专利名称：在高强度钢的高速切削加工中硬质被覆层发挥优异的耐磨损性的表面被覆超硬合金制切 ...的制作方法
技术领域：
本发明涉及一种表面被覆超硬合金制切削工具(以下，称为被覆超硬工具)，其硬质被覆层具有优异的耐热性，此外还具备高温硬度及高温强度，因此特别是在要求优异的耐热性、用于伴随合金工具钢和轴承钢的淬火材等的高硬度钢等的高度发热的高速切削加工时，能够发挥优异的耐磨损性。
日本专利申请No.2005-035684的该项专利的优先权已经声明，并于2005年2月14日归档，其内容和参考文献合并于本文。
背景技术：
一般来说，在被覆超硬工具中，包括在进行各种的钢和铸铁等的被削材料的车削加工和刨削加工时，可自由装卸地安装于刀具的顶端部所用的不磨刃刀片；用于所述被削材的穿孔切削加工等的钻头和小型钻孔机；此外，用于所述被削材的端面切削加工和凹槽加工、肩加工等的整体式的立铣刀等。并且，自由装卸地安装所述不磨刃刀片，而进行与所述整体式的立铣刀同样的切削加工的不磨刃立铣刀工具等，作为被覆超硬工具也为公知。
并且，作为被覆超硬工具，是在以碳化钨(以下，以WC表示)基超硬合金、或碳氮化钛(以下，以TiCN表示)基金属陶瓷构成的超硬基体的表面上，以0.1～20μm的层厚，蒸镀形成具有单一相结构，且由满足组成式[Ti1-(X+Y)AlXSiY]N(其中，以原子比计，表示X为0.05～0.75，Y为0.01～0.10)的Ti、Al和Si的复合氮化物[以下，以(Ti、Al、Si)N表示]层构成的硬质被覆层，由此而成的被覆超硬工具为公知，在所述(Ti、Al、Si)N层中，还公知具有如下特性通过作为构成成分的Al提高高温硬度，通过作为构成成分的Ti提高高温强度，此外通过作为构成成分的Si提高耐热性。
此外，众所周知，上述的被覆超硬工具通过如下方式而制造例如将上述的超硬基体，装入FIG.3概略说明图所示的作为物理蒸镀装置的1种的电弧离子镀敷装置中，由加热器，将装置内加热至例如500℃的温度，在该状态下，在阳极电极和设置有具有规定组成的Ti-Al-Si合金的阴极电极之间，例如以电流90A的条件使电弧放电发生，同时将作为反应气体的氮气导入装置内，例如为2Pa的反应气氛，另一方面在上述超硬基体上，例如以外加-100V的偏电压的条件，在所述超硬基体的表面，蒸镀由上述(Ti、Al、Si)N层所组成的硬质被覆层。
专利文献1专例第2793773号说明书。
近年的切削加工装置的高性能化令人惊异，一方面对于切削加工的省力化和节能化，还有低成本化的要求加强，随之而来，切削加工有高速化的倾向，但是，在上述的现有被覆超硬工具中，其现状是，在以通常的切削加工条件用于进行钢和铸铁等的切削时，如果选择对应于切削加工条件的组成则没有问题，但是，用以伴随高热发生的高速切削加工条件，特别是用于进行以合金工具钢和轴承钢的淬火材等的维氏硬度(C标度)，具有50以上的高硬度的高硬度钢等的切削加工时，特别是由于硬质被覆层的耐热性不足的原因，磨损进行极为迅速，因此在相当短的时间便达到使用寿命。
本发明鉴于这些现有的技术的问题，以提供一种被覆超硬工具作为课题，其耐磨损性优异，能够提高使用寿命，对于切削加工，能够省力化及节能化，还能够低成本化。
发明内容
因此，本发明者等，从如上所述的观点出发，特别是应该开发在高硬度钢的高速切削加工中，硬质被覆层发挥优异耐磨损性的被覆超硬工具，着眼于构成上述的现有被覆超硬工具的硬质被覆层的(Ti、Al、Si)N层，进行研究的结果是，首次判明了以下所示的(1)～(3)。
