JP2016064470A - 耐チッピング性、耐摩耗性にすぐれた表面被覆切削工具 - Google Patents
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Abstract
【課題】高速切削加工においてすぐれた耐チッピング性、耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具を提供する。【解決手段】工具基体表面に、（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）（但し、ｘ、ｙは原子比で、０．１≦ｘ≦０．７、０．０１≦ｙ≦０．４０）を満足する（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる硬質被覆層を形成した表面被覆切削工具であって、該層についてＸ線回折を行った場合、（２２０）面の回折ピーク強度が最大高さを示し、（２２０）面の回折ピークの半価幅は０．５〜３．０であり、回折ピーク強度をＩ（２２０）、Ｉ（１１１）は、１＜Ｉ（２２０）／Ｉ（１１１）≦２０を満足し、また、長径が１〜５０ｎｍであって、長径／短径の比が１〜２である（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）結晶粒の占める面積割合は６０％以上であり、また、硬質被覆層と工具基体表面間に（Ｔｉ１−ｚＡｌｚ）Ｎ（但し、ｚは原子比で、０．４５≦ｚ≦０．６５かつ（ｘ＋０．１）≦ｚ）を満足する中間層を介在形成することができる。【選択図】 なし
Description
本発明は、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性、耐摩耗性を備えた表面被覆切削工具に関し、さらに詳しくは、炭素鋼や合金鋼などの高速切削加工に供した場合においても、チッピング、欠損、剥離等の異常損傷を発生することなく、長期に亘ってすぐれた耐摩耗性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。
一般に、被覆工具には、各種の鋼や鋳鉄などの被削材の旋削加工や平削り加工にバイトの先端部に着脱自在に取り付けて用いられるインサート、被削材の穴あけ切削加工などに用いられるドリルやミニチュアドリル、さらに被削材の面削加工や溝加工、肩加工などに用いられるソリッドタイプのエンドミルなどがあり、またインサートを着脱自在に取り付けてソリッドタイプのエンドミルと同様に切削加工を行うインサート式エンドミルなどが知られている。
従来から、被覆工具としては、例えば、ＷＣ基超硬合金、ＴｉＣＮ基サーメット、ｃＢＮ焼結体を工具基体とし、これに硬質被覆層を形成した被覆工具が知られており、切削性能の改善を目的として種々の提案がなされている。
従来から、被覆工具としては、例えば、ＷＣ基超硬合金、ＴｉＣＮ基サーメット、ｃＢＮ焼結体を工具基体とし、これに硬質被覆層を形成した被覆工具が知られており、切削性能の改善を目的として種々の提案がなされている。
例えば、特許文献１には、重切削加工における耐欠損性を向上させるために、工具基体の表面に、組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ（但し、ｘは原子比で、０．４≦ｘ≦０．６）層からなる硬質被覆層を形成し、該層についてＥＢＳＤによる結晶方位解析を行った場合、表面研磨面の法線方向から０〜１５度の範囲内に結晶方位＜１１０＞を有する結晶粒の面積割合を５０％以上とし、また、隣り合う結晶粒同士のなす角を測定した場合に、小角粒界（０＜θ≦１５°）の割合を５０％以上としたような結晶配列を構成した被覆工具が提案されている。
また、特許文献２には、硬質被覆層の靭性、硬度を高め、耐摩耗性、耐酸化性、耐熱衝撃性、耐欠損性、耐溶着性および耐剥離性を向上させるために、超硬合金、サーメット等からなる工具基体の表面に、ＴｉとＡｌの原子比率が４８〜７５：５２〜２５であるＴｉとＡｌの窒化物、炭窒化物等を被覆し、該層についてＸ線回折により結晶面のピーク強度を求めた場合、（２００）面に最大高さを示し、また、（２００）面のピーク強度Ｉ（２００）と（１１１）面のピーク強度Ｉ（１１１）は、２≦Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）≦１００を満足するようにした被覆工具が提案されている。
前記従来技術で提案されているＴｉとＡｌの窒化物、炭窒化物からなる硬質被覆層は、硬さ、耐熱性とともにすぐれた耐摩耗性を期待できるが、高速切削加工のように切れ刃に高負荷が作用する切削条件においては、十分に満足できる耐チッピング性、耐摩耗性を発揮することはできなかった。
したがって、高速切削加工に供した場合であっても、耐チッピング性にすぐれ、長期にわたって安定した耐摩耗性を発揮するような被覆工具が求められている。
したがって、高速切削加工に供した場合であっても、耐チッピング性にすぐれ、長期にわたって安定した耐摩耗性を発揮するような被覆工具が求められている。
