JP2015016512A - 高速断続切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 - Google Patents

Abstract

【課題】硬質被覆層がすぐれた靭性および熱遮蔽効果を備え、長期の使用に亘ってすぐれた耐チッピング性、耐欠損性を発揮する被覆工具を提供する。【解決手段】硬質被覆層が、化学蒸着された組成式：（Ｔｉ１−ｘ—ｙＡｌｘＳｉｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）で表される領域Ａ層と領域Ｂ層とからなる合計平均層厚１〜２０μｍの交互積層構造を有し、領域Ａ層は、０．７０≰ｘ≰０．８０、０．００５≰ｙ≰０．１０、０≰ｚ≰０．００５を満足し、平均粒子幅Ｗが０．１μｍ以下、平均粒子長さＬが０．１μｍ以下であり、領域Ｂ層は、０．８５≰ｘ≰０．９５、０．００５≰ｙ≰０．１０、０≰ｚ≰０．００５を満足し、平均粒子幅Ｗが０．１〜２．０μｍ以下、平均粒子長さＬが０．５〜５．０μｍであり、交互積層構造の最表面層は、領域Ａ層であることにより、前記課題を解決する。【選択図】図１

Description

本発明は、切刃に対して衝撃的な負荷が作用する高速断続切削加工で、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を備えることにより、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮する表面被覆切削工具（以下、被覆工具という）に関するものである。

従来、一般に、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）基サーメットあるいは立方晶窒化ホウ素（以下、ｃＢＮで示す）基超高圧焼結体で構成された工具基体（以下、これらを総称して工具基体という）の表面に、硬質被覆層として、Ｔｉ−Ａｌ系の複合窒化物層を物理蒸着法により被覆形成した被覆工具が知られており、これらは、すぐれた耐摩耗性を発揮することが知られている。
ただ、前記従来のＴｉ−Ａｌ系の複合窒化物層を被覆形成した被覆工具は、比較的耐摩耗性に優れるものの、高速断続切削条件で用いた場合にチッピング等の異常損耗を発生しやすいことから、硬質被覆層の改善についての種々の提案がなされている。

例えば、特許文献１には、第１被覆層および第２被覆層が、（Ｔｉ_{１−ａ−ｂ}Ａｌ_ａＸ_ｂ）（Ｃ_１−ｄＮ_ｄ）（但し、ＸはＴｉを除く周期表第４、５および６族元素、Ｓｉおよび希土類元素より選ばれる一種以上の元素であって、ａ、ｂ、ｄは、原子比で、０．３≦ａ≦０．７、０≦ｂ≦０．２、０≦ｄ≦１）から構成されており、基体の表面に、第１被覆層と、柱状結晶から構成されて基体の表面の垂線方向に対して平均で１〜１５°の角度で斜めの方向に成長した第２被覆層とを順次被覆していることによって、硬質被覆層に衝撃がかかっても第２被覆層から伝わる力が分散して第１被覆層には衝撃が伝わりにくくクラックが進展しにくくなる結果、硬質被覆層に発生するチッピングや大きな欠損を抑制した耐欠損性および耐チッピング性にすぐれた被覆工具が開示されている。

また、特許文献２には、基材と、基材上に形成された被膜とを備える被覆工具であって、被膜は、２以上の被覆層により構成されており、被覆層のうちの第１の層は、ＡｌまたはＣｒのいずれか一方または両方の元素と、炭素、窒素、酸素およびホウ素からなる群から選ばれる少なくとも１種の元素とにより構成される化合物を含み、被覆層のうちの第２の層は、元素周期律表のＩＶａ族元素、Ｖａ族元素、ＶＩａ族元素、ＡｌおよびＳｉからなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、炭素、窒素、酸素およびホウ素からなる群から選ばれる少なくとも１種の元素により構成される化合物を含み、被覆層のうちの少なくとも１以上の層は、塩素を含むことを特徴とする被覆工具が開示されている。

このような観点から、化学蒸着法で硬質被覆層を形成することで、Ａｌの含有割合Ｘを０．９程度にまで高める技術も提案されている。
例えば、特許文献３には、ＴｉＣｌ_４、ＡｌＣｌ_３、ＮＨ_３の混合反応ガス中で、６５０〜９００℃の温度範囲において化学蒸着を行うことにより、Ａｌの含有割合Ｘの値が０．６５〜０．９５である（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）Ｎ層を蒸着形成できることが記載されているが、この文献では、この（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）Ｎ層の上にさらにＡｌ_２Ｏ_３層を被覆し、これによって断熱効果を高めることを目的とするものであるから、Ｘの値を０．６５〜０．９５まで高めた（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）Ｎ層の形成によって、切削性能へ如何なる影響があるかという点についてまでの開示はない。

また、例えば、特許文献４には、ＴｉＣＮ層、Ａｌ_２Ｏ_３層を内層として、その上に、化学蒸着法により、立方晶構造あるいは六方晶構造を含む立方晶構造の（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）Ｎ層（但し、Ｘは０．６５〜０．９）を外層として被覆するとともに、該外層に１００〜１１００ＭＰａの圧縮応力を付与することにより、被覆工具の耐熱性と疲労強度を改善することが提案されている。

