JPWO2014132512A1

JPWO2014132512A1 - 切削工具

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Publication number: JPWO2014132512A1
Application number: JP2014512974A
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Inventors: 貴彦牧野
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Filing date: 2013-11-29
Publication date: 2017-02-02
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Abstract

【課題】耐熱合金の切削加工のように切刃が高温になる加工においても、切刃における熱亀裂の発生を抑制し、耐摩耗性および耐欠損性が高い切削工具を提供する。【解決手段】ＷＣ相を主体として、１１．５〜１２．５質量％のＣｏと、ＣｒをＣｒ3Ｃ2と換算で０．２〜０．６質量％との割合で含有してなり、前記ＷＣ相の平均粒径が０．８５〜１．０５μｍであり、抗磁力（Ｈｃ）が１３．０〜１６．０ｋＡ／ｍ、ロックウェル硬度（ＨＲＡ）が８９．５〜９０．５である超硬合金からなる切削工具である。【選択図】なし

Description

本発明は超硬合金からなる切削工具に関する。

従来から金属の切削加工に広く用いられている切削工具は、超硬合金が好適に利用されている。インコネルやチタン等の耐熱合金の需要の増加に伴って、耐熱合金の切削における切削性能に優れた切削工具が求められている。しかしながら、従来の切削工具では、切削時に切刃付近の温度が高温になる。その結果、切刃に熱亀裂が発生したり、発生した熱亀裂からクラックが進展したりして、切刃にチッピングや欠損が発生するという問題があった。

そこで、特許文献１では、ＷＣを主成分として、Ｃｏを１２〜１４質量％と、Ｃｒを０．３〜０．６質量％と、を含み、抗磁力（Ｈｃ）が１５〜２５ｋＡ／ｍ、抗折力が３．５ＧＰａ以上の超硬合金からなる切削工具が開示され、チタンやインコネル等の耐熱合金の切削加工において良好な切削性能を発揮することが開示されている。

特開２０１２−０７６１５６号公報

しかしながら、特許文献１のインサートでは、熱亀裂の発生を抑制する効果が不十分であり、更なる性能向上が必要であった。

本発明の目的は、耐熱合金の切削加工のように切刃が高温になる加工においても、切刃における熱亀裂の発生を抑制し、耐摩耗性および耐欠損性が高い切削工具を提供することにある。

耐熱合金の切削加工においては、超硬合金中のＷＣ相の平均粒径や、Ｃｏ、Ｃｒ（Ｃｒ₃Ｃ₂）等の添加物の含有量に対して、連続的に切削性能が変化するのではなく、ごく狭い特定の範囲で飛躍的な切削性能の向上が発現することがわかり、本発明に至った。

すなわち、本発明の切削工具は、ＷＣ相を主体として、Ｃｏを１１．５〜１２．５質量％と、ＣｒをＣｒ₃Ｃ₂換算量で０．２〜０．６質量％との割合で含有してなり、前記ＷＣ相の平均粒径が０．８５〜１．０５μｍであり、抗磁力（Ｈｃ）が１３．０〜１６．０ｋＡ／ｍ、ロックウェル硬さ（ＨＲＡ）が８９．５〜９０．５の超硬合金からなる。

本発明の切削工具は、耐熱合金の切削において、切刃における熱亀裂の発生を抑制し、耐摩耗性および耐欠損性がともに高くて、飛躍的に優れた切削性能を発揮する。

本実施態様の切削工具は、ＷＣ相を主体として、Ｃｏを１１．５〜１２．５質量％と、ＣｒをＣｒ₃Ｃ₂換算量で０．２〜０．６質量％との割合で含有してなり、前記ＷＣ相の平均粒径が０．８５〜１．０５μｍであり、抗磁力（Ｈｃ）が１３．０〜１６．０ｋＡ／ｍ、ロックウェル硬さ（ＨＲＡ）が８９．５〜９０．５の超硬合金からなる。この範囲からなる本実施態様の切削工具は、耐熱合金の切削において、切刃における熱亀裂の発生を抑制し、耐摩耗性および耐欠損性がともに高くて、飛躍的に優れた切削性能を発揮する。

すなわち、ＷＣ相の平均粒径が０．８５μｍよりも小さいと、超硬合金の熱伝導率が低下するとともに、靱性が低く、耐欠損性が低下する。逆に、ＷＣ相の平均粒径が１．０５μｍよりも大きいと、超硬合金の硬度が低下して耐摩耗性が低下する。ＷＣ相の平均粒径のより好適な範囲は、０．９５〜１．０５μｍである。また、Ｃｏの含有量が１１．５質量％よりも少ないと、十分な靱性、強度が確保できず、欠損しやすい。逆に、Ｃｏの含有量が１２．５質量％より多いと、超硬合金の熱伝導率が低下して熱亀裂が発生し欠損しやすいとともに、耐塑性変形性が悪化して切刃における摩耗の進行が速くなる。Ｃｏ含有量のより好適な範囲は、１２．０〜１２．５質量％である。

