JP2008307615A - 重切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐欠損性を発揮する表面被覆切削工具およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】重切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐欠損性を発揮する表面被覆切削工具を提供する。
【解決手段】基体表面に、バイポーラパルスバイアスを印加し、７５０〜８５０℃の成膜温度で蒸着することにより、表面研磨面の法線に対して、｛１００｝面の法線がなす傾斜角を測定して作成した傾斜角度数分布グラフにおいて、３０〜４０度の傾斜角区分に最高ピークが存在し、その度数合計が、全体の６０％以上であり、また、表面研磨面の法線に対して、｛１１２｝面の法線がなす傾斜角を測定して作成した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、その分布割合が全体の５０％以上である（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎ（Ｘ＝０．４〜０．６）層からなる硬質被覆層を備えた表面被覆切削工具を形成する。
【選択図】 なし
【解決手段】基体表面に、バイポーラパルスバイアスを印加し、７５０〜８５０℃の成膜温度で蒸着することにより、表面研磨面の法線に対して、｛１００｝面の法線がなす傾斜角を測定して作成した傾斜角度数分布グラフにおいて、３０〜４０度の傾斜角区分に最高ピークが存在し、その度数合計が、全体の６０％以上であり、また、表面研磨面の法線に対して、｛１１２｝面の法線がなす傾斜角を測定して作成した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、その分布割合が全体の５０％以上である（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎ（Ｘ＝０．４〜０．６）層からなる硬質被覆層を備えた表面被覆切削工具を形成する。
【選択図】 なし
Description
この発明は、特に、切刃に対して大きな機械的負荷がかかる鋼や鋳鉄の重切削加工で、硬質被覆層がすぐれた耐欠損性を発揮する表面被覆切削工具（以下、被覆工具という）とその製造方法に関するものである。
従来、炭化タングステン（以下、ＷＣで示す）基超硬合金、炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）基サーメット、または立方晶窒化ほう素（以下、ｃＢＮで示す）基超高圧焼結材料で構成された基体（以下、これらを総称して工具基体という）の表面に、
組成式：（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．４〜０．６を示す）、
を満足するＴｉとＡｌの複合窒化物［以下、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎで示す］層からなる硬質被覆層を蒸着形成してなる被覆工具が知られており、かつ前記被覆工具の硬質被覆層である（Ｔｉ，Ａｌ）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するようになることから、これを各種の一般鋼や普通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。
特許第２６４４７１０号明細書
特開平９−２９１３５３号公報
組成式：（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．４〜０．６を示す）、
を満足するＴｉとＡｌの複合窒化物［以下、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎで示す］層からなる硬質被覆層を蒸着形成してなる被覆工具が知られており、かつ前記被覆工具の硬質被覆層である（Ｔｉ，Ａｌ）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するようになることから、これを各種の一般鋼や普通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。
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、上記の従来被覆工具においては、これを鋼や鋳鉄などの通常の条件での切削加工に用いた場合には問題はないが、特にこれを切削条件の厳しい重切削加工に用いた場合は、硬質被覆層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層の高温強度が不十分なため、刃先の境界部分に異常損傷（以下、境界異常損傷という）を生じ、欠損を発生しやすいため、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、上記被覆工具の耐欠損性の向上を図るべく、これの硬質被覆層である（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層、すなわち図２に模式図で示される通り、格子点にＴｉ、Ａｌ、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する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層に着目し、鋭意研究を行った結果、
（ａ）従来被覆工具の硬質被覆層を構成する従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層は、例えば、図１に示される通常の物理蒸着装置の１種であるアークイオンプレーティング装置に工具基体を装入し、ヒータで装置内を例えば３００〜５００℃に加熱した状態で、所定組成のＴｉ−Ａｌ合金からなるカソード電極（蒸発源）とアノード電極との間に例えば６０〜１００Ａのアーク放電電流を発生させ、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１〜６Ｐａの反応雰囲気とし、一方工具基体には例えばバイアス電源から−５０〜−１００Ｖの直流バイアス電圧を印加するという条件下で成膜される（以下、通常成膜条件という）が、
その蒸着条件を変更し、例えば、ヒータで装置内を８５０℃に加熱して成膜温度を高くし、さらに、工具基体にバイアス電源からバイポーラパルスバイアスを印加してアークイオンプレーティングを行う（以下、改質成膜条件という）と、この条件で蒸着形成された（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層（以下、改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層という）は、通常成膜条件で形成された（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層に比べ、結晶粒の粒界強度が強化され、その結果、硬質被覆層の高温強度が一段と向上するため、切刃に対して大きな機械的負荷がかかる重切削加工であっても、前記硬質被覆層はすぐれた耐欠損性を発揮し、長期にわたってすぐれた耐摩耗性を示すこと。
（ａ）従来被覆工具の硬質被覆層を構成する従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層は、例えば、図１に示される通常の物理蒸着装置の１種であるアークイオンプレーティング装置に工具基体を装入し、ヒータで装置内を例えば３００〜５００℃に加熱した状態で、所定組成のＴｉ−Ａｌ合金からなるカソード電極（蒸発源）とアノード電極との間に例えば６０〜１００Ａのアーク放電電流を発生させ、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１〜６Ｐａの反応雰囲気とし、一方工具基体には例えばバイアス電源から−５０〜−１００Ｖの直流バイアス電圧を印加するという条件下で成膜される（以下、通常成膜条件という）が、
その蒸着条件を変更し、例えば、ヒータで装置内を８５０℃に加熱して成膜温度を高くし、さらに、工具基体にバイアス電源からバイポーラパルスバイアスを印加してアークイオンプレーティングを行う（以下、改質成膜条件という）と、この条件で蒸着形成された（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層（以下、改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層という）は、通常成膜条件で形成された（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層に比べ、結晶粒の粒界強度が強化され、その結果、硬質被覆層の高温強度が一段と向上するため、切刃に対して大きな機械的負荷がかかる重切削加工であっても、前記硬質被覆層はすぐれた耐欠損性を発揮し、長期にわたってすぐれた耐摩耗性を示すこと。