特開２００８−１０５１６４号公報 特開２００６−８２２０７号公報 特表２０１１−５１６７２２号公報 特表２０１１−５１３５９４号公報

近年の切削加工における省力化および省エネ化の要求は強く、これに伴い、切削加工は一段と高速化、高効率化の傾向にあり、被覆工具には、より一層、耐チッピング性、耐欠損性、耐剥離性等の耐異常損傷性が求められるとともに、長期の使用に亘ってのすぐれた耐摩耗性が求められている。
しかし、前記特許文献１に記載されている被覆工具は、（Ｔｉ_{１−ａ−ｂ}Ａｌ_ａＸ_ｂ）（Ｃ_１−ｄＮ_ｄ）層からなる硬質被覆層が物理蒸着法で蒸着形成され、硬質被覆層中のＡｌ含有量ａが、開示された実施例で最大０．７であることから明らかなように、Ａｌ含有量ａを高めることができないため、例えば、合金鋼の高速断続切削に供した場合には、耐摩耗性、耐チッピング性が十分であるとは言えない。
また、前記特許文献２に記載されている被覆工具も、物理蒸着法により硬質被覆層を蒸着形成するため、Ａｌの含有割合を高くできず、開示されている実施例では、最大でも０．７１で、そのため、よりＡｌの含有割合を高めて高硬度化を図り、一段と切削性能を向上させることが課題となっている。
さらに、前記特許文献３に記載される化学蒸着法で蒸着形成した（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）Ｎ層については、Ａｌ含有量Ｘを高めることができ、また、立方晶構造を形成させることができることから、所定の硬さを有し耐摩耗性にすぐれた硬質被覆層が得られるものの、基体との密着強度は十分でなく、また、靭性に劣ることが課題となっていた。
さらに、前記特許文献４に記載されている被覆工具は、所定の硬さを有し耐摩耗性にすぐれるものの、靭性に劣ることから、合金鋼の高速断続切削加工等に供した場合には、チッピング、欠損、剥離等の異常損傷が発生しやすく、満足できる切削性能を発揮するとは言えない。
そこで、本発明が解決しようとする技術的課題、すなわち、本発明の目的は、合金鋼や炭素鋼等の高速断続切削等に供した場合であっても、すぐれた靭性を備え、長期の使用に亘ってすぐれた耐チッピング性、耐摩耗性を発揮する被覆工具を提供することである。

そこで、本発明者らは、前述の観点から、ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物（以下、「（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）」あるいは「（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）」で示すことがある）からなる硬質被覆層を化学蒸着で蒸着形成した被覆工具の耐チッピング性、耐摩耗性の改善をはかるべく、鋭意研究を重ねた結果、次のような知見を得た。

即ち、従来の少なくとも１層の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層を含み、かつ所定の合計平均層厚を有する硬質被覆層は、（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層が基体に垂直方向に柱状をなして形成されている場合、高い耐摩耗性を有する。その反面、（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層の結晶組織の異方性が高くなるほど（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層の靭性が低下し、その結果、耐チッピング性、耐欠損性が低下し、長期の使用に亘って十分な耐摩耗性を発揮することができず、また、工具寿命も満足できるものであるとはいえなかった。
そこで、本発明者らは、硬質被覆層を構成する（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層について鋭意研究したところ、（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層に所定の量のＳｉを含有させることで、微粒粒状組織と柱状組織が混在する硬質被覆層を形成することに成功し、その結果、高Ａｌ含有量を保ったまま硬質被覆層の異方性を緩和し靭性を高めることによって、硬質被覆層の耐チッピング性、耐欠損性を向上させることができるという新規な知見を見出した。

具体的には、硬質被覆層を構成する（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層が、主として微粒粒状組織の（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層からなる領域Ａ層と、主として柱状組織の（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層からなる領域Ｂ層との交互積層として構成することにより、すぐれた靭性を示す微粒粒状組織の（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層からなる領域Ａ層とすぐれた耐摩耗性を示す柱状組織の（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層からなる領域Ｂ層とからなる交互積層構造があたかもそれぞれの特性を併せ持つ１つの層として機能するため、従来の硬質被覆層に比して、（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層の異方性が緩和され、その結果、耐チッピング性、耐欠損性が向上し、長期に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮することを見出した。

そして、前述のような構成の（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層は、例えば、トリメチルアルミニウム（Ａｌ（ＣＨ_３）_３）を反応ガス成分として含有する以下の化学蒸着法によって成膜することができる。
（ａ）工具基体表面に、反応ガス組成（容量％）を、ＴｉＣｌ_４：１〜２％、Ａｌ（ＣＨ_３）_３：０〜２％、ＡｌＣｌ_３：３〜５％、ＳｉＣｌ_４：０．５〜１％、ＮＨ_３：３〜６％、Ｎ_２：６〜１０％、Ｃ_２Ｈ_４：０〜１％、Ｈ_２：残、反応雰囲気圧力：２〜５ｋＰａ、反応雰囲気温度：７００〜９００℃として、所定時間、熱ＣＶＤ法を行うことにより、所定の目標層厚の柱状組織の（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層を成膜する（領域Ｂ層）。
（ｂ）その後、前記（ａ）の成膜工程を停止し、反応ガス組成（容量％）を、ＴｉＣｌ_４：３〜４％、Ａｌ（ＣＨ_３）_３：０〜５％、ＡｌＣｌ_３：１〜２％、ＳｉＣｌ_４：１．５〜２％、ＮＨ_３：７〜１０％、Ｎ_２：６〜１０％、Ｃ_２Ｈ_４：０〜１％、Ｈ_２：残、反応雰囲気圧力：２〜５ｋＰａ、反応雰囲気温度：７００〜９００℃として、所定時間、熱ＣＶＤ法を行うことにより、所定の目標層厚の微粒粒状組織の（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層を成膜する（領域Ａ層）。その後、
（ｃ）前記（ａ）、（ｂ）の工程を所定の回数繰り返し行なうことによって、柱状組織の（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層と微粒粒状組織の（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層との交互積層構造からなる硬質被覆層を形成することができる。
（ｄ）微粒粒状組織の（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層の方が、柱状組織の（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層よりも靭性にすぐれているので、交互積層構造の最表面層は、微粒粒状組織の（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層、すなわち領域Ａ層となるようにすることが、耐チッピング性向上の観点から好ましい。