さらに、ＣｒのＣｒ₃Ｃ₂換算量が０．２質量％より少ないと、超硬合金中の結合相が酸化して変質しやすく、逆に、クロム（Ｃｒ）のＣｒ₃Ｃ₂換算量が０．６質量％より多いと、靱性が低下し欠損しやすくなる。ＣｒのＣｒ₃Ｃ₂換算量のより好適な範囲は、０．４〜０．５質量％である。また、合金中には、バナジウム（Ｖ）やタンタル（Ｔａ）の少なくとも１種を炭化物（ＶＣおよびＴａＣ）換算による合計で０．２質量％以下の範囲で含有させることもできる。本実施態様では、クロム（Ｃｒ）、バナジウム（Ｖ）およびタンタル（Ｔａ）は結合相中に固溶する。

また、抗磁力が１３．０ｋＡ／ｍよりも低いと、硬度が低下し、十分な耐摩耗性を発揮できない。逆に、抗磁力が１６．０ｋＡ／ｍよりも高いと、熱亀裂が発生しやすく、破壊靱性が低下し、突発欠損を誘発してしまう。抗磁力のより好適な範囲は、１３．５〜１５．０ｋＡ／ｍである。

ロックウェル硬さ（ＨＲＡ）が８９．５よりも低いと、切刃における摩耗の進行が速くなる。逆に、ロックウェル硬さが９０．５よりも高いと靱性が低下し、欠損に対する安定性が低下して突発欠損等の工具損傷が発生しやすくなってしまう。ロックウェル硬さのより好適な範囲は、８９．８〜９０．３である。

本実施態様では、超硬合金の抗折力が３．５ＧＰａ以上、ワイブル係数は１０以上である。これによって、焼結体の欠陥が少ないとともに、焼結体間のばらつきが小さく、切削工具の突発欠損が抑制される。抗折力の望ましい範囲は、３．７〜４．２ＧＰａであり、ワイブル係数の望ましい範囲は、１５以上である。なお、本発明においては、切削工具の形状からＪＩＳＲ１６０１に規定された３点曲げ強度の試験片の形状が作製できる場合には、ＪＩＳＲ１６０１に規定された試験片を切り出して、ＪＩＳＲ１６０１に準じて３点曲げ強度を測定したときの３点曲げ強度を測定する。切削工具の形状からＪＩＳＲ１６０１に規定された３点曲げ強度の試験片の形状が作製できない場合には、切削工具から、ＪＩＳＲ１６０１に規定された試験片の縦：横：長さの比である３：４：１０の矩形形状となるように、最も大きな矩形の試料を切り出して加工し、これを試験片として使用し、測定のスパンも試料の縦の長さと同じ比率にして３点曲げ強度を測定する。

また、本実施態様では、飽和磁化（Ｍｓ）は１６５〜２００ｋＡ／ｍである。この範囲であれば、超硬合金はη相または遊離炭素の析出がない健全合金となる。このとき、超硬合金中の酸素量は、０．０３〜０．１０質量％となる。さらに、超硬合金の破壊靭性値（Ｋ_1C）は１６ＭＰａ・ｍ^1/2以上、特に１６．５〜２０．０ＭＰａ・ｍ^1/2となる。

ＣｏはＷＣ相間を結合する結合相中に存在する。超硬合金は、ＷＣ相を主体とし、Ｃｏを主体とする結合相がＷＣ相間を結合した組織からなる。結合相中にはタングステン（Ｗ）およびクロム（Ｃｒ）が含有されており、これらは固溶している。固溶しているか否かは走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）または透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察にて確認できる。本実施態様によれば、超硬合金の表面と内部との間に、結合相中のタングステンの含有比率が最大値を取る位置が存在する。結合相中のタングステンの含有比率は、超硬合金の表面から内部に向かって一旦増加し、最大値を取った後、内部に向かって減少する分布がよい。測定は、超硬合金の研磨加工がされていない表面を含む断面にて行われることが望ましく、例えば、切削工具の中央に設けられるネジ孔の内壁面を含む断面を用いて測定される。

超硬合金の表面と内部との間に、結合相中のタングステンの含有比率が最大値を取る位置が存在する分布からなることによって、切削時に発生する熱が効率よく伝播するという効果がある。なお、本実施態様では、結合相中のタングステンの含有比率が最大値を取る位置が、超硬合金の表面からの深さが５０〜２００μｍの範囲内にある。また、焼成によって超硬合金を作製した後、切刃部、すくい面、逃げ面では、研磨加工を施すことによって、結合相中のタングステンの含有比率が最大値を取る位置が、超硬合金の表面からの深さが５０μｍよりも浅い位置になる場合や超硬合金の最表面になる場合もあるが、この場合でも上記効果は失わない。

（被覆層の第１の実施態様）
また、本実施態様の切削工具では、超硬合金の表面に被覆層を被覆することができる。被覆層としては、例えば、平均厚みが０〜０．７μｍのＴｉＮ層と、平均厚みが１〜３μｍのＴｉＣＮ層と、平均厚みが０〜０．１μｍのＴｉＣＯ、ＴｉＮＯおよびＴｉＣＮＯのうちのいずれかからなる中間層と、平均厚みが０．３〜０．７μｍのＡｌ₂Ｏ₃層と、平均厚みが０〜０．７μｍのＴｉＣ_xＮ_y層（０＜ｘ、０．５≦ｙ、ｘ＋ｙ＝１）からなる最表層とが順に積層されてなる。上述した構成の超硬合金に上記被覆層を被覆することによって、インコネル等のニッケル基合金のミリング加工にて長寿命な切削加工が可能となる。なお、本実施態様によれば、この被覆層はＣＶＤ法によって作製されている。