そこで、本発明者らは、前記課題を解決すべく硬質被覆層の構造について鋭意検討したところ、次のような知見を得た。
本発明者らは、工具基体表面に、例えば図１に示すアークイオンプレーティング装置を用いて硬質被覆層を蒸着成膜するにあたり、皮膜の核形成速度および核形成に供されるエネルギー、さらに、結晶粒の成長速度を操作することで、皮膜組織および結晶配向性を制御できることを見出した。
つまり、核形成に供されるエネルギーは、例えば、印加するバイアス電圧によって調整することができるが、（２２０）面は（１１１）面よりも等価な結晶面が多いため、皮膜の結晶成長の初期において皮膜成長速度を高め、核形成を促進することで（２２０）配向した核を相対的に多くすることができること、また、核形成に供されるエネルギーが小さいと安定面である（１００）面が成長しやすくなるため、供給されるエネルギー量を多くすることで（２２０）面の形成を促進することができること、さらに、結晶核の形成速度と結晶粒の成長速度を調整することによって、硬質被覆層全体としての（２２０）面配向性を高めることができることを見出したのである。
つまり、核形成に供されるエネルギーは、例えば、印加するバイアス電圧によって調整することができるが、（２２０）面は（１１１）面よりも等価な結晶面が多いため、皮膜の結晶成長の初期において皮膜成長速度を高め、核形成を促進することで（２２０）配向した核を相対的に多くすることができること、また、核形成に供されるエネルギーが小さいと安定面である（１００）面が成長しやすくなるため、供給されるエネルギー量を多くすることで（２２０）面の形成を促進することができること、さらに、結晶核の形成速度と結晶粒の成長速度を調整することによって、硬質被覆層全体としての（２２０）面配向性を高めることができることを見出したのである。
そして、本発明者らは、上記方法によって、硬質被覆層の（２２０）面配向性を高めたときには、最密面である（１１１）面が層厚方向に揃うようになることから、このような硬質被覆層を備えた被覆工具を切れ刃に高負荷が作用する高速切削加工に供した場合には、硬質被覆層の耐チッピング性が向上するとともに、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を発揮することを見出したのである。
本発明は、前記の知見に基づいてなされたものであって、
「（１） ＷＣ超硬合金、ＴｉＣＮ基サーメット、立方晶型窒化硼素焼結体のいずれかからなる工具基体の表面に、硬質被覆層を蒸着形成した表面被覆切削工具において、
（ａ）前記硬質被覆層は、
組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）（但し、ｘ、ｙは原子比で、０．１≦ｘ≦０．７、０．０１≦ｙ≦０．４０）を満足する平均組成を有し、かつ、０．１〜３．０μｍの平均層厚を有するＴｉとＡｌの複合炭窒化物層からなり、
（ｂ）前記硬質被覆層についてＸ線回折を行った場合、（２２０）面の回折ピーク強度が最大高さを示し、また、（２２０）面の回折ピークの半値幅は０．５〜３．０°であり、さらに、（２２０）面の回折ピーク強度をＩ（２２０）、（１１１）面の回折ピーク強度をＩ（１１１）としたとき、１＜Ｉ（２２０）／Ｉ（１１１）≦２０を満足することを特徴とする表面被覆切削工具。
（２） 前記硬質被覆層の縦断面において、該硬質被覆層を構成するＴｉとＡｌの複合炭窒化物結晶粒の形状を長方形形状に近似した場合の長辺を長径、短辺を短径とした場合、長径が１〜５０ｎｍであって、かつ、長径／短径の比の値が１〜２である前記結晶粒が、硬質被覆層の縦断面面積の６０％以上の面積割合を占めることを特徴とする前記（１）に記載の表面被覆切削工具。
（３） 前記硬質被覆層は、
組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）（但し、ｘ、ｙは原子比で、０．１≦ｘ≦０．５、０．０１≦ｙ≦０．４０）を満足する平均組成を有するＴｉとＡｌの複合炭窒化物層からなり、
該硬質被覆層と工具基体表面との間に中間層が介在形成され、該中間層は、
組成式：（Ｔｉ１−ｚＡｌｚ）Ｎ（但し、ｚは原子比で、０．４５≦ｚ≦０．６５かつ（ｘ＋０．１）≦ｚ）を満足する平均組成を有するＴｉとＡｌの複合窒化物層からなることを特徴とする前記（１）または（２）に記載の表面被覆切削工具。
（４） 前記硬質被覆層中には六方晶構造のＴｉとＡｌの複合炭窒化物結晶粒が存在し、該六方晶構造のＴｉとＡｌの複合炭窒化物結晶粒は、硬質被覆層の縦断面面積の５％以下の面積割合を占めることを特徴とする前記（１）または（２）に記載の表面被覆切削工具。」
を特徴とするものである。
「（１） ＷＣ超硬合金、ＴｉＣＮ基サーメット、立方晶型窒化硼素焼結体のいずれかからなる工具基体の表面に、硬質被覆層を蒸着形成した表面被覆切削工具において、
（ａ）前記硬質被覆層は、