そして、微粒粒状組織の（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層中のＡｌとＴｉとＳｉの合量に占めるＡｌの含有割合ｘが０．７≦ｘ≦０．８であり、柱状組織の（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層中のＡｌとＴｉとＳｉの合量に占めるＡｌの含有割合ｘが０．８５≦ｘ≦０．９５である場合には、特に、耐欠損性、耐チッピング性が向上し、切れ刃に断続的・衝撃的負荷が作用する鋼や鋳鉄の高速断続切削加工に用いた場合でも、硬質被覆層が、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮し得ることを見出した。

本発明は、前記知見に基づいてなされたものであって、
「（１）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ホウ素基超高圧焼結体のいずれかで構成された工具基体の表面に、硬質被覆層を設けた表面被覆切削工具において、
前記硬質被覆層は、化学蒸着法により成膜されたＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも有し、
前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、組成式：（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）で表される領域Ａ層と領域Ｂ層とからなる合計平均層厚１〜２０μｍの交互積層構造を有し、
前記領域Ａ層は、ＡｌのＴｉとＡｌとＳｉの合量に占める含有割合ｘおよびＳｉのＴｉとＡｌとＳｉの合量に占める含有割合ｙおよびＣのＣとＮの合量に占める含有割合ｚ（但し、ｘ、ｙ、ｚはいずれも原子比）が、それぞれ、０．７０≦ｘ≦０．８０、０．００５≦ｙ≦０．１０、０≦ｚ≦０．００５、ｘ＋ｙ≦０．８５を満足するとともに前記工具基体と平行な面内の粒子幅の平均値を平均粒子幅Ｗ、工具基体と垂直な方向の粒子長さの平均値を平均粒子長さＬとすると、前記平均粒子幅Ｗが０．１μｍ以下、平均粒子長さＬが０．１μｍ以下であり、
前記領域Ｂ層は、ＡｌのＴｉとＡｌとＳｉの合量に占める含有割合ｘおよびＳｉのＴｉとＡｌとＳｉの合量に占める含有割合ｙおよびＣのＣとＮの合量に占める含有割合ｚ（但し、ｘ、ｙ、ｚはいずれも原子比）が、それぞれ、０．８５≦ｘ≦０．９５、０．００５≦ｙ≦０．１０、０≦ｚ≦０．００５、ｘ＋ｙ≦０．９５５を満足しするとともに前記工具基体と平行な面内の粒子幅の平均値を平均粒子幅Ｗ、工具基体と垂直な方向の粒子長さの平均値を平均粒子長さＬとすると、前記平均粒子幅Ｗが０．１〜２．０μｍ、平均粒子長さＬが０．５〜５．０μｍであり、
前記交互積層構造において、領域Ａ層と領域Ｂ層は交互に少なくともそれぞれ1層以上存在し、最表面層は前記領域Ａ層であることを特徴とする表面被覆切削工具。
（２） 前記領域Ａ層について、電子線後方散乱回折装置を用いて個々の結晶粒の結晶方位を前記ＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物または複合炭窒化物層の縦断面方向から解析した場合、立方晶結晶格子の電子後方散乱回折像が観測される立方晶結晶相と六方晶結晶格子の電子後方散乱回折像が観測される六方晶結晶相が存在し、立方晶結晶相と六方晶結晶相の占める合計の面積に対する立方晶結晶相の占める面積割合が５０％以上であり、
前記領域Ｂ層について、前記立方晶結晶相と六方晶結晶相の占める合計の面積に対する六方晶結晶相の占める面積割合が５０％以上であることを特徴とする（１）に記載の表面被覆切削工具。
（３） 前記工具基体と前記複合窒化物または複合炭窒化物層の間にＴｉの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層および炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上からなり、かつ、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有するＴｉ化合物層を含む下部層が存在することを特徴とする（１）または（２）に記載の表面被覆切削工具。
（４） 前記複合窒化物または複合炭窒化物層の上部に、少なくとも１〜２５μｍの平均層厚を有する酸化アルミニウム層を含む上部層が存在することを特徴とする（１）乃至（３）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
（５） 前記硬質被覆層は、少なくとも、トリメチルアルミニウムを反応ガス成分として含有する化学蒸着法により成膜されたものであることを特徴とする（１）乃至（４）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。」
に特徴を有するものである。
なお、本発明において、「ＴｉとＡｌとＳｉの複合炭窒化物層」は、ＣのＣとＮの合量に占める含有割合ｚが０の場合には、「ＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物層」を意味することは言うまでもない。また、本発明における硬質被覆層は、前述のような複合窒化物または複合炭窒化物層をその本質的構成とするが、さらに、従来から知られている下部層や上部層などと併用することにより、複合窒化物または複合炭窒化物層が奏する効果と相俟って、一層すぐれた特性を創出することができる。

本発明について、以下に詳細に説明する。

複合窒化物または複合炭窒化物層の平均層厚：
本発明の硬質被覆層は、化学蒸着された組成式：（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）で表される領域Ａ層と領域Ｂ層とからなる交互積層構造からなる複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも有している。交互積層構造を構成するＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物または複合炭窒化物層は、硬さが高く、すぐれた耐摩耗性を有するが、特に合計平均層厚が１〜２０μｍのとき、その効果が際立って発揮される。その理由は、合計平均層厚が１μｍ未満では、層厚が薄いため長期の使用に亘っての耐摩耗性を十分確保することができず、一方、その合計平均層厚が２０μｍを越えると、ＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物または複合炭窒化物層の結晶粒が粗大化し易くなり、チッピングを発生しやすくなる。したがって、その合計平均層厚を１〜２０μｍと定めた。