(1)在构成硬质被覆层的(Ti、Al、Si)N层中，如果Si成分的含有比率很多，则耐热性提高，但是，按上述的现有的(Ti、Al、Si)N层中的1～10原子％左右的Si含有比率，不能确保高硬度钢的高速切削加工所要求的高耐热性。为了对应满足此要求，有必要使Si含有比率为远远超过所述1～10原子％的25～35原子％。另一方面，为了将含有25～35原子％的Si成分的(Ti、Al、Si)N层作为硬质被覆层供于实用，需要含有规定量的Ti，以确保规定的高强度，但是此种情况，不可避免Al成分的含有比率成为显著低下的状态，其结果，高温硬度变得极为低下。
(2)若将满足组成式[Ti1-(A+B)AlASiB]N(其中，以原子比计，表示A为0.01～0.06，B为0.25～0.35)，Si含有比率为25～35原子％的(Ti、Al、Si)N层，和满足组成式[Ti1-(C+D)AlCSiD]N(其中，以原子比计，表示C为0.30～0.45，D为0.10～0.15)，相对地Al成分含有比率为较多的(Ti、Al、Si)N层，以各自的层厚为5～20nm(纳米)的薄层的状态，交替层叠，则此结果的(Ti、Al、Si)N层，通过所述两薄层的交替层叠结构，变得具备上述的含有高Si的(Ti、Al、Si)N层(以下，称为薄层A)的所持优异耐热性，和比所述薄层A的Si含有比率低，且相对含有高Al的(Ti、Al、Si)N层(以下，称为薄层B)的所具有的相对高的高温硬度。
(3)具有上述(b)的薄层A与薄层B的交替层叠结构的(Ti、Al、Si)N层，虽然具备由高硬度钢的高速切削加工所要求的优异的耐热性与规定的高温硬度，但是因为没有充分满足的高温硬度，所以将其作为被覆层的上部层而设置，另一方面，作为硬质被覆层的下部层，耐热性不充分，但是，相对的Al的成分的含有比率高，具有相当于具备优异的高温硬度的上述的现有硬质被覆层的组成的(Ti、Al、Si)N层，即，若形成设有满足组成式[Ti1-(E+F)AlESiF]N(其中，以原子比计，表示E为0.50～0.60，F为0.01～0.09)，单一相结构的(Ti、Al、Si)N层的结构，则其结果的硬质被覆层，因为全部具备优异的耐热性、高温强度、及高温强度，所以蒸镀此硬质被覆层而成的被覆超硬工具，即使用以上述的高硬度钢的高速切削加工，也没有碎屑的发生，令优异的耐磨损性长期持续地发挥。
以上是取得的由(1)～(3)所示的研究结果。
本发明按照上述的研究结果而进行，是表面被覆超硬合金制切削工具，其具有以碳化钨基超硬合金或碳氮化钛基金属陶瓷构成的超硬基体，和在此超硬基体的表面蒸镀形成的硬质被覆层，(a)上述硬质被覆层具有上部层和下部层，上述上部层与下部层均由(Ti、Al、Si)N组成，所述上部层、所述下部层分别具有0.5～1.5μm、2～6μm的层厚；(b)上述上部层，均具有5～20nm(纳米)的层厚，具有薄层A与薄层B的交替层叠的结构，上述薄层A，由满足组成式[Ti1-(A+B)AlASiB]N(其中，以原子比计，表示A为0.01～0.06，B为0.25～0.35)的(Ti、Al、Si)N层组成，上述薄层B，由满足组成式[Ti1-(C+D)AlCSiD]N(其中，以原子比计，表示C为0.30～0.45，D为0.10～0.15)的(Ti、Al、Si)N层组成，(c)上述下部层，具有单一相结构，由满足组成式[Ti1-(E+F)AlESiF]N(其中，以原子比计，表示E为0.50～0.60，F为0.01～0.09)的(Ti、Al、Si)N层组成，是在高硬度钢的高速切削加工中，硬质被覆层发挥着优异耐磨损性的被覆超硬工具。
其次，说明本发明的被覆超硬工具的硬质被覆层，按如上所述的数值限定的理由。