組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）（但し、ｘ、ｙは原子比で、０．１≦ｘ≦０．７、０．０１≦ｙ≦０．４０）を満足する平均組成を有し、かつ、０．１〜３．０μｍの平均層厚を有するＴｉとＡｌの複合炭窒化物層からなり、
（ｂ）前記硬質被覆層についてＸ線回折を行った場合、（２２０）面の回折ピーク強度が最大高さを示し、また、（２２０）面の回折ピークの半値幅は０．５〜３．０°であり、さらに、（２２０）面の回折ピーク強度をＩ（２２０）、（１１１）面の回折ピーク強度をＩ（１１１）としたとき、１＜Ｉ（２２０）／Ｉ（１１１）≦２０を満足することを特徴とする表面被覆切削工具。
（２） 前記硬質被覆層の縦断面において、該硬質被覆層を構成するＴｉとＡｌの複合炭窒化物結晶粒の形状を長方形形状に近似した場合の長辺を長径、短辺を短径とした場合、長径が１〜５０ｎｍであって、かつ、長径／短径の比の値が１〜２である前記結晶粒が、硬質被覆層の縦断面面積の６０％以上の面積割合を占めることを特徴とする前記（１）に記載の表面被覆切削工具。
（３） 前記硬質被覆層は、
組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）（但し、ｘ、ｙは原子比で、０．１≦ｘ≦０．５、０．０１≦ｙ≦０．４０）を満足する平均組成を有するＴｉとＡｌの複合炭窒化物層からなり、
該硬質被覆層と工具基体表面との間に中間層が介在形成され、該中間層は、
組成式：（Ｔｉ１−ｚＡｌｚ）Ｎ（但し、ｚは原子比で、０．４５≦ｚ≦０．６５かつ（ｘ＋０．１）≦ｚ）を満足する平均組成を有するＴｉとＡｌの複合窒化物層からなることを特徴とする前記（１）または（２）に記載の表面被覆切削工具。
（４） 前記硬質被覆層中には六方晶構造のＴｉとＡｌの複合炭窒化物結晶粒が存在し、該六方晶構造のＴｉとＡｌの複合炭窒化物結晶粒は、硬質被覆層の縦断面面積の５％以下の面積割合を占めることを特徴とする前記（１）または（２）に記載の表面被覆切削工具。」
を特徴とするものである。
以下、本発明の被覆工具について、より詳しく説明する。
硬質被覆層（ＴｉとＡｌの複合炭窒化物層）の組成と平均層厚：
本発明のＴｉとＡｌの複合炭窒化物（以下、単に、「（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）」で示す場合もある。）層は、組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）（但し、ｘ，ｙはそれぞれ原子比で、０．１≦ｘ≦０．７、０．０１≦ｙ≦０．４０）で表される組成を有し、かつ、０．１〜３．０μｍの平均層厚を有するが、Ａｌ成分の含有割合ｘが、Ｔｉ成分との合量に占める原子比で０．１未満であると、層の硬さが低くまた高温耐酸化性が十分ではなく、一方、０．７を超えると、層中に混在する六方晶構造の結晶粒が増加し、硬さが低下してくることから、Ｔｉ成分との合量に占めるＡｌ成分の含有割合ｘは、０．１≦ｘ≦０．７と定めた。
また、Ｃ成分については、Ｎ成分との合量に占めるＣ成分の原子比ｙが０．０１未満であると、層の硬さが十分ではなく、一方、Ｃ成分の含有割合ｙが０．４０を超えると靭性が低下することから、Ｎ成分との合量に占めるＣ成分の含有割合ｙは、０．０１≦ｙ≦０．４０と定めた。
さらに、上記（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層の平均層厚が０．１μｍ未満であると、十分な耐摩耗性向上の効果を発揮することができず、一方、平均層厚が３．０μｍを超えると、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層内の歪が大きくなり、自壊しやすくなる。
したがって、この発明では、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層の平均層厚を、０．１〜３．０μｍと定めた。
なお、上記（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）の組成、平均層厚については、走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ：ＳＥＭ）、透過型電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＴＥＭ）、エネルギー分散型Ｘ線分光法（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＥＤＳ）、オージェ電子分光法（Ａｕｇｅｒ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＡＥＳ）を用いた断面測定により、測定することができる。ここで層厚とは、工具基体表面に垂直な方向の層の厚みとし、工具基体表面とは、基体の硬質被覆層と接する面の面方向に垂直な断面の観察像における、基体と硬質被覆層の界面粗さの基準線とする。