交互積層構造を構成する領域Ａ層：
領域Ａ層は、ＡｌのＴｉとＡｌとＳｉの合量に占める含有割合ｘおよびＳｉのＴｉとＡｌとＳｉの合量に占める含有割合ｙおよびＣのＣとＮの合量に占める含有割合ｚ（但し、ｘ、ｙ、ｚはいずれも原子比）が、それぞれ、０．７０≦ｘ≦０．８０、０．００５≦ｙ≦０．１０、０≦ｚ≦０．００５、ｘ＋ｙ≦０．８５を満足する。この組成を満たすとき、結晶粒が高靭性となる。さらに、工具基体と平行な面内の粒子幅の平均値を平均粒子幅Ｗ、工具基体と垂直な方向の粒子長さの平均値を平均粒子長さＬとすると、平均粒子幅Ｗが０．１μｍ以下、平均粒子長さＬが０．１μｍ以下とする。この条件を満たすとき、領域Ａ層を構成する（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層は微粒粒状組織となり、すぐれた靭性を示す。一方、組成が前記範囲を逸脱するとき、（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層は、粗大化し易くなり、平均粒子幅Ｗが０．１μｍ以下、平均粒子長さＬが０．１μｍ以下を満足するような微粒粒状組織にならず、期待する靭性を奏することができない。

交互積層構造を構成する領域Ｂ層：
領域Ｂ層は、ＡｌのＴｉとＡｌとＳｉの合量に占める含有割合ｘおよびＳｉのＴｉとＡｌとＳｉの合量に占める含有割合ｙおよびＣのＣとＮの合量に占める含有割合ｚ（但し、ｘ、ｙ、ｚはいずれも原子比）が、それぞれ、０．８５≦ｘ≦０．９５、０．００５≦ｙ≦０．１０、０≦ｚ≦０．００５、ｘ＋ｙ≦０．９５５を満足する。この組成を満たすとき、結晶粒が高い硬さを示す。さらに、工具基体と平行な面内の粒子幅の平均値を平均粒子幅Ｗ、工具基体と垂直な方向の粒子長さの平均値を平均粒子長さＬとすると、平均粒子幅Ｗが０．１〜２．０μｍ、平均粒子長さＬが０．５〜５．０μｍとする。この条件を満たすとき、領域Ｂ層を構成する（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層は柱状組織となり、すぐれた耐摩耗性を示す。一方、組成が前記範囲を逸脱するとき、（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層は、微粒になるまたは粗大になり易く、平均粒子幅Ｗが０．１〜２．０μｍ、平均粒子長さＬが０．５〜５．０μｍを満足するような柱状組織にならず、期待する耐摩耗性を奏することができない。

さらに領域Ａ層と領域Ｂ層が交互積層構造を構成することによって、すぐれた靭性を示す微粒粒状組織の（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層からなる領域Ａ層とすぐれた耐摩耗性を示す柱状組織の（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層からなる領域Ｂ層とからなる交互積層構造があたかもそれぞれの特性を併せ持つ１つの層として機能するため、従来の単層からなる硬質被覆層に比して、長期に亘ってすぐれた切削性能を維持することを見出した。ここで、本発明における交互積層構造とは、領域Ａ層と領域Ｂ層とが膜厚方向に亘って、交互に少なくともそれぞれ１層以上存在することを意味している。

また、微粒粒状組織の（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層の方が、柱状組織の（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層よりも靭性にすぐれているので、交互積層構造の最表面層は、微粒粒状組織の（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層、すなわち、領域Ａ層となるようにすることが、耐チッピング性向上の観点から好ましい。

領域Ａ層および領域Ｂ層に含有される微量Ｃ：
領域Ａ層および領域Ｂ層を構成するＴｉとＡｌの複合炭窒化物層中には、ＣとＮの合量に占めるＣの含有割合をｚとしたとき（原子比）、０≦ｚ≦０．００５の範囲で示される微量のＣを存在させても良い。このように、領域Ａ層および領域 Ｂ層が微量のＣを含有していることにより、領域Ａ層および領域Ｂ層の密着性が向上し、かつ、潤滑性が向上することによって切削時の衝撃を緩和し、結果として交互積層構造の硬質被覆層の耐欠損性および耐チッピング性が向上する。

領域Ａ層の立方晶結晶相の占める面積割合：
さらに、領域Ａ層について、電子線後方散乱回折装置を用いて個々の結晶粒の結晶方位を、前記ＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物または複合炭窒化物層の縦断面方向から解析した場合、立方晶結晶格子の電子後方散乱回折像が観測される立方晶結晶相と六方晶結晶格子の電子後方散乱回折像が観測される六方晶結晶相が存在し、立方晶結晶相と六方晶結晶相の占める合計の面積に対する立方晶結晶相の占める面積割合が５０％以上であることがより好ましい。その理由は、立方晶結晶相の方が六方晶結晶相に比べて、高硬度であるため、領域Ａ層の立方晶結晶相の占める面積割合が５０％以上であることにより、領域Ａ層の硬さが向上し、すぐれた靭性に加えて、さらに、耐摩耗性も向上する。

領域Ｂ層の六方晶結晶相の占める面積割合：
さらに、領域Ｂ層について、電子線後方散乱回折装置を用いて個々の結晶粒の結晶方位を、前記ＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物または複合炭窒化物層の縦断面方向から解析した場合、立方晶結晶格子の電子後方散乱回折像が観測される立方晶結晶相と六方晶結晶格子の電子後方散乱回折像が観測される六方晶結晶相が存在し、立方晶結晶相と六方晶結晶相の占める合計の面積に対する六方晶結晶相の占める面積割合が５０％以上であることがより好ましい。領域Ｂ層の六方晶結晶相の占める面積割合が５０％以上であることにより、領域Ｂ層の熱的安定性が向上し、すぐれた耐摩耗性に加えて、さらに、塑性変形性も向上する。