(1)下部层的组成式及层厚如上所述，在构成硬质被覆层的(Ti、Al、Si)N层中的Al成分使高温硬度提高，另一方面，上述(Ti、Al、Si)N层中的Ti成分有提高高温强度的作用，此外，上述(Ti、Al、Si)Si层中的Si有使耐热性提高的作用，在下部层中，Al成分的含有比率相对地多，具备很高的高温硬度，但表示Al的含有比率的E值，按占Ti与Si的合计量的比率(原子比，以下同)低于0.50，相对地Ti的比率变多，而不能确保高硬度钢的高速切削加工所要求的优异的高温硬度，磨损进行变得急剧加速，另一方面，表示Al的比率的E值，按占Ti与Si的合计量的比率，若超过0.60，则相对来说Ti的比率变得过少，高温强度急剧降低，其结果是碎屑(微小缺陷)等变得易于发生，由此将E值定为0.50～0.60。
并且，表示Si的比率的F值，按占Ti与Al的合计量的比率，低于0.01，则不能确保规定的耐热性，另一方面，表示Si的比率的F值，按占Ti与Al的合计量的比率，若超过0.09，则确保规定的高温强度变得困难，因此F值定为0.01～0.09。
此外，此层厚低于2μm，不能长期持续地把自身所持的优异的高温硬度赋予硬质被覆层，成为工具寿命短命的原因，另一方面，若此层厚超过6μm，则碎屑变得易于发生，因此将此层厚定为2～6μm。
(2)上部层的薄层A的组成式在上部层的薄层A的(Ti、Al、Si)N中的Si成分，如上所述为使其相对高的含有比率，以提高耐热性，由于是出于适应于伴随高热发生的高硬度钢的高速切削加工的目的而含有，因此B值低于0.25，就不能确保期望的优异的耐热性，另一方面，若B值超过0.35，则即使邻接的高温强度的优异的薄层B存在，也不能避免上部层的高温强度降低，成为碎屑发生的原因，因此B值定为0.25～0.35。
并且，表示Al的比率的A值，按占Ti与Al的合计量的比率计，若低于0.01，则不能确保最低限度的高温硬度，成为磨损加速的原因，另一方面，表示Al的比率的A值，按占Ti与Al的合计量的比率计，若超过0.06，则高温强度出现降低倾向，成为碎屑发生的原因，因此将A值定为0.01～0.06。
(3)上部层的薄层B的组成式在上部层的薄层B中，通过维持Si的含有比率相对低，另一方面，Al成分的含有比率相对高，从而以使之具备相对高的高温硬度，增强邻接的薄层A的高温硬度不足，因此，形成具备具有所述薄层A的优异的耐热性，和具有所述薄层B的规定的高温硬度的上部层，但是，在所述薄层B的组成式中，若表示Al的含有比率的C值低于0.30，则Al的含有比率过少，不能确保规定的高温硬度，硬质被覆层的磨损加速，另一方面，在所述薄层B的组成式中，若表示Al的含有比率的C值超过0.45，相对而言Ti成分的含有比率降低，不能避免高温强度的降低，成为碎屑发生原因，因此将C值定为0.30～0.45。
并且，表示Si的比率的D值，按占Ti与Al的合计量的比率计，低于0.10，不可避免上部层全体的耐热性的下降，另一方面，若表示Si的比率的D值超过0.15，则上部层全体的高温强度变得低下，因此将D值定为0.10～0.15。
(4)上部层的薄层A与薄层B的层厚上部层的薄层A与薄层B，各自的层厚为低于5nm，则难以以上述的组成明确地形成各自的薄层，其结果，在上部层不能确保期望的优异的耐热性，和规定的高温强度。并且，上部层的薄层A与薄层B，若各自的层厚超过20nm，则各自的薄层具有的缺点，即如果是薄层A则高温强度不足，如果是薄层B则耐热性不足，其在层内局部性地出现，其作为原因使碎屑变得易地发生，磨损进行被促进，因此将各个的层厚定为5～20nm。
(5)上部层的层厚上部层的层厚低于0.5μm，不能长期持续地将自身具有的优异的耐热性赋予硬质被覆层，成为工具寿命短的原因，另一方面，若上部层的层厚超过5μm，则碎屑变得易于发生，因此将其层厚定为0.5～1.5μm。