本発明のＴｉとＡｌの複合炭窒化物（以下、単に、「（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）」で示す場合もある。）層は、組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）（但し、ｘ，ｙはそれぞれ原子比で、０．１≦ｘ≦０．７、０．０１≦ｙ≦０．４０）で表される組成を有し、かつ、０．１〜３．０μｍの平均層厚を有するが、Ａｌ成分の含有割合ｘが、Ｔｉ成分との合量に占める原子比で０．１未満であると、層の硬さが低くまた高温耐酸化性が十分ではなく、一方、０．７を超えると、層中に混在する六方晶構造の結晶粒が増加し、硬さが低下してくることから、Ｔｉ成分との合量に占めるＡｌ成分の含有割合ｘは、０．１≦ｘ≦０．７と定めた。
また、Ｃ成分については、Ｎ成分との合量に占めるＣ成分の原子比ｙが０．０１未満であると、層の硬さが十分ではなく、一方、Ｃ成分の含有割合ｙが０．４０を超えると靭性が低下することから、Ｎ成分との合量に占めるＣ成分の含有割合ｙは、０．０１≦ｙ≦０．４０と定めた。
さらに、上記（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層の平均層厚が０．１μｍ未満であると、十分な耐摩耗性向上の効果を発揮することができず、一方、平均層厚が３．０μｍを超えると、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層内の歪が大きくなり、自壊しやすくなる。
したがって、この発明では、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層の平均層厚を、０．１〜３．０μｍと定めた。
なお、上記（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）の組成、平均層厚については、走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ：ＳＥＭ）、透過型電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＴＥＭ）、エネルギー分散型Ｘ線分光法（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＥＤＳ）、オージェ電子分光法（Ａｕｇｅｒ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＡＥＳ）を用いた断面測定により、測定することができる。ここで層厚とは、工具基体表面に垂直な方向の層の厚みとし、工具基体表面とは、基体の硬質被覆層と接する面の面方向に垂直な断面の観察像における、基体と硬質被覆層の界面粗さの基準線とする。
硬質被覆層（ＴｉとＡｌの複合炭窒化物層）中に混在する六方晶構造の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）結晶粒：
本発明では、硬質被覆層中に少量の六方晶構造の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）結晶粒が混在することを妨げるものではないが、六方晶構造の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）結晶粒の含有割合が増加すると、硬質被覆層の硬さが低下し耐摩耗性も低下することから、六方晶構造の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）結晶粒の含有割合の上限は５面積％とすることが望ましい。
本発明では、硬質被覆層中に少量の六方晶構造の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）結晶粒が混在することを妨げるものではないが、六方晶構造の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）結晶粒の含有割合が増加すると、硬質被覆層の硬さが低下し耐摩耗性も低下することから、六方晶構造の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）結晶粒の含有割合の上限は５面積％とすることが望ましい。
硬質被覆層（（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層）についてＸ線回折により求めた（２２０）面の回折ピークの半値幅とピーク強度比：
本発明では、硬質被覆層を蒸着形成するに際し、例えば、図１に示すアークイオンプレーティング装置を用いて成膜するが、アークイオンプレーティングに際してのアーク電流、バイアス電圧および成膜速度を調整し、皮膜初期における結晶核の形成速度と結晶粒の成長速度を制御することによって、硬質被覆層全体としての（２２０）面配向性を高めることができる。
そして、硬質被覆層（（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層）についてＸ線回折を行い、（２２０）面の回折ピーク強度をＩ（２２０）、（１１１）面の回折ピーク強度をＩ（１１１）とした場合、図２に例示するように、（２２０）面の回折ピークＩ（２２０）が最大高さを示すとともに、（２２０）面の回折ピークの半値幅は、０．５〜３．０°の範囲内とする。