上記実施態様の被覆層のより好適な構成を具体的に説明すると、上記超硬合金からなる基体の表面に被覆されて、基体側から、ＴｉＮ層と、ＴｉＣＮ層と、中間層と、Ａｌ₂Ｏ₃層と、最表層との順に設けられている。中間層は、ＴｉＣＯ、ＴｉＮＯおよびＴｉＣＮＯのうちのいずれかからなる。最表層は、ＴｉＣ_xＮ_y層（０＜ｘ、０．５≦ｙ、ｘ＋ｙ＝１）からなる。被覆層の各層のより好適な平均厚みは、ＴｉＮ層が０．１〜０．７μｍ、ＴｉＣＮ層が１〜３μｍ、中間層が０．０１〜０．１μｍ、Ａｌ₂Ｏ₃層が０．３〜０．７μｍ、最表層が０．３〜０．７μｍである。なお、各層の平均厚みは、各層の任意の位置において、基体の表面と平行な方向について１０μｍ以上の長さに亘って１μｍ間隔で厚みを測定し、その平均値を取って算出する。

ここで、ＴｉＣＮ層の厚みが１μｍ以上であると、十分な耐摩耗性を維持できる。ＴｉＣＮ層が３μｍ以下の厚みであると、欠損しにくい。ＴｉＣＮ層のより好適な範囲は、２〜２．５μｍである。Ａｌ₂Ｏ₃層の厚みが０．３μｍ以上であると、十分な耐酸化性を維持でき、耐摩耗性が高い。Ａｌ₂Ｏ₃層の厚みが０．７μｍ以下であると、チッピングしにくい。Ａｌ₂Ｏ₃層のより好適な範囲は、０．４〜０．６μｍである。

ＴｉＮ層は基体と被覆層との密着性を高めるものであり、ＴｉＮ層の平均厚みが０．３〜０．７μｍであると、被覆層は基体との密着性が良く、かつ、被覆層はチッピングしにくい。ＴｉＮ層のより好適な範囲は、０．４〜０．５μｍである。さらに、ＴｉＣＮ層とＡｌ₂Ｏ₃層との間の中間層はＴｉＣＮ層とＡｌ₂Ｏ₃層との密着性を高める効果がある。中間層の平均厚みが０．０１〜０．１μｍであると、Ａｌ₂Ｏ₃層が剥離しにくく、かつＡｌ₂Ｏ₃層がチッピングしにくい。中間層のより好適な範囲は、０．０３〜０．０８μｍである。最表層は、切削工具の表面を金色として、切刃の未使用、使用済みの判定を容易にするために設けたものであり、０．３〜０．７μｍであれば、目視で識別できる。また、本実施態様では、最表層の表面において、切刃ではＴｉＣ_xＮ_y結晶（０＜ｘ、０．５≦ｙ、ｘ＋ｙ＝１）が粒状粒子からなるとともに、すくい面では針状粒子からなる。これによって、切刃においては、被覆層の表面での空隙が少なく、被覆層の摩耗が小さい。一方、すくい面では被覆層の表面に針状粒子が析出した構造なので、被覆層の表面での空隙が多く、被覆層の表面における切削液の保持力が向上する。その結果、加工によって発生する切屑の流れがスムーズになり、切刃における温度上昇を抑制することができる。なお、最表層には、酸素を全量中１０質量％以下の割合で含有してもよい。さらに、本実施態様では、最表層は、基体側の炭素濃度が表面側の炭素濃度よりも高い構成となっている。これによって、すくい面においては、針状粒子が形成されるとともに、最表層の表面では金色になり、使用の識別がしやすい。なお、ＴｉＮ層、中間層および最表層は省略することもできる。

上記基体と被覆層との組み合わせによって、切削時の発熱によっても熱亀裂およびその進展が抑制される。また、切刃が高温になっても、Ａｌ₂Ｏ₃層が被覆層の酸化を抑制する。しかも、Ａｌ₂Ｏ₃層の平均厚みは０．３〜０．７μｍなので、Ｎｉ基合金やＴｉ基合金のような凝着しやすい耐熱合金の加工であってもＡｌ₂Ｏ₃層の剥離を抑制できる。

また、切削工具の全体形状は、概略板形状で、主面に対して側面が９０°であり、両主面の端部を切刃として使用する形状、いわゆる、両面使いのネガチップ形状が好適例として挙げられる。そして、両主面は同じ形状からなるものであってもよいが、他の実施態様として、一方の主面側のＡｌ₂Ｏ₃層の平均厚みと他方の主面側のＡｌ₂Ｏ₃層の平均厚みとが異なっている構成であってもよい。この構成であれば、２つの加工条件で切削加工を行うような場合に、一方の主面側の切刃と他方の主面側の切刃を別々の加工条件で使い分けすることにより、切削工具はより最適な工具性能を発揮する。なお、このとき、より最適な工具性能とするために、一方の主面側のブレーカ形状と他方の主面側のブレーカ形状とが異なっていてもよい。