（ｂ）上記の従来被覆工具の硬質被覆層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層（以下、従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層という）と上記（ａ）の改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層について、
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立方晶結晶格子を有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｛１００｝面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうち、０〜４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフを作成すると、例えば、図３に示されるように、３０〜４０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記３０〜４０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の６０％以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示すこと。
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立方晶結晶格子を有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｛１００｝面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうち、０〜４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフを作成すると、例えば、図３に示されるように、３０〜４０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記３０〜４０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の６０％以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示すこと。
（ｃ）また、上記従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層と上記改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層について、
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｛１１２｝面の法線がなす傾斜角を測定し、この場合前記結晶粒は、上記の通り格子点にＴｉ、Ａｌ、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で表し、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体（ただし、頻度の関係でＮの上限値を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ＴｉＡｌＮ層もΣ３に最高ピークが存在するが、前記従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層は、図６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，Ａｌ）Ｎ層は、図５に例示される通り、Σ３の分布割合が５０％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すこと。
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｛１１２｝面の法線がなす傾斜角を測定し、この場合前記結晶粒は、上記の通り格子点にＴｉ、Ａｌ、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で表し、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体（ただし、頻度の関係でＮの上限値を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ＴｉＡｌＮ層もΣ３に最高ピークが存在するが、前記従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層は、図６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，Ａｌ）Ｎ層は、図５に例示される通り、Σ３の分布割合が５０％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すこと。
（ｄ）上記の改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層は、従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層自体が具備する高温硬さと高温強度に加えて、上記従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層に比して一段と高い高温強度を有するので、これを硬質被覆層として蒸着形成してなる被覆工具は、切刃に対して特に大きな機械的負荷がかかる重切削加工に用いた場合にも、前記従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層を蒸着形成してなる被覆工具に比して、硬質被覆層が一段とすぐれた耐欠損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、
「（１） ＷＣ基超硬合金、ＴｉＣＮ基サーメット、またはｃＢＮ基超高圧焼結材料で構成された工具基体の表面に、１〜１０μｍの平均層厚を有する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着形成してなる表面被覆切削工具（被覆工具）において、
前記（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層は、
組成式：（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎで表したときに、
０．４≦Ｘ≦０．６（ただし、Ｘは原子比を示す）を満足し、かつ、
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立方晶結晶格子を有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｛１００｝面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうち、０〜４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフにおいて、３０〜４０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記３０〜４０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の６０％以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示し、
同じく、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立方晶結晶格子を有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｛１１２｝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、Ａｌ、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で表した場合、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体（ただし、頻度の関係でＮの上限値を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５０％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，Ａｌ）Ｎ層、