さらに、Ｉ（２２０）とＩ（１１１）の回折ピーク強度比Ｉ（２２０）／Ｉ（１１１）の値は、１＜Ｉ（２２０）／Ｉ（１１１）≦２０とする。
これは、次のような理由による。
（２２０）面の回折ピークＩ（２２０）が最大高さを示さない場合、（２２０）面の回折ピークの半値幅が３．０°を超える場合、或いは、Ｉ（２２０）／Ｉ（１１１）が１以下である場合には、硬質被覆層の（２２０）配向度が低いため、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を十分に発揮できないという理由による。
一方、（２２０）面の回折ピークの半値幅が０．５°未満である場合、または、Ｉ（２２０）／Ｉ（１１１）が２０を超える場合には、結晶粒が粗大化しやすくなり、その結果、皮膜中の結晶粒界が少なくなり、切削時に硬質被覆層中に生じたクラックが硬質被覆層を貫きやすく、すぐれた耐チッピング性が得られなくなるためである。
本発明では、硬質被覆層を蒸着形成するに際し、例えば、図１に示すアークイオンプレーティング装置を用いて成膜するが、アークイオンプレーティングに際してのアーク電流、バイアス電圧および成膜速度を調整し、皮膜初期における結晶核の形成速度と結晶粒の成長速度を制御することによって、硬質被覆層全体としての（２２０）面配向性を高めることができる。
そして、硬質被覆層（（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層）についてＸ線回折を行い、（２２０）面の回折ピーク強度をＩ（２２０）、（１１１）面の回折ピーク強度をＩ（１１１）とした場合、図２に例示するように、（２２０）面の回折ピークＩ（２２０）が最大高さを示すとともに、（２２０）面の回折ピークの半値幅は、０．５〜３．０°の範囲内とする。
さらに、Ｉ（２２０）とＩ（１１１）の回折ピーク強度比Ｉ（２２０）／Ｉ（１１１）の値は、１＜Ｉ（２２０）／Ｉ（１１１）≦２０とする。
これは、次のような理由による。
（２２０）面の回折ピークＩ（２２０）が最大高さを示さない場合、（２２０）面の回折ピークの半値幅が３．０°を超える場合、或いは、Ｉ（２２０）／Ｉ（１１１）が１以下である場合には、硬質被覆層の（２２０）配向度が低いため、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を十分に発揮できないという理由による。
一方、（２２０）面の回折ピークの半値幅が０．５°未満である場合、または、Ｉ（２２０）／Ｉ（１１１）が２０を超える場合には、結晶粒が粗大化しやすくなり、その結果、皮膜中の結晶粒界が少なくなり、切削時に硬質被覆層中に生じたクラックが硬質被覆層を貫きやすく、すぐれた耐チッピング性が得られなくなるためである。
硬質被覆層（（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層）を構成する（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）結晶粒の長径、長径／短径、面積割合：
本発明では、図３に示すように、硬質被覆層（（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層）を構成する（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）結晶粒について、その形状を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察測定し、長方形形状に近似した場合の長辺を長径、短辺を短径とした場合、長径が１〜５０ｎｍであって、かつ、長径／短径の比の値が１〜２である（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）結晶粒が、硬質被覆層の縦断面面積の６０％以上の面積割合を占める場合に、硬質被覆層は、よりすぐれた耐チッピング性を示す。
これは、硬質被覆層を形成する結晶粒の長径が１〜５０ｎｍであって、かつ、長径／短径の比の値が１〜２であることにより、硬質被覆層内の結晶粒界が増加するため、切削時に硬質被覆層中に生じたクラックの進展方向が分散され、硬質被覆層を貫きにくくなるという理由による。
本発明では、図３に示すように、硬質被覆層（（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層）を構成する（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）結晶粒について、その形状を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察測定し、長方形形状に近似した場合の長辺を長径、短辺を短径とした場合、長径が１〜５０ｎｍであって、かつ、長径／短径の比の値が１〜２である（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）結晶粒が、硬質被覆層の縦断面面積の６０％以上の面積割合を占める場合に、硬質被覆層は、よりすぐれた耐チッピング性を示す。