本发明的被覆超硬工具，硬质被覆层由(Ti、Al、Si)N层组成，但由上层部和单一相结构的下层部构成此硬质被覆层，此外，通过将上述上部层作为薄层A与薄层B的交替层叠的结构，使之具备优异的耐热性，由于上述单一相结构的下部层具有优异的高温硬度，所以特别是即使在伴随高热发生的高硬度钢的高速切削加工中，在所述硬质被覆层也没有碎屑的发生，从而长期持续地发挥优异的耐磨损性。
图1是表示用于形成构成本发明被覆超硬工具的硬质被覆层的电弧离子镀敷装置的概略俯视图。
图2是表示用于形成构成本发明被覆超硬工具的硬质被覆层的电弧离子镀敷装置的概略正视图。
图3是通常的电弧离子镀敷装置的概略说明图。
具体实施例方式
接下来，通过实施例具体地说明本发明的被覆超硬工具。
(实施例1)作为原料粉末，准备均具有1～3μm的平均粒径的WC粉末、TiC粉末、Zr粉末、VC粉末、TaC粉末、NbC粉末、Cr3C2粉末、TiN粉末、TaN粉末、及Co粉末，将这些原料粉末，调配成表1所示的配合组成，以球磨机进行72小时湿混合，干燥之后，以100MPa的压力挤压成形为压粉体，将此压粉体于6MPa的真空中、温度1400℃，保持1小时的条件进行烧结，烧结后，在切刃部分实施R0.03的珩磨加工，形成呈ISO规格·CNMG120408的刀片形状的WC基超硬合金制的超硬基体A-1～A-10。
并且，作为原料粉末，准备均具有0.5～2μm的平均粒径的TiCN(以重量比计TiC/TiN＝50/50)粉末、Mo2C粉末、ZrC粉末、NbC粉末、TaC粉末、WC粉末、Co粉末、及Ni粉末，将这些原料粉末，调配成表2所示的配合组成，以球磨机进行24小时湿混合，干燥之后，以100MPa的压力挤压成形为压粉体，将此压粉体于2kPa的氮气氛中、温度1500℃，保持1小时的条件进行烧结，烧结后，在切刃部分实施R0.03的珩磨加工，形成呈ISO规格·CNMG120408的刀片形状的TiCN基金属陶瓷制的超硬基体B-1～B-6。
步骤(1)，将上述的超硬基体A-1～A-10和B-1～B-6的各方，在丙酮中进行超声波清洗，以干燥的状态，从FIG.1～FIG.2中所示的电弧离子镀敷(arc ion plating)装置内的旋转工作台上的中心轴向半径方向，在规定距离分开的位置沿外周部安装，作为一侧的阴极电极(蒸发源)，具有分别对应表3、4中所示的目标组成的成分组成的上部层的薄层A形成用Ti-Al-Si合金，作为另一侧的阴极电极(蒸发源)，具有分别对应表3、4中所示的目标组成的成分组成的上部层的薄层B形成用Ti-Al-Si合金，使其夹着所述旋转工作台而相向配置，并且，从所述两个Ti-Al-Si合金至90度的任意位置，沿所述旋转工作台安装作为阴极电极(蒸发源)的下部层形成用Ti-Al-Si合金。
步骤(2)，将装置内排气并保持在0.1Pa以下的真空，由加热器将装置内加热到500℃之后，在所述旋转工作台上，向一边自转一边旋转的超硬基体施加-1000V的直流偏电压，且使100A的电流流通于所述下部层形成用Ti-Al-Si合金和阳极电极之间，使电弧放电发生，并且通过Ti-Al-Si合金将超硬基体表面冲击(bombard)清洗。
步骤(3)，将作为反应气体的氮气导入装置内成为3Pa的反应气氛，并且在所述旋转工作台上，向一边自转一边旋转的超硬基体施加-100V的直流偏电压，且令100A的电流流通于所述下部层形成用Ti-Al-Si合金和阳极电极之间，使电弧放电发生，通过如此操作，在所述超硬基体的表面，蒸镀形成表3、4中所示的目标组成及具有目标层厚单一结构(Ti、Al、Si)的N层，将其作为硬质层的下部层。