であることを特徴とする表面被覆切削工具（被覆工具）。
（２） アークイオンプレーティング装置内の回転テーブル上に工具基体を配設し、カソード電極としてＴｉ−Ａｌ合金を配置し、
前記装置内の回転テーブル上に配設された工具基体をＡｒガス雰囲気中でＡｒイオンによってボンバード洗浄した後、
装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して１〜６Ｐａの反応雰囲気とすると共に、装置内を加熱し、工具基体温度を７５０〜８５０℃に保持した状態で、回転テーブル上の工具基体に、印加電圧０〜−１００（ｖ）×印加時間２０００〜２００００（ｎｓ）の負バイアスおよび印加電圧＋３２〜＋４２（ｖ）×印加時間１００〜５０００（ｎｓ）の正バイアスからなるバイポーラパルスバイアスを印加し、かつ前記Ｔｉ−Ａｌ合金からなるカソード電極とアノード電極との間に６０〜２００Ａの電流を流してアーク放電を発生させて、工具基体表面に、組成式：（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎで表したときに、０．４≦Ｘ≦０．６（ただし、Ｘは原子比を示す）を満足する改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層を蒸着形成する、
ことを特徴とする前記（１）記載の表面被覆切削工具（被覆工具）の製造方法。」
に特徴を有するものである。
「（１） ＷＣ基超硬合金、ＴｉＣＮ基サーメット、またはｃＢＮ基超高圧焼結材料で構成された工具基体の表面に、１〜１０μｍの平均層厚を有する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着形成してなる表面被覆切削工具（被覆工具）において、
前記（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層は、
組成式：（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎで表したときに、
０．４≦Ｘ≦０．６（ただし、Ｘは原子比を示す）を満足し、かつ、
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立方晶結晶格子を有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｛１００｝面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうち、０〜４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフにおいて、３０〜４０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記３０〜４０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の６０％以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示し、
同じく、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立方晶結晶格子を有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｛１１２｝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、Ａｌ、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で表した場合、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体（ただし、頻度の関係でＮの上限値を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５０％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，Ａｌ）Ｎ層、
であることを特徴とする表面被覆切削工具（被覆工具）。
（２） アークイオンプレーティング装置内の回転テーブル上に工具基体を配設し、カソード電極としてＴｉ−Ａｌ合金を配置し、
前記装置内の回転テーブル上に配設された工具基体をＡｒガス雰囲気中でＡｒイオンによってボンバード洗浄した後、
装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して１〜６Ｐａの反応雰囲気とすると共に、装置内を加熱し、工具基体温度を７５０〜８５０℃に保持した状態で、回転テーブル上の工具基体に、印加電圧０〜−１００（ｖ）×印加時間２０００〜２００００（ｎｓ）の負バイアスおよび印加電圧＋３２〜＋４２（ｖ）×印加時間１００〜５０００（ｎｓ）の正バイアスからなるバイポーラパルスバイアスを印加し、かつ前記Ｔｉ−Ａｌ合金からなるカソード電極とアノード電極との間に６０〜２００Ａの電流を流してアーク放電を発生させて、工具基体表面に、組成式：（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎで表したときに、０．４≦Ｘ≦０．６（ただし、Ｘは原子比を示す）を満足する改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層を蒸着形成する、
ことを特徴とする前記（１）記載の表面被覆切削工具（被覆工具）の製造方法。」
に特徴を有するものである。
まず、この発明の改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層について、詳細に説明する。
（ａ）組成式（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎ
組成式（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎで表される成分組成の硬質被覆層におけるＴｉ成分は高温強度の維持、Ａｌ成分は高温硬さと耐熱性の向上に寄与することから、硬質被覆層は、所定の高温強度、高温硬さおよび耐熱性を具備する層であるが、Ａｌの含有割合Ｘが６０原子％を超えると、硬質被覆層の高温硬さと耐熱性は向上するものの、Ｔｉ含有割合の相対的な減少によって、高温強度が低下し欠損を発生しやすくなり、一方、Ａｌの含有割合Ｘが４０原子％未満になると、高温硬さと耐熱性が低下し、その結果、耐摩耗性の低下がみられるようになることから、Ａｌの含有割合Ｘの値を０．４０〜０．６０と定めた。
（ａ）組成式（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎ
組成式（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎで表される成分組成の硬質被覆層におけるＴｉ成分は高温強度の維持、Ａｌ成分は高温硬さと耐熱性の向上に寄与することから、硬質被覆層は、所定の高温強度、高温硬さおよび耐熱性を具備する層であるが、Ａｌの含有割合Ｘが６０原子％を超えると、硬質被覆層の高温硬さと耐熱性は向上するものの、Ｔｉ含有割合の相対的な減少によって、高温強度が低下し欠損を発生しやすくなり、一方、Ａｌの含有割合Ｘが４０原子％未満になると、高温硬さと耐熱性が低下し、その結果、耐摩耗性の低下がみられるようになることから、Ａｌの含有割合Ｘの値を０．４０〜０．６０と定めた。
（ｂ）結晶面の配向割合
上記の改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層について、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立方晶結晶格子を有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｛１００｝面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうち、０〜４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフを作成したところ、図３に示すように、３０〜４０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在し、しかも、３０〜４０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の６０％以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示すことから、改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層は、表面研磨面の法線方向に対して｛１１２｝面が強配向していることがわかり、このような結晶配向性によって、通常成膜条件で形成した従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層に比して、結晶粒の粒界強度が一段と向上し、その結果、硬質被覆層として改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層を備えた被覆工具は、重切削加工条件下でも耐欠損性が一段と向上する。