これは、硬質被覆層を形成する結晶粒の長径が１〜５０ｎｍであって、かつ、長径／短径の比の値が１〜２であることにより、硬質被覆層内の結晶粒界が増加するため、切削時に硬質被覆層中に生じたクラックの進展方向が分散され、硬質被覆層を貫きにくくなるという理由による。
中間層（ＴｉとＡｌの複合窒化物層）の組成：
本発明では、前記硬質被覆層（（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層）と工具基体表面との間に、組成式：（Ｔｉ１−ｚＡｌｚ）Ｎ（但し、ｚは原子比で、０．４５≦ｚ≦０．６５かつ（ｘ＋０．１）≦ｚ）で表される組成を有するＴｉとＡｌの複合窒化物（以下、単に、「（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ」で示す場合もある。）層を中間層として介在形成することによって、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層と工具基体との密着性を高めることができる。
ここで、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎからなる中間層におけるＡｌの含有割合ｚが、Ｔｉ成分との合量に占める割合で０．４５未満になると結晶粒が粗大化しやすくなり、一方、Ｔｉ成分との合量に占める割合で０．６５を超えると、硬さが低下する。
また、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎからなる中間層におけるＡｌの含有割合ｚと、前記硬質被覆層（（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層）におけるＡｌの含有割合ｘとを比較した場合、（ｘ＋０．１）≦ｚとすることが望ましい。
これは、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層におけるＡｌの含有割合が（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層におけるＡｌの含有割合に対して小さいと、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層の結晶粒径が（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層の結晶粒径に対して相対的に粗大になりやすいため、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層の結晶粒径の制御が困難になるという理由による。
以上のことから、中間層におけるＴｉ成分との合量に占めるＡｌ成分の含有割合ｚは、０．４５≦ｚ≦０．６５かつ（ｘ＋０．１）≦ｚとすることが望ましい。
なお、上記中間層の平均層厚が０．１μｍ未満であると、クラックの発生および進展を抑制する効果が十分でなく、一方、中間層の平均層厚が１．０μｍを超えると、中間層の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ結晶粒が粗大化しやすくなり、耐チッピング性向上効果が得られなくなることから、中間層の平均層厚は０．１〜１．０μｍとすることが望ましい。
なお、上記中間層（（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層）の組成、平均層厚についても、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層の場合と同様に、走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ：ＳＥＭ）、透過型電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＴＥＭ）、エネルギー分散型Ｘ線分光法（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＥＤＳ）、オージェ電子分光法（Ａｕｇｅｒ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＡＥＳ）を用いた断面測定により、測定することができる。
本発明では、前記硬質被覆層（（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層）と工具基体表面との間に、組成式：（Ｔｉ１−ｚＡｌｚ）Ｎ（但し、ｚは原子比で、０．４５≦ｚ≦０．６５かつ（ｘ＋０．１）≦ｚ）で表される組成を有するＴｉとＡｌの複合窒化物（以下、単に、「（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ」で示す場合もある。）層を中間層として介在形成することによって、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層と工具基体との密着性を高めることができる。