（被覆層の第２実施態様）
また、被覆層としては上記構成に限定されるものではない。例えば、前記超硬合金の表面に、平均厚みが３．０〜５．５μｍのＴｉ_1-a-bＡｌ_aＭ_b（Ｃ_1-xＮ_x）（ただし、ＭはＣｒ、Ｓｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、ＺｒおよびＹから選ばれる少なくとも１種、０．２≦ａ≦０．７、０≦ｂ≦０．４、０≦ｘ≦１）からなる被覆層が被覆されてなる実施態様であってもよい。チタン合金やＳＵＳのミリング加工にて長寿命な切削加工が可能となる。本実施態様によれば、この被覆層はＰＶＤ法によって作製されている。

金属Ｍは、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、ＺｒおよびＹから選ばれる少なくとも１種であるが、Ｃｒ、Ｓｉ、ＷおよびＮｂから選ばれる１種を含む場合には、耐酸化性および耐溶着性がさらに向上する。

被覆層は単一組成からなるものであってもよいが、本実施態様では、Ｔｉ_1-a1-b1Ａｌ_a1Ｍ_b1（Ｃ_1-x1Ｎ_x1）（ただし、ＭはＣｒ、Ｓｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、ＺｒおよびＹから選ばれる少なくとも１種、０．２≦ａ１≦０．７、０≦ｂ１≦０．４、０≦ｘ１≦１）からなる第１薄層と、Ｔｉ_1-a2-b2Ａｌ_a2Ｍ_b2（Ｃ_1-x2Ｎ_x2）（ただし、ＭはＣｒ、Ｓｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、ＺｒおよびＹから選ばれる少なくとも１種、０．２≦ａ２≦０．７、０≦ｂ２≦０．４、０≦ｘ２≦１、ａ１＝ａ２かつｂ１＝ｂ２かつｘ１＝ｘ２を除く。）からなる第２薄層とが交互に積層された多層構造となっている。つまり、第１薄層と第２薄層との異なる組成の２層が数ｎｍ〜数十ｎｍの厚みで交互に積層されている。これによって、被覆層内にクラックが進展することを抑制することができ、かつ被覆層全体が高硬度化して、耐摩耗性が向上する。

なお、本発明においては、このように組成の異なる２種類以上の多層構成からなる被覆層の組成は、被覆層の全体組成で表わし、電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）等によって分析可能である。被覆層の詳細組成は透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察でき、その組成はエネルギー分散分光分析（ＥＤＳ）で確認することができる。また、多層構造の被覆層の構造は、第１薄層と第２薄層との２種類に限定されず、第１薄層および第２薄層とは異なる組成の第３薄層等を追加した３種類以上の交互積層構造であってもよい。

さらに、上記多層構成の被覆層を形成するには、例えば、成膜装置のチャンバの内壁側面に、組成の異なるターゲットを一定の間隔をあけて配置した状態で、成膜する試料を回転させながら成膜することによって作製することができる。

（製造方法）
本発明の被覆工具を作製する方法について説明する。

まず、マイクロトラック法による平均粒径が２．５〜４．０μｍ、特に３．０〜４．０μｍのＷＣ原料粉末およびマイクロトラック法による平均粒径が２．０〜３．０μｍのＣｒ₃Ｃ₂原料粉末を、粉砕混合機に投入し、水または溶剤を添加し、撹拌してスラリーを作製する。ここで、上記２．５〜４．０μｍの平均粒径のＷＣ原料粉末を用いて、スラリーを撹拌しながら、混合粉末のマイクロトラック法による平均粒径が０．９〜１．１μｍになるまで粉砕することによって、合金中のＷＣ粒子の平均粒径を所定の範囲内にした上で、抗磁力とロックウェル硬さとを所定の範囲内に調整することができる。

また、Ｃｏ原料粉末は、ＷＣ原料粉末およびＣｒ₃Ｃ₂原料粉末の投入時に添加せず、スラリーを撹拌しながら、混合粉末のマイクロトラック法による平均粒径が２．０〜２．２μｍになるまで粉砕した後に、Ｃｏ原料粉末をスラリーの中に添加する。すなわち、Ｃｏ原料粉末を初期から投入すると、粉砕時間が終了する頃にはＣｏ原料粉末同士が凝集して、抗磁力およびロックウェル硬さが所定の範囲から外れてしまう。また、所望により、スラリー中には、焼成後の超硬合金の飽和磁化の調整するために、ＷＣ原料粉末およびＣｒ₃Ｃ₂原料粉末の投入時に、金属粉末、カーボン粉末を添加する。なお、ＶＣ原料粉末やＴａＣ原料粉末を添加する場合には、ＷＣ原料粉末およびＣｒ₃Ｃ₂原料粉末の投入時に添加する。また、スラリーには有機バインダ、分散剤等を添加して調整し、スプレードライにて顆粒とする。