上記の改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層について、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立方晶結晶格子を有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｛１００｝面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうち、０〜４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフを作成したところ、図３に示すように、３０〜４０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在し、しかも、３０〜４０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の６０％以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示すことから、改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層は、表面研磨面の法線方向に対して｛１１２｝面が強配向していることがわかり、このような結晶配向性によって、通常成膜条件で形成した従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層に比して、結晶粒の粒界強度が一段と向上し、その結果、硬質被覆層として改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層を備えた被覆工具は、重切削加工条件下でも耐欠損性が一段と向上する。
（ｃ）Σ３の分布割合
さらに、上記の改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層について、同じく、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｛１１２｝面の法線がなす傾斜角を測定し、この場合前記結晶粒は、上記の通り格子点にＴｉ、Ａｌ、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で表し、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体（ただし、頻度の関係でＮの上限値を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ところ、前記改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層は、図５に例示される通り、Σ３に最高ピークが存在するとともに、Σ３の分布割合が５０％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すことから、この点からも、改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層は、結晶粒の粒界強度が一段と向上し、その結果、耐欠損性が一段と向上していることがわかる。
なお、図６に例示される通り、従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層もΣ３に最高ピークが存在するものの、Σ３の分布割合は３０％以下に過ぎず、改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層に比べ、相対的に低い構成原子共有格子点分布グラフを示している。
以上のとおり、改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層は、｛１１２｝面の配向性が高く、また、Σ３の分布割合も高いため、従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層のもつ高温硬さと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。
さらに、上記の改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層について、同じく、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｛１１２｝面の法線がなす傾斜角を測定し、この場合前記結晶粒は、上記の通り格子点にＴｉ、Ａｌ、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で表し、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体（ただし、頻度の関係でＮの上限値を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ところ、前記改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層は、図５に例示される通り、Σ３に最高ピークが存在するとともに、Σ３の分布割合が５０％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すことから、この点からも、改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層は、結晶粒の粒界強度が一段と向上し、その結果、耐欠損性が一段と向上していることがわかる。
なお、図６に例示される通り、従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層もΣ３に最高ピークが存在するものの、Σ３の分布割合は３０％以下に過ぎず、改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層に比べ、相対的に低い構成原子共有格子点分布グラフを示している。
以上のとおり、改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層は、｛１１２｝面の配向性が高く、また、Σ３の分布割合も高いため、従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層のもつ高温硬さと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。
（ｄ）平均層厚
改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層の平均層厚が１μｍ未満では、自身のもつ耐熱性、高温硬さおよび高温強度をに長期に亘って維持することができず、工具寿命短命の原因となり、一方その平均層厚が１０μｍを越えると、チッピングが発生し易くなることから、その平均層厚を１〜１０μｍと定めた。
改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層の平均層厚が１μｍ未満では、自身のもつ耐熱性、高温硬さおよび高温強度をに長期に亘って維持することができず、工具寿命短命の原因となり、一方その平均層厚が１０μｍを越えると、チッピングが発生し易くなることから、その平均層厚を１〜１０μｍと定めた。
次に、この発明の改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層の成膜条件について、詳細に説明する。
硬質被覆層として、アークイオンプレーティングで蒸着形成した改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層を備えた被覆工具を製造するにあたり、
アークイオンプレーティング装置内の回転テーブル上に工具基体を配設し、カソード電極としてＴｉ−Ａｌ合金を配置し、
前記装置内の回転テーブル上に配設された工具基体をＡｒガス雰囲気中でＡｒイオンによってボンバード洗浄した後、