ここで、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎからなる中間層におけるＡｌの含有割合ｚが、Ｔｉ成分との合量に占める割合で０．４５未満になると結晶粒が粗大化しやすくなり、一方、Ｔｉ成分との合量に占める割合で０．６５を超えると、硬さが低下する。
また、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎからなる中間層におけるＡｌの含有割合ｚと、前記硬質被覆層（（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層）におけるＡｌの含有割合ｘとを比較した場合、（ｘ＋０．１）≦ｚとすることが望ましい。
これは、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層におけるＡｌの含有割合が（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層におけるＡｌの含有割合に対して小さいと、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層の結晶粒径が（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層の結晶粒径に対して相対的に粗大になりやすいため、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層の結晶粒径の制御が困難になるという理由による。
以上のことから、中間層におけるＴｉ成分との合量に占めるＡｌ成分の含有割合ｚは、０．４５≦ｚ≦０．６５かつ（ｘ＋０．１）≦ｚとすることが望ましい。
なお、上記中間層の平均層厚が０．１μｍ未満であると、クラックの発生および進展を抑制する効果が十分でなく、一方、中間層の平均層厚が１．０μｍを超えると、中間層の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ結晶粒が粗大化しやすくなり、耐チッピング性向上効果が得られなくなることから、中間層の平均層厚は０．１〜１．０μｍとすることが望ましい。
なお、上記中間層（（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層）の組成、平均層厚についても、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層の場合と同様に、走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ：ＳＥＭ）、透過型電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＴＥＭ）、エネルギー分散型Ｘ線分光法（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＥＤＳ）、オージェ電子分光法（Ａｕｇｅｒ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＡＥＳ）を用いた断面測定により、測定することができる。
本発明の被覆工具は、工具基体表面に、（２２０）面配向性を高めた（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる硬質被覆層を形成し、該硬質被覆層についてＸ線回折を行った場合、（２２０）面の回折ピーク強度が最大高さを示し、また、（２２０）面の回折ピークの半値幅は０．５〜３．０°であり、さらに、（２２０）面の回折ピーク強度Ｉ（２２０）と（１１１）面の回折ピーク強度Ｉ（１１１）について、１＜Ｉ（２２０）／Ｉ（１１１）≦２０を満足する回折ピーク強度比を有することから、炭素鋼、合金鋼等の切れ刃に高負荷が作用する高速切削加工において、チッピング、欠損、剥離等の異常損傷の発生を招くことなく、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を発揮するのである。
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。
なお、具体的な説明としては、ｃＢＮ基体からなる被覆工具、超硬合金基体からなる被覆工具について説明するが、ＴｉＣＮ基サーメットを工具基体とする被覆工具についても同様である。
なお、具体的な説明としては、ｃＢＮ基体からなる被覆工具、超硬合金基体からなる被覆工具について説明するが、ＴｉＣＮ基サーメットを工具基体とする被覆工具についても同様である。
工具基体の作製：