步骤(4)，将作为反应气体的氮气导入装置内成为2Pa的反应气氛，并且在所述旋转工作台上，以向一边自转一边旋转的超硬基体施加-100V的直流偏电压的状态，在所述薄层A形成用Ti-Al-Si合金的阴极电极与阳极电极之间，流通50～200A的范围内的规定的电流，使电弧放电发生，在所述超硬基体的表面形成规定层厚的薄层A。所述薄层A形成后，停止电弧放电，替换为在所述薄层B形成用Ti-Al-Si合金的阴极电极与阳极电极之间，流通50～200A的范围内的规定的电流，使电弧放电发生，形成规定层厚的薄层B之后，停止电弧放电(此种情况也可以从薄层B的形成开始)。再次使由于所述薄层A形成用Ti-Al-Si合金的阴极电极与阳极电极间的电弧放电所致的薄层A的形成，和由于所述薄层B形成用Ti-Al-Si合金的阴极电极与阳极电极间的电弧放电所致的薄层B的形成，交替反复进行。通过如此操作，在所述超硬基体的表面，沿层厚方向，以表3、4中所示的全体目标层厚，蒸镀形成由表3、4所示的目标组成、及一层目标层厚的薄层A与薄层B的交替层叠所组成的上部层，据此，分别制造出作为本发明被覆超硬工具的本发明表面被覆超硬制不磨刃刀片(throwaway tip)(以下，称为本发明被覆超硬刀片)1～16。
并且，出于比较的目的，将此超硬基体A-1～A-10和B-1～B-6，在丙酮中进行超声波清洗，以干燥的状态，分别装入FIG.3所示的电弧离子镀敷装置中，作为阴极电极(蒸发源)，安装了具有分别对应于表5所示的目标组成的成分组成的Ti-Al-Si合金。接着，将装置内排气并保持0.1Pa以下的真空，由加热器将装置内加热到500℃之后，向所述超硬基体施加-1000V的直流偏电压，且令100A的电流流通于阴极电极的所述Ti-Al-Si合金和阳极电极之间，使电弧放电发生，并且以所述Ti-Al-Si合金冲击清洗超硬基体表面。接着，将作为反应气体的氮气导入装置内成为3Pa的反应气氛，并且将施加于所述超硬基体偏电压降低到-100V，使电弧放电在所述Ti-Al-Si合金的阴极电极与阳极电极之间发生。通过如此操作，在所述超硬基体A-1～A-10和B-1～B-6的各个的表面，蒸镀形成由表5所示的目标组成，及具有目标层厚的单一相结构(Ti、Al、Si)N层组成的硬质被覆层，据此，分别制造出作为以前被覆超硬工具的现有的表面被覆超硬制不磨刃刀片(以下，称现有被覆超硬刀片)1～16。
其次，将上述的各种的被覆刀片，均用固定夹具固定于工具钢制刀具的顶端部，以此状态，对于本发明被覆超硬刀片1～16和现有的被覆超硬刀片1～16，进行在如下条件下(切削条件A)的合金工具钢的干式连续高速切削加工试验(通常的切削速度为40m/min.)，即被切削材JIS·SKD61的淬火材(硬度HRC55)的圆棒；切削速度80m/min.；切口1.0mm；进给量0.1mm/rev.；切削时间5分钟。
并且，将上述的各种的被覆刀片，均用固定夹具固定于工具钢制刀具的顶端部，以此状态，对于本发明被覆超硬刀片1～16和现有被覆超硬刀片1～16，进行在如下条件下(切削条件B)的轴承钢的干式断续高速切削加工试验(通常的切削速度为20m/min.)，即被切削材JIS·SUJ2的淬火材(硬度HRC56)的长度方向等间隔4个纵凹槽深入的圆棒；切削速度40m/min.；切口0.8mm；进给量0.1mm/rev.；切削时间5分钟。