また、本発明の複合窒化物または複合炭窒化物層は、下部層として、Ｔｉの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層および炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上からなり、かつ、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有するＴｉ化合物層を含む場合、及び/又は上部層として１〜２５μｍの平均層厚を有する酸化アルミニウム層を含む場合においても、前述した特性が損なわれず、これらの従来より知られている下部層や上部層などと併用することにより、これらの層が奏する効果と相俟って、一層すぐれた特性を創出することができる。下部層として、Ｔｉの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層および炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上からなるＴｉ化合物層を含む場合、Ｔｉ化合物層の合計平均層厚が２０μｍを超えると結晶粒が粗大化し易くなり、チッピングを発生しやすくなる。また、上部層として、酸化アルミニウム層を含む場合、酸化アルミニウム層の合計平均層厚が２５μｍを超えると結晶粒が粗大化し易くなり、チッピングを発生しやすくなる。

本発明の硬質被覆層を構成する交互積層構造を有するＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物または複合炭窒化物層の断面を模式的に表した図を図１に示す。

本発明は、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ホウ素基超高圧焼結体のいずれかで構成された工具基体の表面に、硬質被覆層を設けた表面被覆切削工具において、前記硬質被覆層は、化学蒸着された組成式：（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）で表される領域Ａ層と領域Ｂ層とからなる平均合計層厚１〜２０μｍの交互積層構造を有し、前記領域Ａ層は、ＡｌのＴｉとＡｌとＳｉの合量に占める含有割合ｘおよびＳｉのＴｉとＡｌとＳｉの合量に占める含有割合ｙおよびＣのＣとＮの合量に占める含有割合ｚ（但し、ｘ、ｙ、ｚはいずれも原子比）が、それぞれ、０．７０≦ｘ≦０．８０、０．００５≦ｙ≦０．１０、０≦ｚ≦０．００５、ｘ＋ｙ≦０．８５を満足するとともに工具基体と平行な面内の粒子幅の平均値を平均粒子幅Ｗ、工具基体と垂直な方向の粒子長さの平均値を平均粒子長さＬとすると、前記平均粒子幅Ｗが０．１μｍ以下、平均粒子長さＬが０．１μｍ以下であり、前記領域Ｂ層は、ＡｌのＴｉとＡｌとＳｉの合量に占める含有割合ｘおよびＳｉのＴｉとＡｌとＳｉの合量に占める含有割合ｙおよびＣのＣとＮの合量に占める含有割合ｚ（但し、ｘ、ｙ、ｚはいずれも原子比）が、それぞれ、０．８５≦ｘ≦０．９５、０．００５≦ｙ≦０．１０、０≦ｚ≦０．００５、ｘ＋ｙ≦０．９５５を満足するとともに工具基体と平行な面内の粒子幅の平均値を平均粒子幅Ｗ、工具基体と垂直な方向の粒子長さの平均値を平均粒子長さＬとすると、前記平均粒子幅Ｗが０．１〜２．０μｍ、平均粒子長さＬが０．５〜５．０μｍであり、前記交互積層構造の最表面層は、前記領域Ａ層であることにより、すぐれた靭性および熱遮蔽効果を示す微粒粒状組織の（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層からなる領域Ａ層とすぐれた耐摩耗性、熱伝導率を示す柱状組織の（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層からなる領域Ｂ層とからなる交互積層構造があたかもそれぞれの特性を併せ持つ１つの層として機能する。その結果、耐チッピング性、耐欠損性向上という効果が発揮され、従来の硬質被覆層に比して、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮し、被覆工具の長寿命化が達成されるものである。

本発明の硬質被覆層を構成する交互積層構造を有するＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物または複合炭窒化物層の断面を模式的に表した膜構成模式図である。

つぎに、本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、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ₃Ｃ₂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、ＩＳＯ規格ＳＥＥＮ１２０３ＡＦＳＮのインサート形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体Ａ〜Ｃをそれぞれ作製した。

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、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：１５００℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、ＩＳＯ規格ＳＥＥＮ１２０３ＡＦＳＮのインサート形状をもったＴｉＣＮ基サーメット製の工具基体Ｄを作製した。

つぎに、これらの工具基体Ａ〜Ｄの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、
（ａ）表４に示される形成条件Ｆ〜Ｊ、すなわち、反応ガス組成（容量％）を、ＴｉＣｌ_４：３〜４％、Ａｌ（ＣＨ_３）_３：０〜５％、ＡｌＣｌ_３：１〜２％、ＳｉＣｌ_４：１．５〜２％、ＮＨ_３：７〜１０％、Ｎ_２：６〜１０％、Ｃ_２Ｈ_４：０〜１％、Ｈ_２：残、反応雰囲気圧力：２〜５ｋＰａ、反応雰囲気温度：７００〜９００℃として、所定時間、熱ＣＶＤ法を行うことにより、表６に示される平均粒子幅Ｗおよび平均粒子長さＬの柱状組織の（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層を成膜する（領域Ｂ層）。
（ｂ）その後、前記（ａ）の成膜工程を停止し、表４に示される形成条件Ａ〜Ｅ、すなわち、反応ガス組成（容量％）を、ＴｉＣｌ_４：１〜２％、Ａｌ（ＣＨ_３）_３：０〜２％、ＡｌＣｌ_３：３〜５％、ＳｉＣｌ_４：０．５〜１％、ＮＨ_３：３〜６％、Ｎ_２：６〜１０％、Ｃ_２Ｈ_４：０〜１％、Ｈ_２：残、反応雰囲気圧力：２〜５ｋＰａ、反応雰囲気温度：７００〜９００℃として、所定時間、熱ＣＶＤ法を行うことにより、表６に示される平均粒子幅Ｗおよび平均粒子長さＬの微粒粒状組織の（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層を成膜する（領域Ａ層）。
（ｃ）前記（ａ）と（ｂ）からなる工程を、表４に示された積層数となるよう繰り返し行なうことによって、表６に示される目標合計層厚を有する柱状組織の（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層と微粒粒状組織の（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層との交互積層構造からなる硬質被覆層を形成することにより本発明被覆工具１〜１５を製造した。
（ｄ）微粒粒状組織の（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層の方が、柱状組織の（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層よりも靭性にすぐれているので、交互積層構造の最表面層は、微粒粒状組織の（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層、すなわち領域Ａ層となるようにすることが、耐チッピング性向上の観点から好ましい。
なお、本発明被覆工具６〜１３については、表３に示される形成条件で、表５および／または表６に示したような下部層および／または上部層を形成した。