装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して１〜６Ｐａの反応雰囲気とすると共に、装置内を加熱し、工具基体温度を７５０〜８５０℃に保持した状態で、回転テーブル上の工具基体に、印加電圧０〜−１００（ｖ）×印加時間２０００〜２００００（ｎｓ）の負バイアスおよび印加電圧＋３２〜＋４２（ｖ）×印加時間１００〜５０００（ｎｓ）の正バイアスからなるバイポーラパルスバイアスを印加し、かつ前記Ｔｉ−Ａｌ合金からなるカソード電極とアノード電極との間に６０〜２００Ａの電流を流してアーク放電を発生させて、工具基体表面に、組成式：（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎで表したときに、０．４≦Ｘ≦０．６（ただし、Ｘは原子比を示す）を満足する改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層を蒸着形成するが、上記蒸着条件のうちでは、特に、工具基体温度および工具基体へのバイアス付加条件が重要である。
まず、工具基体温度（蒸着時の装置内加熱温度）が７５０℃未満の場合には、｛１１２｝面への配向率が極めて小さくなり、目的とする皮膜が得られず、粒界強度が不足し、一方、工具基体温度が８５０℃を超える場合には、Ｂ１構造の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎが成膜されず、ＴｉＮとＡｌＮが分離した構造となってしまうから、工具基体温度（装置内加熱温度）は、７５０〜８５０℃とする必要がある。
つぎに、バイポーラパルスバイアスについては、印加電圧０〜−１００（ｖ）×印加時間２０００〜２００００（ｎｓ）の負バイアスおよび印加電圧＋３２〜＋４２（ｖ）×印加時間１００〜５０００（ｎｓ）の正バイアスからなるバイポーラパルスバイアスを印加することが必要であり、負バイアス、正バイアスの印加電圧及び印加時間が上記数値範囲から外れた場合には、目的としている｛１１２｝面の強配向性の皮膜とならないため、成膜時の工具基体へのバイアス付加条件を上記の通りに定めた。
硬質被覆層として、アークイオンプレーティングで蒸着形成した改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層を備えた被覆工具を製造するにあたり、
アークイオンプレーティング装置内の回転テーブル上に工具基体を配設し、カソード電極としてＴｉ−Ａｌ合金を配置し、
前記装置内の回転テーブル上に配設された工具基体をＡｒガス雰囲気中でＡｒイオンによってボンバード洗浄した後、
装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して１〜６Ｐａの反応雰囲気とすると共に、装置内を加熱し、工具基体温度を７５０〜８５０℃に保持した状態で、回転テーブル上の工具基体に、印加電圧０〜−１００（ｖ）×印加時間２０００〜２００００（ｎｓ）の負バイアスおよび印加電圧＋３２〜＋４２（ｖ）×印加時間１００〜５０００（ｎｓ）の正バイアスからなるバイポーラパルスバイアスを印加し、かつ前記Ｔｉ−Ａｌ合金からなるカソード電極とアノード電極との間に６０〜２００Ａの電流を流してアーク放電を発生させて、工具基体表面に、組成式：（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎで表したときに、０．４≦Ｘ≦０．６（ただし、Ｘは原子比を示す）を満足する改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層を蒸着形成するが、上記蒸着条件のうちでは、特に、工具基体温度および工具基体へのバイアス付加条件が重要である。
まず、工具基体温度（蒸着時の装置内加熱温度）が７５０℃未満の場合には、｛１１２｝面への配向率が極めて小さくなり、目的とする皮膜が得られず、粒界強度が不足し、一方、工具基体温度が８５０℃を超える場合には、Ｂ１構造の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎが成膜されず、ＴｉＮとＡｌＮが分離した構造となってしまうから、工具基体温度（装置内加熱温度）は、７５０〜８５０℃とする必要がある。
つぎに、バイポーラパルスバイアスについては、印加電圧０〜−１００（ｖ）×印加時間２０００〜２００００（ｎｓ）の負バイアスおよび印加電圧＋３２〜＋４２（ｖ）×印加時間１００〜５０００（ｎｓ）の正バイアスからなるバイポーラパルスバイアスを印加することが必要であり、負バイアス、正バイアスの印加電圧及び印加時間が上記数値範囲から外れた場合には、目的としている｛１１２｝面の強配向性の皮膜とならないため、成膜時の工具基体へのバイアス付加条件を上記の通りに定めた。
この発明の被覆工具およびその製造方法によれば、切刃に対してきわめて大きな機械的負荷がかかる鋼や鋳鉄などの重切削加工でも、硬質被覆層である改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層が一段とすぐれた高温強度を有し、すぐれた耐欠損性を発揮する被覆工具を提供することができ、そして、この被覆工具は、硬質被覆層に欠損が発生することはなく、長期に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮するものである。
つぎに、この発明の被覆工具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２４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・ＣＮＭＧ１２０４０８に規定するスローアウエイチップ形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体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２４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・ＣＮＭＧ１２０４１２のチップ形状をもったＴｉＣＮ基サーメット製の工具基体Ｇ〜Ｌを形成した。
さらに、原料粉末として、いずれも０．５〜４μｍの範囲内の平均粒径を有する立方晶窒化硼素（ｃＢＮ）粉末、窒化チタン（ＴｉＮ）粉末、Ａｌ粉末、酸化アルミニウム（Ａｌ２Ｏ３）粉末を用意し、これら原料粉末を表３に示される配合組成に配合し、ボールミルで８０時間湿式混合し、乾燥した後、１２０ＭＰａの圧力で直径：５０ｍｍ×厚さ：１．５ｍｍの寸法をもった圧粉体にプレス成形し、ついでこの圧粉体を、圧力：１Ｐａの真空雰囲気中、９００〜１３００℃の範囲内の所定温度に６０分間保持の条件で焼結して切刃片用予備焼結体とし、この予備焼結体を、別途用意した、Ｃｏ：８質量％、ＷＣ：残りの組成、並びに直径：５０ｍｍ×厚さ：２ｍｍの寸法をもったＷＣ基超硬合金製支持片と重ね合わせた状態で、通常の超高圧焼結装置に装入し、通常の条件である圧力：５ＧＰａ、温度：１２００〜１４００℃の範囲内の所定温度に保持時間：０．８時間の条件で超高圧焼結し、焼結後上下面をダイヤモンド砥石を用いて研磨し、ワイヤー放電加工装置にて一辺３ｍｍの正三角形状に分割し、さらにＣｏ：５質量％、ＴａＣ：５質量％、ＷＣ：残りの組成およびＣＩＳ規格ＳＮＧＡ１２０４１２の形状（厚さ：４．７６mm×一辺長さ：１２．７mmの正三角形）をもったＷＣ基超硬合金製チップ本体のろう付け部（コーナー部）に、質量％で、Ｃｕ：２６％、Ｔｉ：５％、Ｎｉ：２．５％、Ａｇ：残りからなる組成を有するＡｇ合金のろう材を用いてろう付けし、所定寸法に外周加工した後、切刃部に幅：０．１３ｍｍ、角度：２５°のホーニング加工を施し、さらに仕上げ研摩を施すことによりＩＳＯ規格ＳＮＧＡ１２０４１２のチップ形状をもった工具基体Ｍ〜Ｒをそれぞれ製造した。
つぎに、これらの工具基体Ａ〜Ｆ、Ｇ〜ＬおよびＭ〜Ｒ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に示されるアークイオンプレーティング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、カソード電極（蒸発源）として、表５〜７に示される目標組成に対応した成分組成をもった改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層形成用のＴｉ−Ａｌ合金を配置し、
（ｂ）まず、装置内を排気して１×１０−２Ｐａ以下の真空に保持しながら、ヒーターで装置内を４００℃に加熱した後、Ａｒガスを導入して、２．０Ｐａの雰囲気とすると共に、前記テーブル上で自転しながら回転する工具基体に−２００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、もって工具基体表面をアルゴンイオン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２Ｐａの反応雰囲気とすると共に、装置内を加熱し、工具基体温度を表４に示される温度に保持し、前記回転テーブル上で自転しながら回転する工具基体に、バイアス電源から、同じく表４に示される条件のバイポーラパルスバイアスを印加し、かつ前記カソード電極（改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層形成用のＴｉ−Ａｌ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、前記工具基体の表面に、表５〜７に示される目標組成および目標層厚の改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層を蒸着形成することにより、本発明被覆工具１〜１８をそれぞれ製造した。