还有，将上述的各种的被覆刀片，均用固定夹具固定于工具钢制刀具的顶端部，以此状态，对于本发明被覆超硬刀片1～16和现有被覆超硬刀片1～16，进行在如下条件下(切削条件C)的合金工具钢的干式断续高速切削加工试验(通常的切削速度为20m/min.)，即被切削材JIS·SKD11的淬火材(硬度HRC58)的长度方向等间隔4个纵凹槽深入的圆棒；切削速度40m/min.；切口0.6mm；进给量0.12mm/rev.；切削时间5分钟。
以上述的任一的切削加工试验均测定了切刃的侧面磨损幅度。此测定结果由表6表示。
表1
表2
表3
表4
表5
表6
(实施例2)作为原料粉末，准备了具有平均粒径5.5μm的中粗粒WC粉末、平均粒径0.8μm的微粒WC粉末、平均粒径1.3μm的TaC粉末、平均粒径1.2μm的NbC粉末、平均粒径1.2μm的ZrC粉末、平均粒径2.3μm的Cr3C2粉末、平均粒径1.5μm的VC粉末、平均粒径1.0μm的(Ti、W)C[以质量比计，TiC/WC＝50/50]粉末、及平均粒径1.8μm的Co粉末，将这些原料粉末分别调配成表7所示的配合组成，此外加石蜡在丙酮中以球磨机混合24小时，减压干燥之后，以100MPa的压力挤压成形为规定形状的各种的压粉体。接着，将这些压粉体，在6Pa的真空气氛中，以7℃/分的升温速度，升温至1370～1470℃的范围内的规定的温度，在此温度保持1小时后，以炉冷的条件烧结，形成直径为8mm、13mm、和26mm的3种的超硬基体形成用圆棒烧结体。此外，由所述的3种的圆棒烧结体，利用切削加工，以表7所示的组合，分别制造切刃部的直径×长度分别为6mm×13mm、10mm×22mm、及20mm×45mm的尺寸，并均有螺旋角30度的4枚刃正方形的WC基超硬合金制的超硬基体(立铣刀)C-1～C-8。
接下来，将这些超硬基体(立铣刀)C-1～C-8的表面在丙酮中进行超声波清洗，以干燥的状态，装入FIG.1～FIG.2所示的电弧离子镀敷装置中，以与上述实施例1相同的条件，按表8所示的全体目标层厚，蒸镀形成由表8所示的目标组成、及具有目标层厚的单一相结构(Ti、Al、Si)的N层所组成的下部层，和沿层厚方向，由表8所示的目标组成、及一层目标层厚的薄层A与薄层B的交替层叠而组成的上部层。通过如此操作，分别制造出作为本发明的被覆超硬工具的本发明表面被覆超硬制立铣刀(以下，称为本发明被覆超硬立铣刀)1～8。
并且，出于比较的目的，将上述的超硬基体(立铣刀)C-1～C-8的表面在丙酮中进行超声波清洗，以干燥的状态，装入FIG.3所示的电弧离子镀敷装置，以与上述实施例1相同的条件，蒸镀由表9所示的目标组成、及具有目标层厚的单一相结构(Ti、Al、Si)的N层所组成的硬质被覆层。通过如此操作，分别制造出作为现有被覆超硬工具的以往表面被覆超硬制立铣刀(以下，称为现有被覆超硬立铣刀)1～8。
其次，在上述本发明被覆超硬立铣刀1～8及现有被覆超硬立铣刀1～8中，对于本发明被覆超硬立铣刀1～3及现有被覆超硬立铣刀1～3，进行在如下条件下的合金工具钢的干式高速槽切削加工试验(通常的切削速度为20m/min.)，即被切削材具有平面100mm×250mm，厚度50mm的尺寸的JIS·SKD11的淬火材(硬度HRC58)的板材；切削速度40m/min.；槽深度(切口)0.2mm；板进给量100mm/分。
对于本发明被覆超硬立铣刀4～6及现有被覆超硬立铣刀4～6，进行在如下条件下的轴承钢的干式高速槽切削加工试验(通常的切削速度为20m/min.)，即被切削材具有平面100mm×250mm，厚度50mn的尺寸的JIS·SUJ2的淬火材(硬度HRC56)的板材；切削速度35m/min.；槽深度(切口)0.3mm；板进给量100mm/分。