前記本発明被覆工具１〜１５の硬質被覆層を構成するＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層について、走査型電子顕微鏡（倍率５０００倍及び２００００倍）を用いて複数視野に亘って観察したところ、図１に示した膜構成模式図に示されるように柱状組織の（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層からなる領域Ｂ層と微粒粒状組織の（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層からなる領域Ａ層との交互積層構造が確認された。

また、比較の目的で、表１および表２に示した工具基体Ａ〜Ｄの表面に、表３に示される条件かつ表７に示される目標合計層厚（μｍ）で本発明被覆工具１〜１５と同様に、硬質被覆層の単層または交互積層構造のＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物または複合炭窒化物層を蒸着形成した。この時には、柱状組織（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層および微粒粒状組織（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層の作り分けは行わず、柱状組織（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層のみ、微粒粒状組織（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層のみからなる単層構造の（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層を形成することにより比較被覆工具１〜８を製造した。
なお、本発明被覆工具６〜１３と同様に、比較被覆工具６〜１３については、表３に示される形成条件で、表５および／または表７に示したような下部層および／または上部層を形成した。
参考のため、工具基体ＢおよびＣの表面に、従来の物理蒸着装置を用いて、アークイオンプレーティングにより、参考例の（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層を目標層厚で蒸着形成することにより、表７に示される参考被覆工具１４、１５を製造した。
なお、アークイオンプレーティングの条件は、次のとおりである。
（ａ）前記工具基体ＢおよびＣを、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、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、また、カソード電極（蒸発源）として、所定組成のＡｌ−Ｔｉ−Ｓｉ合金を配置し、
（ｂ）まず、装置内を排気して１０^−２Ｐａ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工具基体に−１０００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金からなるカソード電極とアノード電極との間に２００Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、装置内にＴｉイオン、ＡｌイオンおよびＳｉイオンを発生させ、もって工具基体表面をボンバード洗浄し、
（ｃ）次に、装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して４Ｐａ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工具基体に−５０Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつ、前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ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１２０Ａ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に示される目標平均組成、目標平均層厚の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層を蒸着形成し、参考被覆工具１４、１５を製造した。

また、本発明被覆工具１〜１５、比較被覆工具１〜１３および参考被覆工具１４、１５の各構成層の工具基体に垂直な方向の断面を、走査型電子顕微鏡（倍率５０００倍）を用いて測定し、観察視野内の５点の層厚を測って平均して平均層厚を求めたところ、いずれも表５ないし表７に示される目標合計層厚と実質的に同じ平均合計層厚を示した。
また、硬質被覆層の平均Ａｌ含有割合ｘ、平均Ｓｉ含有割合ｙ、平均Ｃ含有割合ｚについては、二次イオン質量分析（ＳＩＭＳ，Ｓｅｃｏｎｄａｒｙ−Ｉｏｎ−Ｍａｓｓ−Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）により求めた。イオンビームを試料表面側から７０μｍ×７０μｍの範囲に照射し、スパッタリング作用によって放出された成分について深さ方向の濃度測定を行った。平均Ａｌ含有割合ｘ、平均Ｓｉ含有割合ｙ、平均Ｃ含有割合ｚは領域Ａ層および領域Ｂ層のそれぞれの層についての深さ方向の平均値を示す。
また、本発明被覆工具１〜１５および比較被覆工具１〜１３、参考被覆工具１４、１５については、同じく工具基体に垂直な方向の断面方向から走査型電子顕微鏡（倍率５０００倍及び２００００倍）を用いて、工具基体表面と水平方向に長さ１０μｍの範囲に存在する硬質被覆層の交互積層構造の領域Ａ層を構成する微粒粒状組織（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層中の個々の結晶粒の工具基体表面と平行な粒子幅を測定し、測定範囲内に存在する粒子についての平均値を算出することで平均粒子幅Ｗ、工具基体表面に垂直な方向の粒子長さを測定し、測定範囲内に存在する粒子についての平均値を算出することで平均粒子長さＬを求めた。また、領域Ｂ層を構成する柱状組織（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層中の個々の結晶粒の工具基体表面と平行な粒子幅を測定し、測定範囲内に存在する粒子についての平均値を算出することで平均粒子幅Ｗ、工具基体表面に垂直な方向の粒子長さを測定し、測定範囲内に存在する粒子についての平均値を算出することで平均粒子長さＬを測定した。その結果を、表６および表７に示した。
また、電子線後方散乱回折装置を用いて、ＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物または複合炭窒化物層からなる硬質被覆層の工具基体に垂直な方向の断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、前記断面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に照射し、工具基体と水平方向に長さ１００μｍに亘り硬質被覆層について０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、電子線後方散乱回折像を測定し、個々の結晶粒の結晶構造を解析することで立方晶構造あるいは六方晶構造であるかを同定し、領域Ａ層の立方晶結晶相の占める面積割合および領域Ｂ層の六方晶結晶相の占める面積割合を求めた。
その結果を、表６および表７に示す。

つぎに、前述の各種の被覆工具をいずれもカッタ径１２５ｍｍの工具鋼製カッタ先端部に固定治具にてクランプした状態で、本発明被覆工具１〜１０、比較被覆工具１〜８および参考被覆工具９，１０について、以下に示す、合金鋼の高速断続切削の一種である乾式高速正面フライス、センターカット切削加工試験を実施し、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
被削材： ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０幅１００ｍｍ、長さ４００ｍｍのブロック材
回転速度： ９４３ ｍｉｎ^−１、
切削速度： ３７０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： １．２ ｍｍ、
一刃送り量： ０．１２ ｍｍ／刃、
切削時間： ８分、
表８に、前記切削試験の結果を示す。