この顆粒を用いて、プレス成形、鋳込成形、押出成形、冷間静水圧プレス成形等の公知の成形方法によって所定の工具形状に成形する。その後、真空中または非酸化性雰囲気中にて１３５０〜１４５０℃で焼成することによって上述した超硬合金を作製する。焼成後の冷却速度は１０〜７０℃／分、特に２０〜５０℃／分がよい。この超硬合金に所望によって研磨加工や切刃部のホーニング加工を施す。

そして、その表面に所望により、被覆層を成膜する。
まず、第１の実施態様である化学気相蒸着（ＣＶＤ）法によって被覆層を成膜する方法の一例について説明する。
初めに、反応ガス組成として四塩化チタン（ＴｉＣｌ₄）ガスを０．５〜１０体積％、窒素（Ｎ₂）ガスを１０〜６０体積％、残りが水素（Ｈ₂）ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を８００〜９４０℃、８〜５０ｋＰａの条件でＴｉＮ層を成膜する。

次に、反応ガス組成として、体積％で四塩化チタン（ＴｉＣｌ₄）ガスを０．５〜１０体積％、窒素（Ｎ₂）ガスを１０〜６０体積％、アセトニトリル（ＣＨ₃ＣＮ）ガスを０．１〜３．０体積％、残りが水素（Ｈ₂）ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、成膜温度を７８０〜８８０℃、５〜２５ｋＰａにてＴｉＣＮ層の下側部分を成膜する。ここで、上記成膜条件のうち、反応ガス中のアセトニトリルガスの割合が０．１〜０．４体積％に調整すること、および成膜温度を７８０℃〜８８０℃とすることが、断面観察において下側部分が微細な筋状晶（ＭＴ−ＴｉＣＮ）からなるＴｉＣＮ層を形成できるために望ましい。

なお、ＴｉＣＮ層の下側部分の成膜条件は単一条件で形成しても良いが、ＴｉＣＮ層の成膜条件を途中で変更して組織状態を変えることもできる。例えば、アセトニトリル（ＣＨ₃ＣＮ）ガスの比率を増してＴｉＣＮ層の上側の結晶を下側の結晶よりも幅の広い柱状結晶とすることができる。または、上記ＴｉＣＮ層の成膜途中から、成膜条件を、四塩化チタン（ＴｉＣｌ₄）ガスを１〜５体積％、アセトニトリル（ＣＨ₃ＣＮ）ガスを０．５〜５体積％、窒素（Ｎ₂）ガスを１０〜３０体積％、残りが水素（Ｈ₂）ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を９５０〜１１００℃、５〜４０ｋＰａの条件に変更することによって、ＴｉＣＮ層の上側の結晶を下側の結晶よりも幅の広い柱状結晶とすることができる。この条件において、アセトニトリル（ＣＨ₃ＣＮ）ガスの一部をメタン（ＣＨ₄）ガスを４〜１０体積％の割合に変えても所望のＴｉＣＮ層の形成が可能である。

次に、ＴｉＣＮ層の上側部分を構成するＨＴ−ＴｉＣＮ層を成膜する。ＨＴ−ＴｉＣＮ層の具体的な成膜条件は、四塩化チタン（ＴｉＣｌ₄）ガスを２．５〜４体積％、メタン（ＣＨ₄）ガスを０．１〜１０体積％、窒素（Ｎ₂）ガスを５〜２０体積％、残りが水素（Ｈ₂）ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を９００〜１０５０℃、５〜４０ｋＰａとし、成膜時間を２０〜６０分とすることが望ましい。

さらに、中間層を成膜する。具体的な成膜条件は、四塩化チタン（ＴｉＣｌ₄）ガスを１〜４体積％、メタン（ＣＨ₄）ガスを０〜７体積％、窒素（Ｎ₂）ガスを０〜２０体積％、二酸化炭素（ＣＯ₂）ガスを１〜５体積％、残りが水素（Ｈ₂）ガスからなる混合ガスを調整する。これらの混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を９００〜１０５０℃、５〜４０ｋＰａとし、成膜時間を２０〜６０分とする条件で成膜する。

そして、引き続き、Ａｌ₂Ｏ₃層を成膜する。Ａｌ₂Ｏ₃層の成膜方法としては、三塩化アルミニウム（ＡｌＣｌ₃）ガスを０．５〜５．０体積％、塩化水素（ＨＣｌ）ガスを０．５〜３．５体積％、二酸化炭素（ＣＯ₂）ガスを０．５〜５．０体積％、硫化水素（Ｈ₂Ｓ）ガスを０．０〜０．５体積％、残りが水素（Ｈ₂）ガスからなる混合ガスを用い、９５０〜１１００℃、５〜１０ｋＰａとすることが望ましい。

また、所望により、最表層を成膜する。具体的な成膜条件は、反応ガス組成として四塩化チタン（ＴｉＣｌ₄）ガスを０．１〜１０体積％、窒素（Ｎ₂）ガスを０〜６０体積％、残りが水素（Ｈ₂）ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を９６０〜１１００℃、１０〜８５ｋＰａとすればよい。