对于本发明被覆超硬立铣刀7、8及现有被覆超硬立铣刀7、8，进行在如下条件下的合金工具钢的干式高速槽切削加工试验(通常的切削速度为40m/min.)，即被切削材具有平面100mm×250mm，厚度50mm的尺寸的JIS·SKD61的淬火材(硬度HRC56)的板材；切削速度80m/min.；槽深度(切口)0.8mm；板进给量40mm/分。
以上述的各个的切削加工试验均测定了，切刃部的外周刃的侧面磨损幅度达到了被认为是使用寿命的标准的0.1mm的切削槽长度。此测定结果分别由表8、9表示。
表7
表8
表9
(实施例3)采用在上述的实施例2制造的直径为8mm(超硬基体C-1～C-3形成用)、13mm(超硬基体C-4～C-6形成用)、及26mm(超硬基体C-7、C-8形成用)的3种的圆棒烧结体，由此3种的圆棒烧结体，利用研削加工，分别制造槽形成部的直径×长度分别为4mm×13mm(超硬基体D-1～D-3)、8mm×22mm(超硬基体D-4～D-6)、及16mm×45mm的尺寸(超硬基体D-7、D-8)的尺寸，并均有螺旋角30度的2枚刃形状的WC基超硬合金制的超硬基体(钻头)D-1～D-8。
接着，对这些超硬基体(钻头)D-1～D-8的切刃，实施珩磨，在丙酮中进行超声波清洗，以干燥状态，装入FIG.1～FIG.2所示的电弧离子镀敷装置，以与上述实施例1相同的条件，按表10所示的全体目标层厚，蒸镀形成由表10所示的目标组成、及具有目标层厚的单一相结构(Ti、Al、Si)的N层所组成的下部层，和沿层厚方向，由表10所示的目标组成、及一层目标层厚的薄层A与薄层B的交替层叠而组成的上部层，据此，分别制造出作为本发明被覆超硬工具的本发明表面被覆超硬制钻头(以下，称为本发明被覆超硬钻头)1～8。
并且，出于比较的目的，对这些超硬基体(钻头)D-1～D-8的切刃表面，实施珩磨，在丙酮中进行超声波清洗，以干燥状态，装入FIG.3所示的电弧离子镀敷装置，以与上述实施例1相同的条件，蒸镀由表11所示的目标组成、及具有目标层厚的单一相结构(Ti、Al、Si)的N层所组成的硬质被覆层，据此，分别制造出作为以往被覆超硬工具的现有表面被覆超硬制钻头(以下，称为现有被覆超硬钻头)1～8。
其次，在上述本发明被覆超硬钻头1～8及现有被覆超硬钻头1～8中，对于本发明被覆超硬钻头1～3及现有被覆超硬钻头1～3，进行在如下条件下的合金工具钢的湿式高速穿孔切削加工试验(通常的切削速度为20m/min.)，即被切削材具有平面100mm×250mm，厚度50mm的尺寸的JIS·SKD11的淬火材(硬度HRC58)的板材；切削速度35m/min.；进给量0.1mm/rev；
孔深8mm。
对于本发明被覆超硬钻头4～6及现有被覆超硬钻头4～6，进行在如下条件下的轴承钢的湿式高速穿孔切削加工试验(通常的切削速度为25m/min.)，即被切削材具有平面100mm×250mm，厚度50mm的尺寸的JIS·SUJ2的淬火材(硬度HRC56)的板材；切削速度50m/min.；进给量0.12mm/rev；孔深16mm。
对于本发明被覆超硬钻头7、8及现有被覆超硬钻头7、8，进行在如下条件下的合金工具钢的湿式高速穿孔切削加工试验(通常的切削速度为30m/min.)，即被切削材—具有平面100mm×250mm，厚度50mm的尺寸的JIS·SKD61的淬火材(硬度HRC55)的板材；切削速度65m/min.；进给量0.18mm/rev；孔深32mm。
以上述的各个的湿式高速钻孔切削加工试验(水溶性切削油使用)，均测定了顶端切刃面的侧面磨损幅度达到0.3mm的穿孔加工数。此测定结果分别由表10、表11表示。
表10
表11