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、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ₃Ｃ₂粉末、ＴｉＮ粉末およびＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末を、表９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規格ＣＮＭＧ１２０４１２のインサート形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体α〜γ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、ＮｂＣ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１０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：０．０９ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０４１２のインサート形状をもったＴｉＣＮ基サーメット製の工具基体δを形成した。

つぎに、これらの工具基体α〜δの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表４に示される条件で、表１２に示される目標層厚、組成となるように（Ｔｉ_{１−Ｘ−Ｙ}Ａｌ_ＸＳｉ_Ｙ）（Ｃ_ＺＮ_１−Ｚ）層を蒸着形成することにより、表１２に示される本発明被覆工具１６〜３０を製造した。
なお、本発明被覆工具１９〜２８については、表３に示される形成条件で、表１１および／または表１２に示されるような下部層および／または上部層を形成した。

また、比較の目的で、同じく工具基体α〜δの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表４に示される条件で、比較例の（Ｔｉ_{１−Ｘ−Ｙ}Ａｌ_ＸＳｉ_Ｙ）（Ｃ_ＺＮ_１−Ｚ）層を目標層厚で蒸着形成することにより、表１３に示される比較例被覆工具１６〜２８を製造した。
なお、本発明被覆工具１９〜２８と同様に、比較被覆工具１９〜２８については、表３に示される形成条件で、表１１ないし表１３に示されるような下部層および／または上部層を形成した。
参考のため、工具基体βおよび工具基体γの表面に、従来の物理蒸着装置を用いて、アークイオンプレーティングにより、参考例の（Ｔｉ_{１−Ｘ−Ｙ}Ａｌ_ＸＳｉ_Ｙ）（Ｃ_ＺＮ_１−Ｚ）層を目標層厚で蒸着形成することにより、表１３に示される参考被覆工具２９，３０を製造した。
なお、アークイオンプレーティングの条件は、実施例１に示される条件と同様の条件を用いた。

また、本発明被覆工具１６〜３０、比較例被覆工具１６〜２８および参考被覆工具２９，３０の各構成層の断面を、走査電子顕微鏡（倍率５０００倍）を用いて測定し、観察視野内の５点の層厚を測って平均して平均層厚を求めたところ、いずれも表１０および表１１に示される目標層厚と実質的に同じ平均層厚を示した。
また、本発明被覆工具１６〜３０、比較被覆工具１６〜２８および参考被覆工具２９、３０の硬質被覆層について、前記本発明被覆工具１１〜１５の硬質被覆層を構成するＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物または複合炭窒化物層について、実施例１に示される方法と同様の方法を用いて、測定範囲内に存在する粒子について、平均粒子幅Ｗおよび平均粒子長さＬを測定した。
表１２および表１３に、その結果を示す。

つぎに、前記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１６〜３０、比較被覆工具１６〜２８および参考被覆工具２９，３０について、以下に示す、炭素鋼の乾式高速断続切削試験、鋳鉄の湿式高速断続切削試験を実施し、いずれも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
切削条件１：
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４３５の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：３６０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．５ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５分、
（通常の切削速度は、２２０ｍ／ｍｉｎ）、
切削条件２：
被削材：ＪＩＳ・ＦＣＤ４５０の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５分、
（通常の切削速度は、２００ｍ／ｍｉｎ）、
表１４に、前記切削試験の結果を示す。

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ｃＢＮ粉末、ＴｉＮ粉末、ＴｉＣ粉末、Ａｌ粉末、Ａｌ_２Ｏ_３粉末を用意し、これら原料粉末を表１５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：４ＧＰａ、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所定の寸法に分割し、さらにＣｏ：５質量％、ＴａＣ：５質量％、ＷＣ：残りの組成およびＪＩＳ規格ＣＮＧＡ１２０４１２の形状（厚さ：４．７６mm×内接円直径：１２．７mmの８０°菱形）をもったＷＣ基超硬合金製インサート本体のろう付け部（コーナー部）に、質量％で、Ｚｒ：３７．５％、Ｃｕ：２５％、Ｔｉ：残りからなる組成を有するＴｉ−Ｚｒ−Ｃｕ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ＣＮＧＡ１２０４１２のインサート形状をもった工具基体イ、ロをそれぞれ製造した。

つぎに、これらの工具基体イ、ロの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表３に示される条件で、本発明の（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層を目標層厚で蒸着形成することにより、表１７に示される本発明被覆工具３１〜４０を製造した。

また、比較の目的で、同じく工具基体イ、ロの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表３に示される条件で、比較例の（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層を目標層厚で蒸着形成することにより、表１８に示される比較被覆工具３１〜３８を製造した。

参考のため、工具基体イおよび工具基体ロの表面に、従来の物理蒸着装置を用いて、アークイオンプレーティングにより、参考例の（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層を目標層厚で蒸着形成することにより、表１８に示される参考被覆工具３９、４０を製造した。
なお、アークイオンプレーティングの条件は、実施例１に示される条件と同様の条件を用い、前記工具基体の表面に、表１８に示される目標平均組成、目標合計層厚の（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層を蒸着形成し、参考被覆工具３９、４０を製造した。

また、本発明被覆工具３１〜４０、比較例被覆工具３１〜３８および参考被覆工具３９、４０の各構成層の断面を、走査電子顕微鏡（倍率５０００倍）を用いて測定し、観察視野内の５点の層厚を測って平均して平均層厚を求めたところ、いずれも表１７および表１８に示される目標合計層厚と実質的に同じ平均合計層厚を示した。
また、前記の本発明被覆工具３１〜４０、比較例被覆工具３１〜３８および参考被覆工具３９、４０の硬質被覆層について、実施例１に示される方法と同様の方法を用いて、硬質被覆層の平均Ａｌ含有割合ｘ、平均Ｓｉ含有割合ｙ、平均Ｃ含有割合ｚ、領域Ａ層を構成する微粒粒状組織（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層の平均粒子幅Ｗ、平均粒子長さＬ、領域Ｂ層を構成する柱状組織（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層の平均粒子幅Ｗ、平均粒子長さＬ、領域Ａ層の立方晶結晶相の占める面積割合および領域Ｂ層の六方晶結晶相の占める面積割合を求めた。その結果を、表１７および表１８に示す。