上記被覆層の成膜において、一方の主面側のＡｌ₂Ｏ₃層の厚みと他方の主面側のＡｌ₂Ｏ₃層の厚みとを異ならせる方法の一例としては、一方の主面側の隣接する試料間の間隔と、他方の主面側の隣接する試料間の間隔とを異ならせる方法が挙げられる。このとき、対向するすくい面に設けられるブレーカ形状と、対向しないすくい面に設けられるブレーカ形状とを異ならせることによって、得られた切削工具は、両面を異なる切削条件で使うことができる。また、上下の試料間の間隔と、左右の試料間の間隔を異ならせることによって、切刃およびすくい面におけるＡｌ₂Ｏ₃層の厚みや最表層の結晶構造を異ならせることができる。

次に、第２の実施態様である物理気相蒸着（ＰＶＤ）法によって被覆層を成膜する方法の一例について説明する。ＰＶＤ法としては、イオンプレーティング法やスパッタリング法が好適に適応可能である。成膜方法の一例についての詳細について説明すると、被覆層をアークイオンプレーティング法で作製する場合には、金属チタン（Ｔｉ）、金属アルミニウム（Ａｌ）および所定の金属Ｍ（ただし、ＭはＣｒ、Ｓｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、ＺｒおよびＹから選ばれる少なくとも１種以上）をそれぞれ独立に含有する金属ターゲット、複合化した合金ターゲットまたは焼結体ターゲットをチャンバの側壁面位置にセットする。

成膜条件としては、これらのターゲットを用いて、アーク放電やグロー放電などにより金属源を蒸発させイオン化すると同時に、窒素源の窒素（Ｎ₂）ガスや炭素源のメタン（ＣＨ₄）／アセチレン（Ｃ₂Ｈ₂）ガスと反応させるイオンプレーティング法またはスパッタリング法によって被覆層を成膜する。なお、上記被覆層を成膜する際には、被覆層の結晶構造を考慮して高硬度な被覆層を作製できるとともに基体との密着性を高めるために、本実施態様では、３５〜２００Ｖのバイアス電圧を印加する。

また、上述した薄層を交互に積層した積層膜を成膜するには、第１ターゲットと第２ターゲットとをチャンバの側壁面の対向する位置等の所定の位置にセットし、試料を回転させて第１ターゲットと第２ターゲットに近づいたり遠ざかったりさせながら成膜することによって作製可能である。

表１に記載の平均粒径からなる炭化タングステン（ＷＣ）粉末に対して、平均粒径１．２μｍの金属コバルト（Ｃｏ）粉末および平均粒径２．５μｍのＣｒ₃Ｃ₂粉末とを添加、混合して、混合粉末の平均粒径が０．９〜１．１μｍの範囲になるまで粉砕を振動ミルにて行った。この時、Ｃｏの添加について、表１において添加時期を途中と記載している試料については、粉砕途中の混合粉末の平均粒径が２．０〜２．２μｍの範囲になった時点でＣｏ粉末を添加し、添加時期を初期と記載している試料については、粉砕を開始する前にＣｏ粉末添加した。

その後、スプレードライによって造粒して得られた混合粉末をプレス成形により切削工具形状に成形した後、脱バインダ処理を施し、真空度が０．５〜１００Ｐａの真空中、表１に示す温度で１時間焼成し、表１に示す降温速度で降温して、表１に示す超硬合金を作製した。なお、焼成後の超硬合金中の各金属含有量は調合組成と同じであった。さらに、作製した超硬合金にブラスト加工にてすくい面側について刃先処理（Ｒホーニング）を施した。

次に、上記超硬合金に対して、ＣＶＤ法により被覆層を成膜した。成膜条件は、まず、８８０℃、１６ｋＰａの成膜条件で、ＴｉＣｌ₄：２．０体積％、Ｎ₂：３３体積％、残りがＨ₂の混合ガスを流してＴｉＮ層を０．１μｍの厚さで成膜した。次に、８２５℃、９ｋＰａの成膜条件で、ＴｉＣｌ₄：２．５体積％、Ｎ₂：２３体積％、ＣＨ₃ＣＮ：０．４体積％、残りがＨ₂の混合ガスを流して平均結晶幅が０．３μｍの第１のＴｉＣＮ層を２．５μｍの厚さで成膜した。そして、１０１０℃、２０ｋＰａの成膜条件で、ＴｉＣｌ₄：３．５体積％、ＣＨ₄：０〜３体積％、Ｎ₂：０〜１０体積％、ＣＯ₂：２体積％、残りがＨ₂の混合ガスを流して中間層を０．１μｍの厚さで形成した。その後、１００５℃、９ｋＰａの成膜条件で、ＡｌＣｌ₃：１．５体積％、ＨＣｌ：２体積％、ＣＯ₂：４体積％、Ｈ₂Ｓ：０．３体積％、残りがＨ₂の混合ガスを流してαＡｌ₂Ｏ₃層を０．５μｍの厚さで成膜した。最後に、１０１０℃、３０Ｐａの成膜条件で、ＴｉＣｌ₄：３．０体積％、Ｎ₂：３０体積％、残りがＨ₂の混合ガスを流して最表層を０．５μｍの厚さで成膜した。最表層については、ＴｉＮを基本とする組成であったが、炭素（Ｃ）の拡散等による混入があり、ＴｉＣＮとなっていた。