（ｂ）まず、装置内を排気して１×１０−２Ｐａ以下の真空に保持しながら、ヒーターで装置内を４００℃に加熱した後、Ａｒガスを導入して、２．０Ｐａの雰囲気とすると共に、前記テーブル上で自転しながら回転する工具基体に−２００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、もって工具基体表面をアルゴンイオン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２Ｐａの反応雰囲気とすると共に、装置内を加熱し、工具基体温度を表４に示される温度に保持し、前記回転テーブル上で自転しながら回転する工具基体に、バイアス電源から、同じく表４に示される条件のバイポーラパルスバイアスを印加し、かつ前記カソード電極（改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層形成用のＴｉ−Ａｌ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、前記工具基体の表面に、表５〜７に示される目標組成および目標層厚の改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層を蒸着形成することにより、本発明被覆工具１〜１８をそれぞれ製造した。
また、比較の目的で、蒸着形成時の条件を、表４に示される工具基体温度、同じく表４に示される印加バイアス条件とした以外は、本発明被覆工具１〜１８の製造の場合と全く同じ条件で従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層を蒸着形成することにより、従来被覆工具１〜１８をそれぞれ製造した。
ついで、上記の本発明被覆工具と従来被覆工具の硬質被覆層を構成する改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用いて、傾斜角度数分布グラフおよび構成原子共有格子点分布グラフをそれぞれ作成した。
まず、上記傾斜角度数分布グラフは、上記の改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ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立方晶結晶格子を有する結晶粒個々に照射し、電子後方散乱回折像装置を用いて、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{１００}面の法線がなす傾斜角を測定し、この測定結果に基づいて、前記測定傾斜角のうち、０〜４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計することにより作成した。
また、上記構成原子共有格子点分布グラフは、上記の改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ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｛１１２｝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で表した場合、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体（ただし、頻度の関係でＮの上限値を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。
まず、上記傾斜角度数分布グラフは、上記の改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ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立方晶結晶格子を有する結晶粒個々に照射し、電子後方散乱回折像装置を用いて、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{１００}面の法線がなす傾斜角を測定し、この測定結果に基づいて、前記測定傾斜角のうち、０〜４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計することにより作成した。
また、上記構成原子共有格子点分布グラフは、上記の改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ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｛１１２｝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で表した場合、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体（ただし、頻度の関係でＮの上限値を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，Ａｌ）Ｎ層および従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層の傾斜角度数分布グラフにおいて、３０〜４０度の測定傾斜角区分内に存在する度数を表５〜７にそれぞれ示し、また、改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層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の分布割合を表５〜７にそれぞれ示した。
上記の各種の傾斜角度数分布グラフおよび構成原子共有格子点分布グラフにおいて、表５〜７にそれぞれ示される通り、本発明被覆工具の改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層は、｛１１２｝面の配向割合が非常に高く（傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の６０％以上の割合）、また、Σ３の分布割合も非常に高い（構成原子共有格子点分布グラフにおける度数全体の５０％以上の割合）のに対して、従来被覆工具の従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層は、｛１１２｝面の配向割合およびΣ３の分布割合のいずれもが低いものであった。
なお、図３は、本発明被覆工具１の改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層の傾斜角度数分布グラフ、図４は、従来被覆工具１の従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層の傾斜角度数分布グラフをそれぞれ示し、また、図５は、本発明被覆工具１の改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層の構成原子共有格子点分布グラフ、図６は、従来被覆工具１の従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層の構成原子共有格子点分布グラフをそれぞれ示す。
なお、図３は、本発明被覆工具１の改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層の傾斜角度数分布グラフ、図４は、従来被覆工具１の従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層の傾斜角度数分布グラフをそれぞれ示し、また、図５は、本発明被覆工具１の改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層の構成原子共有格子点分布グラフ、図６は、従来被覆工具１の従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層の構成原子共有格子点分布グラフをそれぞれ示す。