其结果，作为所得到的本发明被覆超硬工具的本发明被覆超硬刀片1～16，本发明被覆超硬立铣刀1～8，及本发明被覆超硬钻头1～8的(Ti、Al、Si)N所组成的硬质被覆层，构成其的上部层的薄层A及薄层B，还有下部层的组成，并且，作为现有被覆超硬工具的现有被覆超硬刀片1～16，现有被覆超硬立铣刀1～8，及现有被覆超硬钻头1～8的(Ti、Al、Si)N所组成的硬质被覆层的组成，根据采用透射型电子显微镜的能量分散型X射线分析法，对其测定，分别显示了与目标组成在实质上相同的组成。
并且，对于上述的硬质被覆层的构成层的平均层厚，采用透射型电子显微镜做剖面测定，均显示与目标层厚在实质上同等的平均值(5处的平均值)。
由表3～11所示的结果可知，本发明被覆超硬工具，均以硬质被覆层各自组成的不同的(Ti、Al、Si)N所组成的单一相结构的下部层，和具有层厚分别为5～20nm的薄层A与薄层B的交替层叠结构的上部层而构成，所述下部层有优异的高温硬度，此外所述上部层有优异的耐热性，因为硬质被覆层兼备这些优异的特性，所以，在随合金工具钢和轴承钢的淬火材的高硬度钢的高热发生的高速切削加工中，在所述硬质被覆层也没有碎屑的发生，从而长期持续发挥优异的耐磨损性。相对于此可知，硬质被覆层为单一相结构的(Ti、Al、Si)N所组成的现有被覆超硬工具，特别是由于耐热性不足的原因而磨损进展迅速，在比较短的时间就达到了使用寿命。
如上所述，本发明的被覆超硬工具，不用说特别是在各种的钢和铸铁等的通常的切削条件下的切削加工，尤其在伴随高硬度钢的高热发生的高速切削加工中，也发挥着优异的耐磨损性，由于显示出长期持续而优异的切削性能，故能够应对充分满足切削加工装置的高性能化，且切削加工的省力化和节能化，还有低成本化。
虽然推荐的发明已经由以上记述和图纸体现，但作为此发明的范例并不受上述局限。可以不违反当前发明的宗旨或范围而进行增加、删节、替换、和其他修改。因此，除非受附加条件限定，否则本发明不视为局限于前述记述。
权利要求
1.一种表面被覆超硬合金制切削工具，在高硬度钢的高速切削加工中，其硬质被覆层发挥优异的耐磨损性，其中所述表面被覆超硬合金制切削工具，其具有由碳化钨基超硬合金或碳氮化钛基金属陶瓷构成的超硬基体，和在此超硬基体的表面蒸镀形成的硬质被覆层，(a)上述硬质被覆层具有上部层和下部层，上述上部层与下部层任一个均由Ti、Al和Si的复合氮化物组成，所述上部层、所述下部层分别具有0.5～1.5μm、2～6μm的层厚；(b)上述上部层，具有任一个均具有5～20nm的层厚的薄层A与薄层B的交替层叠的结构，上述薄层A，由满足组成式[Ti1-(A+B)AlASiB]N的Ti、Al和Si的复合氮化物层组成，其中，以原子比计，表示A为0.01～0.06，B为0.25～0.35；上述薄层B，由满足组成式[Ti1-(C+D)AlCSiD]N的Ti、Al和Si的复合氮化物层组成，其中，以原子比计，表示C为0.30～0.45，D为0.10～0.15；(c)上述下部层，具有单一相结构，由满足组成式[Ti1-(E+F)AlESiF]N的Ti、Al和Si的复合氮化物层组成，其中，以原子比计，表示E为0.50～0.60，F为0.01～0.09。
全文摘要
一种在超硬基体面表形成硬质被覆层而成的表面被覆超硬合金制切削工具，所述硬质被覆层由所述上部层和下部层组成，上述上部层，具有薄层A与薄层B的交替层叠结构，上述薄层A，由满足组成式[Ti
文档编号B23C5/02GK1820880SQ20061000667
公开日2006年8月23日 申请日期2006年2月9日 优先权日2005年2月14日
发明者近藤晓裕, 田中裕介, 前田浩一 申请人:三菱麻铁里亚尔株式会社, 三菱综合材料神户工具株式会社