得られた切削工具について、磁気特性測定装置にて抗磁力（Ｈｃ）と飽和磁化（Ｍｓ）を測定し、ＪＩＳＺ２２４５にてロックウェル硬度を、ＪＩＳＲ１６０７にて破壊靭性値（Ｋ１c）を測定した。また、各切削工具を、長さ１１．５ｍｍで縦：横：長さの比が３：４：１０の矩形形状になるように切り出し、ＪＩＳＲ１６０１およびＪＩＳＲ１６２５に準じて抗折力（３点曲げ強度）とワイブル係数を測定、算出した。結果は表２に示した。

また、得られた切削工具の切断面を波長分散型Ｘ線分析（ＷＤＳ）にて結合相の組成分析を行い、結合相内のタングステンの含有量を確認した。合金の表面からの深さが５００μｍ〜６００μｍの範囲内で各結合相中のタングステンの含有量を点在する結合相のそれぞれの位置について測定した。また、合金の表面〜表面からの深さが３００μｍまでの範囲内で点在する各結合相中のタングステンの含有量についても測定し、表面〜深さ３００μｍの範囲でのタングステンの含有量が５００μｍ〜６００μｍの範囲内でのタングステンの固溶量よりも高くなる領域が存在する場合には、タングステンの含有量が最大となるの深さを確認した。なお、内部から表面までタングステン量に変化のない、すなわち表面〜深さ３００μｍの範囲にタングステンの固溶量よりも高くなる領域が存在しない試料については、表中、一定と記載した。結果は表２に示した。

そして、この切削工具を用いて下記の条件により、切削試験を行い、耐摩耗性および耐欠損性を評価した。結果は表３に示した。
（切削条件）
被削材：インコネル７１８角材
工具形状：ＰＮＭＵ１２０５ＡＮＥＲ−ＧＭ（京セラ株式会社製インサート）
切削速度：４０ｍ／分
送り速度：０．１５ｍｍ／刃
切り込み：２．０ｍｍ（軸方向）×１０ｍｍ（径方向）
その他：水溶性切削液使用
評価項目：各試料１０コーナーずつ切削を行い欠損に至るまでの平均切削時間と、最短で欠損した時の切削時間を測定、算出した。また、切削時間５分まで加工できた試料については、切削時間５分における逃げ面摩耗量を測定した。

表１−３より、ＷＣ相の平均粒径が０．８５μｍよりも小さい試料Ｎｏ．２では、靱性が低く、突発欠損した。ＷＣ相の平均粒径が１．０５μｍよりも大きい試料Ｎｏ．５では、摩耗が大きくなった。Ｃｏ含有量が１１．５質量％よりも少ない試料Ｎｏ．６では、欠損した。逆に、Ｃｏ含有量が１２．５質量％よりも多い試料Ｎｏ．９では、熱亀裂による欠損が発生し、かつ摩耗も大きかった。Ｃｒ₃Ｃ₂含有量が０．２質量％よりも少ない試料Ｎｏ．１０では、超硬合金の表面において結合相の酸化による腐食が見られ、欠損も発生した。Ｃｒ₃Ｃ₂含有量が０．６質量％よりも多い試料Ｎｏ．１３では、靱性が低下し欠損した。抗磁力が１３ｋＡ／ｍよりも低い試料Ｎｏ．１５では、急激に摩耗が進行し欠損した。抗磁力が１６ｋＡ／ｍよりも高い試料Ｎｏ．１８では、熱亀裂が入って突発的に欠損した。ロックウェル硬度が８９．５よりも小さい試料Ｎｏ．１９では摩耗が大きかった。ロックウェル硬度が９０．５よりも大きい試料Ｎｏ．２２では、チッピングが発生した。

これに対して、本発明の範囲内である基体と被覆層とからなる試料Ｎｏ．１、３、４、７、８、１１、１２、１４、１６、１７、２０、２１、２３〜２９では、チッピングや欠損が抑制され、かつ摩耗の進行も抑制されていた。

実施例１の試料Ｎｏ．１の超硬合金と同じ材質を用いて、ＣＶＤ法により表４に記載された被覆層を成膜した。１層目のＴｉＮ層は実施例１と同じ成膜条件で表４に示した厚みにて成膜した。２層目のＴｉＣＮ層は、８２５℃、９ｋＰａにて、ＴｉＣｌ₄：２．５体積％、Ｎ₂：２３体積％、ＣＨ₃ＣＮ：成膜初期は０．２体積％で、次第に流量を増やして成膜終了時には０．５体積％、残りがＨ₂の混合ガスを流して成膜した。そして、３層目の中間層は、実施例１と同じ成膜条件で表４に示した厚みにて成膜した。４層目のαＡｌ₂Ｏ₃層は、１００５℃、９ｋＰａの成膜条件で、ＡｌＣｌ₃：２．５体積％、ＨＣｌ：０．５体積％、ＣＯ₂：４体積％、Ｈ₂Ｓ：０．３体積％、残りがＨ₂の混合ガスを流して成膜した。最表層は、実施例１と同じ成膜条件にて表４に示した厚みにて成膜した。