つぎに、前述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３１〜４０、比較被覆工具３１〜３８および参考被覆工具３９、４０について、以下に示す、浸炭焼入れ合金鋼の乾式高速断続切削加工試験を実施し、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
被削材： ＪＩＳ・ＳＣｒ４２０（硬さ：ＨＲＣ６２）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： ２２０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ０．１２ｍｍ、
送り： ０．１２ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ４分、
表１９に、前記切削試験の結果を示す。

表５、６、８、１０、１１、１２、１４、１６、１７、１９に示される結果から、本発明被覆工具１〜４０は、硬質被覆層の交互積層構造を構成する領域Ａ層が微粒粒状組織を有しており、領域Ｂ層が柱状組織を有していることにより、靱性が向上し、鋼や鋳鉄等の高熱発生を伴い、しかも、切れ刃に断続的・衝撃的高負荷が作用する高速断続切削加工に用いた場合でも、耐チッピング性、耐欠損性にすぐれ、その結果、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮することが明らかである。

これに対して、硬質被覆層を構成する（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）層が、微粒粒状組織を有する層と柱状組織を有している層との交互積層構造を有していない比較被覆工具１〜１３、２１〜３８および参考被覆工具１４、１５、３９、４０については、高熱発生を伴い、しかも、切れ刃に断続的・衝撃的高負荷が作用する高速断続切削加工に用いた場合、チッピング、欠損等の発生により短時間で寿命にいたることが明らかである。

前述のように、本発明の被覆工具は、合金鋼の高速断続切削加工ばかりでなく、各種の被削材の被覆工具として用いることができ、しかも、長期の使用に亘ってすぐれた耐チッピング性、耐摩耗性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 (5)

1. 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ホウ素基超高圧焼結体のいずれかで構成された工具基体の表面に、硬質被覆層を設けた表面被覆切削工具において、
   前記硬質被覆層は、化学蒸着法により成膜されたＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも有し、
   前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、組成式：（Ｔｉ_{１−ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙ）（Ｃ_ｚＮ_１−ｚ）で表される領域Ａ層と領域Ｂ層とからなる合計平均層厚１〜２０μｍの交互積層構造を有し、
   前記領域Ａ層は、ＡｌのＴｉとＡｌとＳｉの合量に占める含有割合ｘおよびＳｉのＴｉとＡｌとＳｉの合量に占める含有割合ｙおよびＣのＣとＮの合量に占める含有割合ｚ（但し、ｘ、ｙ、ｚはいずれも原子比）が、それぞれ、０．７０≦ｘ≦０．８０、０．００５≦ｙ≦０．１０、０≦ｚ≦０．００５、ｘ＋ｙ≦０．８５を満足するとともに前記工具基体と平行な面内の粒子幅の平均値を平均粒子幅Ｗ、工具基体と垂直な方向の粒子長さの平均値を平均粒子長さＬとすると、前記平均粒子幅Ｗが０．１μｍ以下、平均粒子長さＬが０．１μｍ以下であり、
   前記領域Ｂ層は、ＡｌのＴｉとＡｌとＳｉの合量に占める含有割合ｘおよびＳｉのＴｉとＡｌとＳｉの合量に占める含有割合ｙおよびＣのＣとＮの合量に占める含有割合ｚ（但し、ｘ、ｙ、ｚはいずれも原子比）が、それぞれ、０．８５≦ｘ≦０．９５、０．００５≦ｙ≦０．１０、０≦ｚ≦０．００５、ｘ＋ｙ≦０．９５５を満足しするとともに前記工具基体と平行な面内の粒子幅の平均値を平均粒子幅Ｗ、工具基体と垂直な方向の粒子長さの平均値を平均粒子長さＬとすると、前記平均粒子幅Ｗが０．１〜２．０μｍ、平均粒子長さＬが０．５〜５．０μｍであり、
   前記交互積層構造において、領域Ａ層と領域Ｂ層は交互に少なくともそれぞれ1層以上存在し、最表面層は前記領域Ａ層であることを特徴とする表面被覆切削工具。
2. 前記領域Ａ層について、電子線後方散乱回折装置を用いて個々の結晶粒の結晶方位を前記ＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物または複合炭窒化物層の縦断面方向から解析した場合、立方晶結晶格子の電子後方散乱回折像が観測される立方晶結晶相と六方晶結晶格子の電子後方散乱回折像が観測される六方晶結晶相が存在し、立方晶結晶相と六方晶結晶相の占める合計の面積に対する立方晶結晶相の占める面積割合が５０％以上であり、
   前記領域Ｂ層について、前記立方晶結晶相と六方晶結晶相の占める合計の面積に対する六方晶結晶相の占める面積割合が５０％以上であることを特徴とする請求項１に記載の表面被覆切削工具。
3. 前記工具基体と前記複合窒化物または複合炭窒化物層の間にＴｉの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層および炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上からなり、かつ、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有するＴｉ化合物層を含む下部層が存在することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の表面被覆切削工具。
4. 前記複合窒化物または複合炭窒化物層の上部に、少なくとも１〜２５μｍの平均層厚を有する酸化アルミニウム層を含む上部層が存在することを特徴とする請求項１乃至請求項３のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
5. 前記硬質被覆層は、少なくとも、トリメチルアルミニウムを反応ガス成分として含有する化学蒸着法により成膜されたものであることを特徴とする請求項１乃至請求項４のいずれかに記載の表面被覆切削工具。