さらに、上記の本発明被覆工具１〜１８および従来被覆工具１〜１８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（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層からなることが確認された。また、これらの被覆工具の硬質被覆層の厚さを、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、上記の各種の被覆工具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、本発明被覆工具１〜１８および従来被覆工具１〜１８について、以下のような切削試験を行った。
本発明被覆工具１〜６および従来被覆工具１〜６について、
切削条件（Ａ−１）；
被削材：ＪＩＳ・ＳＮＣＭ４３９の長さ方向等間隔４本縦溝入丸棒、
切削速度： ２００ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ３．０ ｍｍ、
送り： ０．３５ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ３ 分、
の条件での合金鋼の乾式断続重切削試験（通常の切込みおよび送りは、それぞれ、１．５ｍｍ、０．２ｍｍ／ｒｅｖ ）、
切削条件（Ｂ−１）；
被削材：ＪＩＳ・Ｓ４５Ｃの長さ方向等間隔４本縦溝入丸棒、
切削速度： ２７０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ３．０ ｍｍ、
送り： ０．３５ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ３ 分、
の条件での炭素鋼の乾式断続重切削試験（通常の切込みおよび送りは、それぞれ、１．５ｍｍ、０．２ｍｍ／ｒｅｖ）、
切削条件（Ｃ−１）；
被削材：ＪＩＳ・ＳＵＳ３０４の丸棒、
切削速度： １８０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ２．４ ｍｍ、
送り： ０．３０ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ３ 分、
の条件でのステンレス鋼の乾式連続重切削試験（通常の切込みおよび送りは、それぞれ、１．２ｍｍ、０．１５ｍｍ／ｒｅｖ）、
を行い、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。この測定結果を表８に示した。
切削条件（Ａ−１）；
被削材：ＪＩＳ・ＳＮＣＭ４３９の長さ方向等間隔４本縦溝入丸棒、
切削速度： ２００ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ３．０ ｍｍ、
送り： ０．３５ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ３ 分、
の条件での合金鋼の乾式断続重切削試験（通常の切込みおよび送りは、それぞれ、１．５ｍｍ、０．２ｍｍ／ｒｅｖ ）、
切削条件（Ｂ−１）；
被削材：ＪＩＳ・Ｓ４５Ｃの長さ方向等間隔４本縦溝入丸棒、
切削速度： ２７０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ３．０ ｍｍ、
送り： ０．３５ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ３ 分、
の条件での炭素鋼の乾式断続重切削試験（通常の切込みおよび送りは、それぞれ、１．５ｍｍ、０．２ｍｍ／ｒｅｖ）、
切削条件（Ｃ−１）；
被削材：ＪＩＳ・ＳＵＳ３０４の丸棒、
切削速度： １８０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ２．４ ｍｍ、
送り： ０．３０ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ３ 分、
の条件でのステンレス鋼の乾式連続重切削試験（通常の切込みおよび送りは、それぞれ、１．２ｍｍ、０．１５ｍｍ／ｒｅｖ）、
を行い、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。この測定結果を表８に示した。
また、本発明被覆工具７〜１２および従来被覆工具７〜１２について、
切削条件（Ａ−２）；
被削材：ＪＩＳ・ＳＮＣＭ４３９の長さ方向等間隔４本縦溝入丸棒、
切削速度： ２００ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： １．５ ｍｍ、
送り： ０．１５ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ５ 分、
の条件での合金鋼の乾式断続重切削試験（通常の切削速度および送りは、それぞれ、１５０ｍ／ｍｉｎ、０．１０ｍｍ／ｒｅｖ ）、
切削条件（Ｂ−２）；
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０の丸棒、
切削速度： ２００ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ２．０ ｍｍ、
送り： ０．１２ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ５ 分、
の条件での合金鋼の乾式高速高切込み連続切削試験（通常の切削速度および切り込みは、それぞれ、１５０ｍ／ｍｉｎ、１．５ｍｍ）、
切削条件（Ｃ−２）；
被削材：ＪＩＳ・Ｓ５０Ｃの長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： ２００ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： １．５ ｍｍ、
送り： ０．２５ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ５ 分、
の条件での炭素鋼の乾式高送り断続切削試験（通常の送りは０．１５ｍｍ／ｒｅｖ）、
を行い、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。この測定結果を表９に示した。
切削条件（Ａ−２）；
被削材：ＪＩＳ・ＳＮＣＭ４３９の長さ方向等間隔４本縦溝入丸棒、
切削速度： ２００ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： １．５ ｍｍ、
送り： ０．１５ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ５ 分、
の条件での合金鋼の乾式断続重切削試験（通常の切削速度および送りは、それぞれ、１５０ｍ／ｍｉｎ、０．１０ｍｍ／ｒｅｖ ）、
切削条件（Ｂ−２）；
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０の丸棒、
切削速度： ２００ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ２．０ ｍｍ、
送り： ０．１２ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ５ 分、
の条件での合金鋼の乾式高速高切込み連続切削試験（通常の切削速度および切り込みは、それぞれ、１５０ｍ／ｍｉｎ、１．５ｍｍ）、
切削条件（Ｃ−２）；
被削材：ＪＩＳ・Ｓ５０Ｃの長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： ２００ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： １．５ ｍｍ、
送り： ０．２５ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ５ 分、
の条件での炭素鋼の乾式高送り断続切削試験（通常の送りは０．１５ｍｍ／ｒｅｖ）、
を行い、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。この測定結果を表９に示した。
また、本発明被覆工具１３〜１８および従来被覆工具１３〜１８について、
切削条件（Ａ−３）；
被削材：ＪＩＳ・ＳＣｒ４２０Ｈ（ＨＲＣ６０）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： １６５ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ０．２ ｍｍ、
送り： ０．２５ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ８ 分、
の条件でのクロム鋼の乾式高速高送り断続切削試験（通常の切削速度および送りは、それぞれ、１２０ｍ／ｍｉｎ、０．１５ｍｍ／ｒｅｖ ）、
切削条件（Ｂ−３）；
被削材：ＪＩＳ・ＳＵＪ２の焼入れ材（ＨＲＣ６０）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： １７５ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ０．３ ｍｍ、
