分切削油：水溶性評価結果を表５及び表６に示す。

【００４１】

【表５】

【００４２】

【表６】

【００４３】この結果から、本発明品では、従来品に比
較し、膜の耐摩耗性、耐剥離性、耐チッピング性と、耐
クレーター性のいずれにおいても優れていることがわか
る。なお、これらの切削評価後の試料を観察したとこ
ろ、最表面にＴｉＮが被覆されている試料では、アルミ
ナが露出している試料に比較して全体にすくい面上での
被削材の溶着量が少なく抑えられていた。本評価の範囲
では、最表面の膜質が直接摩耗量等に影響は見られなか
ったが、削り込んでいくとすくい面上の損傷に影響がで
てくると思われる。

【００４４】（実施例２）実施例１で作製した試料
３、４、及び６を用い、被覆後にＳｉＣを含有するナイ
ロンブラシで、膜表面に処理を施した。表面処理時間を
変えて処理レベルの異なる試料を作製した。処理時間１
分、６分、１２分の処理を施したものをＨ1、Ｈ6、Ｈ12
で示した。各試料の切り刃部のアルミナ膜厚／平坦部の
アルミナ膜厚の比、切り刃部での膜表面粗度、及び切り
刃稜線部における引っ張り残留応力を表７に示す。引っ
張り残留応力は、Ｘ解折装置を用いて、sin²４ψ法によ
り内層のＴｉＣＮ層の残留応力を測定した結果である。
これらの試料を用いて実施例１と同一の切削評価を行っ
た結果を表８及び表９に示す。

【００４５】

【表７】

【００４６】

【表８】

【００４７】

【表９】

【００４８】この結果より、これらの表面処理を行う事
により、膜強度が向上し、膜性能に起因する損傷が、よ
り抑えられることが分かる。また、３及び６の表面処理
を施した試料では、いずれも平坦部においては最表面の
ＴｉＮが残存し、切り刃部ではこれが除去されていた。
この効果により、表面処理を施した試料では、耐摩耗性
向上の効果が確認されたことが、表中の結果から分かる
が、こればかりでなく、すくい面上の被削材の溶着量も
平坦部にアルミナが露出している試料に比較して少なく
保たれていることも確認できた。

【００４９】（実施例３）実施例１で用いた試料６
（用いた母材をＸとする）を用い、母材のみをＹ：ＷＣ
−８％Ｃｏ−２％ＺｒＣ−２％ＴｉＣ−２％ＴａＣ−１
％ＮｂＣ、Ｚ：ＷＣ−８％Ｃｏ−７％ＺｒＮに変えた試
料を作製した。ここで、昇温中の1200〜1400℃の間をＰ
Ｎ₂＝50torrの窒素雰囲気にし、1450℃、10ー2torrの真
空で１時間焼結した試料Ｘ１、Ｙ１、Ｚ１も作製した。
ここで、試料Ｙ、Ｙ１、Ｚ、及びＺ１においては、いず
れもＺｒは硬質相成分を構成していることをＥＰＭＡの
面分析で確認された。表１０に各試料の表面部で炭化タ
ングステンをのぞく硬質相が消失した層の厚み（Ｐ）、
基材表層部の硬さと内部硬度の差（Ｑ）及び表層部直下
の高硬度部と内部の硬度の差（Ｒ）を示した。ここで、
硬度はマイクロビッカース硬度計を用いて、500ｇ荷重
で測定した値を用いた。

【００５０】

【表１０】

【００５１】これらの試料を用いて、以下に示す切削条
件３による耐欠損性の評価、及び切削条件４による耐塑
性変形評価を実施した。その結果を表１１に示す。

【００５２】切削条件３被削材：ＳＣＭ４３５４溝材切削速度：８０ｍ／ｍｉｎ送り：０．１５〜０．３０ｍｍ／ｒｅｖ切り込み：１．５ｍｍ時間：ＭＡＸ 30ｓｅｃコーナー数：24コーナー切削油：なし