得られた切削工具について、実施例１の切削条件にて切削試験を行い、切削性能を評価した。結果は表４に示した。

表４より、試料Ｎｏ．３０−４０のいずれの試料も、チッピングや欠損が抑制され、かつ摩耗の進行も抑制されていることがわかった。

実施例１の試料Ｎｏ．１の超硬合金と同じ材質を用いて、ＰＶＤ法により被覆層を成膜した。成膜条件は、被覆層を形成する金属元素を含有する焼結体ターゲットをセットして、表５に示すバイアス電圧を印加し、アーク電流１５０Ａをそれぞれ流し、成膜温度５４０℃として表５に示す組成の被覆層を成膜した。

試料の組成は、被覆層の表面から走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察を行い、３か所の平均組成を被覆層の組成として表記した。また、各試料の被覆層を含む断面についてＳＥＭ観察を行い、被覆層の厚みを測定した。さらに、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）にて被覆層の詳細な組織を観察し、エネルギー分散分光分析（ＥＤＳ）にて詳細組成を確認した。

さらに、下記条件で切削性能を評価した。結果は表６に示した。
（切削条件）
被削材：Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金角材
工具形状：ＰＮＭＵ１２０５ＡＮＥＲ−ＳＭ（京セラ株式会社製インサート）
切削速度：６０ｍ／分
送り速度：０．２５ｍｍ／刃
切り込み：２．０ｍｍ（軸方向）×１０ｍｍ（径方向）
その他：水溶性切削液使用
評価方法：欠損に至るまでの加工時間および加工時間３０分後の切刃の状態

表５、６より、試料Ｎｏ．４１−４８のいずれの試料でも、チッピングや欠損が抑制され、かつ長寿命な切削加工が可能であった。

Claims

ＷＣ相を主体として、Ｃｏを１１．５〜１２．５質量％と、ＣｒをＣｒ₃Ｃ₂換算量で０．２〜０．６質量％との割合で含有してなり、前記ＷＣ相の平均粒径が０．８５〜１．０５μｍであり、抗磁力（Ｈｃ）が１３．０〜１６．０ｋＡ／ｍ、ロックウェル硬度（ＨＲＡ）が８９．５〜９０．５の超硬合金からなる切削工具。
抗折力が３．５ＧＰａ以上で、ワイブル係数が１０以上である請求項１記載の切削工具。
飽和磁化（Ｍｓ）が１６５〜２００ｋＡ／ｍ、破壊靭性値（Ｋ_1C）が１６ＭＰａ・ｍ^1/2以上である請求項１または２記載の切削工具。
前記Ｃｏは前記ＷＣ相間を結合する結合相中に存在するとともに、該結合相中にはタングステン（Ｗ）を含有し、前記超硬合金の表面と内部との間に、前記タングステンの含有比率が最大値を取る位置が存在する請求項１乃至３のいずれか記載の切削工具。
前記結合相中のタングステンの含有比率が最大値を取る位置が、前記表面から５０〜２００μｍの範囲内にある請求項４記載の切削工具。
前記超硬合金の表面に被覆層を被覆してなる請求項１乃至５のいずれか記載の切削工具。
前記超硬合金の表面に、平均厚みが０〜０．７μｍのＴｉＮ層と、平均厚みが１〜３μｍのＴｉＣＮ層と、平均厚みが０〜０．１μｍのＴｉＣＯ、ＴｉＮＯおよびＴｉＣＮＯのうちのいずれかからなる中間層と、平均厚みが０．３〜０．７μｍのＡｌ₂Ｏ₃層と、平均厚みが０〜０．７μｍのＴｉＣ_xＮ_y層（０＜ｘ、０．５≦ｙ、ｘ＋ｙ＝１）からなる最表層とが、前記基体側から順に積層されてなる請求項６記載の切削工具。
前記超硬合金の表面に、平均厚みが３．０〜５．５μｍのＴｉ_1-a-bＡｌ_aＭ_b（Ｃ_1-xＮ_x）（ただし、ＭはＣｒ、Ｓｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、ＺｒおよびＹから選ばれる少なくとも１種、０．２≦ａ≦０．７、０≦ｂ≦０．４、０≦ｘ≦１）からなる被覆層が被覆されてなる請求項６記載の切削工具。
前記被覆層が、Ｔｉ_1-a1-b1Ａｌ_a1Ｍ_b1（Ｃ_1-x1Ｎ_x1）（ただし、ＭはＣｒ、Ｓｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、ＺｒおよびＹから選ばれる少なくとも１種、０．２≦ａ１≦０．７、０≦ｂ１≦０．４、０≦ｘ１≦１）からなる第１薄層と、Ｔｉ_1-a2-b2Ａｌ_a2Ｍ_b2（Ｃ_1-x2Ｎ_x2）（ただし、ＭはＣｒ、Ｓｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、ＺｒおよびＹから選ばれる少なくとも１種、０．２≦ａ２≦０．７、０≦ｂ２≦０．４、０≦ｘ２≦１、ａ１＝ａ２かつｂ１＝ｂ２かつｘ１＝ｘ２を除く。）からなる第２薄層とが、交互に積層された多層構成からなる請求項８記載の切削工具。