送り： ０．１５ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： １０ 分、
の条件での軸受鋼の焼入れ材の乾式高速高切込み断続切削試験（通常の切削速度および切り込みは、それぞれ、１２０ｍ／ｍｉｎ、０．２ｍｍ）、
切削条件（Ｃ−３）；
被削材：ＪＩＳ・ＳＵＪ２の焼入れ材（ＨＲＣ６０）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： １５０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ０．１ ｍｍ、
送り： ０．２ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ４ 分、
の条件での軸受鋼の焼入れ材の乾式高送り断続切削試験（通常の送りは０．１ｍｍ／ｒｅｖ）、
を行い、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。この測定結果を表１０に示した。
切削条件（Ａ−３）；
被削材：ＪＩＳ・ＳＣｒ４２０Ｈ（ＨＲＣ６０）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： １６５ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ０．２ ｍｍ、
送り： ０．２５ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ８ 分、
の条件でのクロム鋼の乾式高速高送り断続切削試験（通常の切削速度および送りは、それぞれ、１２０ｍ／ｍｉｎ、０．１５ｍｍ／ｒｅｖ ）、
切削条件（Ｂ−３）；
被削材：ＪＩＳ・ＳＵＪ２の焼入れ材（ＨＲＣ６０）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： １７５ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ０．３ ｍｍ、
送り： ０．１５ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： １０ 分、
の条件での軸受鋼の焼入れ材の乾式高速高切込み断続切削試験（通常の切削速度および切り込みは、それぞれ、１２０ｍ／ｍｉｎ、０．２ｍｍ）、
切削条件（Ｃ−３）；
被削材：ＪＩＳ・ＳＵＪ２の焼入れ材（ＨＲＣ６０）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： １５０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ０．１ ｍｍ、
送り： ０．２ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ４ 分、
の条件での軸受鋼の焼入れ材の乾式高送り断続切削試験（通常の送りは０．１ｍｍ／ｒｅｖ）、
を行い、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。この測定結果を表１０に示した。
表５〜１０に示される結果から、本発明被覆工具１〜１８は、｛１１２｝面の配向割合が非常に高く（傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の６０％以上の割合）、また、Σ３の分布割合も非常に高い（構成原子共有格子点分布グラフにおける度数全体の５０％以上の割合）改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層で硬質被覆層が構成され、機械的負荷がきわめて大きい鋼や鋳鉄の重切削加工でも、前記改質（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層が一段とすぐれた高温強度を有することから、すぐれた耐欠損性を示すと同時にすぐれた耐摩耗性を発揮するのに対して、｛１１２｝面の配向割合およびΣ３の分布割合のいずれもが低い従来（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層で硬質被覆層が構成された従来被覆工具１〜１８においては、いずれも高速断続切削では硬質被覆層の高温強度が不十分であるために、重切削加工では硬質被覆層に欠損が発生し、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、この発明の被覆工具は、各種鋼や鋳鉄などの通常の条件での連続切削や断続切削は勿論のこと、特に高い高温強度が要求される重切削加工でも硬質被覆層がすぐれた耐欠損性を示し、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 (2)
- 炭化タングステン基超硬合金、炭窒化チタン基サーメット、または立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料で構成された工具基体の表面に、１〜１０μｍの平均層厚を有するＴｉとＡｌの複合窒化物層からなる硬質被覆層を蒸着形成してなる表面被覆切削工具において、
前記ＴｉとＡｌの複合窒化物層は、
組成式：（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎで表したときに、
０．４≦Ｘ≦０．６（ただし、Ｘは原子比を示す）を満足し、かつ、
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立方晶結晶格子を有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｛１００｝面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうち、０〜４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフにおいて、３０〜４０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記３０〜４０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の６０％以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示し、
同じく、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立方晶結晶格子を有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｛１１２｝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、Ａｌ、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で表した場合、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体（ただし、頻度の関係でＮの上限値を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５０％以上である構成原子共有格子点分布グラフを示すＴｉとＡｌの複合窒化物層、
であることを特徴とする表面被覆切削工具。 - アークイオンプレーティング装置内の回転テーブル上に工具基体を配設し、カソード電極としてＴｉ−Ａｌ合金を配置し、
前記装置内の回転テーブル上に配設された工具基体をＡｒガス雰囲気中でＡｒイオンによってボンバード洗浄した後、
装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して１〜６Ｐａの反応雰囲気とすると共に、装置内を加熱し、工具基体温度を７５０〜８５０℃に保持した状態で、回転テーブル上の工具基体に、印加電圧０〜−１００（ｖ）×印加時間２０００〜２００００（ｎｓ）の負バイアスおよび印加電圧＋３２〜＋４２（ｖ）×印加時間１００〜５０００（ｎｓ）の正バイアスからなるバイポーラパルスバイアスを印加し、かつ前記Ｔｉ−Ａｌ合金からなるカソード電極とアノード電極との間に６０〜２００Ａの電流を流してアーク放電を発生させて、工具基体表面に、組成式：（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎで表したときに、０．４≦Ｘ≦０．６（ただし、Ｘは原子比を示す）を満足するＴｉとＡｌの複合窒化物層を蒸着形成する、
ことを特徴とする請求項１記載の表面被覆切削工具の製造方法。
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