【００５３】切削条件４被削材：ＳＫ５切削速度：８０ｍ／ｍｉｎ送り：０．６ｍｍ／ｒｅｖ切り込み：１．５ｍｍ切削時間：３分切削油：なし

【００５４】

【表１１】

【００５５】ここで、切削条件３では、２４コーナーの
平均で欠損率を求めた。なお、ここれは示していない
が、各試料について、実施例２で示したＨ１２の表面処
理を行った試料についても評価をしてみたところ、耐塑
性変形性はほとんど変わらず、いずれの試料も欠損率が
１／２以下に向上することも併せて確認した。また、基
材の組成をＹやＺに変更しても、実施例１で示した切削
条件１、２の結果は全く変わらない（これらの評価は膜
質のみに依存していた）ことも併せて確認した。

【００５６】

【発明の効果】本発明の被覆超硬合金切削工具を用いて
加工を行った場合、特に鋼の高速切削加工や高速での鋳
鉄加工のように高温での被覆層の耐摩耗性及び耐クレー
ター性が必要な加工、あるいは小物部品加工のように加
工数が多く被削材への食いつき回数が多い加工等で被覆
層の耐摩耗性が向上し、被覆層損傷、剥離発生を防止す
ることにより工具寿命が大幅に向上する効果を有する。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】炭化タングステンを主成分とし、ＩＶ
a、Ｖa、ＶＩa族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物の少
なくとも１種を含む硬質相とＣｏを主とする結合相から
なる超硬合金を基材とし、その表面に内層および外層か
らなるセラミック被覆層を有し、該内層が、Ｔｉ（Ｃw
ＢxＮyＯz）（ここでｗ＋ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、ｗ、ｘ、
ｙ、ｚ≧０）の少なくとも１層以上からなり、該外層
が、該内層と接する位置に酸化アルミニウムを有し、か
つ該内層と外層の酸化アルミニウムの界面にはＴｉ、
Ｃ、Ｏを含む相が点在し、該酸化アルミニウムは、実質
的にα型酸化アルミニウムからなり、内層直上に成長す
る第１列目の結晶粒子においてα型結晶構造を持つ粒子
とκ型結晶構造をもつ粒子が混在する領域が存在し、か
つ本領域のα型酸化アルミニウムの結晶粒中に実質的に
ポアを含まないことを特徴とする被覆超硬合金切削工
具。
【請求項２】前記外層が、Ｔｉ（ＣwＢxＮyＯz）（こ
こでｗ＋ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、ｗ、ｘ、ｙ、ｚ≧０）の少な
くとも一層以上を有する事を特徴とする請求項１記載の
被覆超硬合金切削工具。
【請求項３】前記内層が、Ｔｉ（ＣwＢxＮyＯz）（こ
こでｗ＋ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、ｗ、ｘ、ｙ、ｚ≧０）の２層
以上からなり、かつ柱状組織を有する炭窒化チタン層を
主に有することを特徴とする請求項１または請求項２記
載の被覆超硬合金切削工具。
【請求項４】内層直上の第１層目のα型酸化アルミニ
ウム粒子とκ型アルミニウム粒子の存在割合が、κ／
（α＋κ）＝０．２５〜０．７５であることを特徴とす
る前記請求項１から請求項３いずれかに記載の被覆超硬
合金切削工具。
【請求項５】前記内層と外層の界面のＴｉ、Ｃ、Ｏを
含む相が存在する部分においてその厚み平均が500ｎｍ
以内であり、かつ垂直断面における外層と内層の界面の
長さ方向において３０から９０％を占めていることを特
徴とする前記請求項１から請求項４いずれかに記載の被
覆超硬合金切削工具。
【請求項６】前記酸化アルミニウムの第１列目の粒子
において、界面のＴｉ、Ｃ、Ｏを含む相が存在している
直上にα型結晶構造の酸化アルミニウムが成長している
ことを特徴とする前記請求項１から請求項５いずれかに
記載の被覆超硬合金切削工具。
【請求項７】前記のα型酸化アルミニウムとκ型酸化
アルミニウムが混在する領域が内層との界面から１．５
μm以内であることを特徴とする前記請求項１から請求
項６いずれかに記載の被覆超硬合金切削工具。
【請求項８】前記のα型酸化アルミニウムとκ型酸化
アルミニウムが混在する内層直上の第１層目粒子の大半
が、５００ｎｍ以下の粒径を有する粒状組織であること
を特徴とする前記請求項１から請求項７いずれかに記載
の被覆超硬合金切削工具。
【請求項９】前記酸化アルミニウムの膜厚が２〜２０
μmであることを特徴とする前記請求項１から請求項８
いずれかに記載の被覆超硬合金切削工具。
【請求項１０】前記α型結晶構造の酸化アルミニウム
の配向性指数ＴＣａがＴＣａ（０１２）＞１．３である
ことを特徴とする前記請求項１から請求項９いずれかに
記載の被覆超硬合金切削工具。【数１】Ｉ(hkl) ：測定された(hkl)面の回折強度Ｉo(hkl) ：ＡＳＴＭ標準によるα結晶構造アルミナの
(hkl)面の粉末回折強度 (ｈｋｌ）は、(012)、(104)、(110)、(113)、(024)、(1
16)の６面
【請求項１１】前記配向性指数ＴＣaがＴＣａ（104)
＞1.3かつＴＣａ（116)＞1.3であることを特徴とする請
求項１から９に記載の被覆超硬合金切削工具。
【請求項１２】前記内層の必須成分である柱状組織の
炭窒化チタン層の配向性指数ＴＣが、ＴＣ（３１１）で
最も大きく、その値が1.3以上3以下であることを特徴と
する請求項１から１１のいずれかに記載の被覆超硬合金
切削工具。【数２】Ｉ(hkl) ：測定された(hkl)面の回折強度Ｉo(hkl) ：ＡＳＴＭ標準による(hkl)面のＴｉＣとＴｉ
Ｎの粉末回折強度の平均値 (ｈｋｌ）は、(111)、(200)、(220)、(311)、(331)、(4
20)、(422)、(511)の８面
【請求項１３】前記配向性指数ＴＣが、（４２２）面
と（３１１）面の配向性指数ＴＣ(422)、ＴＣ(311)がと
もに1.3以上3以下であることを特徴とする請求項１から
請求項１２に記載の被覆超硬合金切削工具。
【請求項１４】切刃稜線部付近の酸化アルミニウムの
膜厚が平坦部に比較して薄くなっているまたは、存在し
ないことを特徴とする請求項１から１３に記載の被覆超
硬合金切削工具。
【請求項１５】切刃稜線部付近の被覆層の表面粗さ
が、切り刃稜線部における１０μm長さにわたってＲmax
≦0.4μmであることを特徴とする請求項１から１４のい
ずれかに記載の被覆超硬合金切削工具。
【請求項１６】切刃稜線部の最上層が酸化アルミニウ
ムまたは、内層膜であり、かつ、その他の平坦部の最外
層がＴｉＮからなることを特徴とする請求項１５記載の
被覆超硬合金切削工具。
【請求項１７】少なくとも切刃稜線部において、内層
の炭窒化チタンの引っ張り残留応力が１０kg/mm²以下で
あることを特徴とする請求項１４に記載の被覆超硬合金
切削工具。
【請求項１８】超硬合金基材の表面部で炭化タングス
テンを除く硬質相が減少または消失した層を有し、その
厚みが平坦部において１０μm以上５０μm以下であるこ
とを特徴とする請求項１〜１７いずれかに記載の被覆超
硬合金切削工具。
【請求項１９】超硬合金基材はＺｒを含み、少なくと
もその一部が硬質相成分を構成していることを特徴とす
る請求項１から１８のいずれかに記載の被覆超硬合金切
削工具。
【請求項２０】表層部の硬度が、基材内部の平均硬度
よりも低く、かつその直下に内部よりも硬度が高い領域
を有することを特徴とする請求項１８または請求項１９
記載の被覆超硬合金切削工具。