原料粉末として、平均粒径が１〜４μｍのｃＢＮ粒子を硬質相形成用原料粉末として、また、ＴｉＮ粉末、ＴｉＣＮ粉末、Ａｌ粉末、ＡｌＮ粉末、Ａｌ２Ｏ３粉末を結合相形成用原料粉末として用意する。
これら中からいくつかの原料粉末とｃＢＮ粉末の合量を１００体積％としたときのｃＢＮ粒子の含有割合が５０容量％となるように表１に示される配合比で配合する。
次いで、この原料粉末をボールミルで７２時間湿式混合し、乾燥した後、成形圧１００ＭＰａで直径：５０ｍｍ×厚さ：１．５ｍｍの寸法にプレス成形し、ついでこの成形体を、圧力：１Ｐａ以下の真空雰囲気中、９００〜１３００℃の範囲内の所定温度に保持して仮焼結し、その後、超高圧焼結装置に装入して、圧力：５ＧＰa、温度：１２００〜１４００℃の範囲内の所定の温度で焼結することにより、ｃＢＮ基焼結体を作製する。
この焼結体をワイヤー放電加工機で所定寸法に切断し、Ｃｏ：５質量％、ＴａＣ：５質量％、ＷＣ：残りの組成およびＩＳＯ規格ＣＮＧＡ１２０４０８のインサート形状をもった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、Ｃｕ：２６％、Ｔｉ：５％、Ａｇ：残りからなる組成を有するＡｇ系ろう材を用いてろう付けし、上下面および外周研磨、ホーニング処理を施すことによりＩＳＯ規格ＣＮＧＡ１２０４０８のインサート形状をもったｃＢＮ工具基体１〜３を製造した。
原料粉末として、平均粒径が１〜４μｍのｃＢＮ粒子を硬質相形成用原料粉末として、また、ＴｉＮ粉末、ＴｉＣＮ粉末、Ａｌ粉末、ＡｌＮ粉末、Ａｌ２Ｏ３粉末を結合相形成用原料粉末として用意する。
これら中からいくつかの原料粉末とｃＢＮ粉末の合量を１００体積％としたときのｃＢＮ粒子の含有割合が５０容量％となるように表１に示される配合比で配合する。
次いで、この原料粉末をボールミルで７２時間湿式混合し、乾燥した後、成形圧１００ＭＰａで直径：５０ｍｍ×厚さ：１．５ｍｍの寸法にプレス成形し、ついでこの成形体を、圧力：１Ｐａ以下の真空雰囲気中、９００〜１３００℃の範囲内の所定温度に保持して仮焼結し、その後、超高圧焼結装置に装入して、圧力：５ＧＰa、温度：１２００〜１４００℃の範囲内の所定の温度で焼結することにより、ｃＢＮ基焼結体を作製する。
この焼結体をワイヤー放電加工機で所定寸法に切断し、Ｃｏ：５質量％、ＴａＣ：５質量％、ＷＣ：残りの組成およびＩＳＯ規格ＣＮＧＡ１２０４０８のインサート形状をもった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、Ｃｕ：２６％、Ｔｉ：５％、Ａｇ：残りからなる組成を有するＡｇ系ろう材を用いてろう付けし、上下面および外周研磨、ホーニング処理を施すことによりＩＳＯ規格ＣＮＧＡ１２０４０８のインサート形状をもったｃＢＮ工具基体１〜３を製造した。
中間層、硬質被覆層の成膜：
前記工具基体１〜３に対して、図１に示すアークイオンプレーティング装置を用いて、中間層、硬質被覆層を形成した。
なお、図１のＴｉ−Ａｌ合金ターゲットとしては、目標とする（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層に応じて、組成の異なる複数のＴｉ−Ａｌ合金ターゲットを装置内に配備する。
（ａ）工具基体１〜３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する。また、カソード電極（蒸発源）として、所定組成のＴｉ−Ａｌ合金ターゲットを配置する。
（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、０．５〜２．０ＰａのＡｒガス雰囲気に設定し、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−２００〜−１０００Ｖ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５〜３０分間ボンバード処理する。
（ｃ）ついで、中間層（（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層）の成膜を、次のとおり行う。
装置内に反応ガスを導入して表２に示す所定の反応雰囲気とすると共に、同じく表２に示す装置内温度に維持し、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表２に示す所定の直流バイアス電圧を印加し、かつ、前記所定組成のＴｉ−Ａｌ合金ターゲットからなるカソード電極（蒸発源）とアノード電極との間に表２に示す所定の電流を同時に所定時間流してアーク放電を発生させ、前記工具基体の表面に、表４に示される目標組成、目標平均層厚の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層からなる中間層を蒸着形成した。
（ｄ）次に、硬質被覆層（（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層）の成膜を、次のとおり行う。
装置内に反応ガスとして窒素ガスとメタンガスの混合ガスを使用し、流量比を制御した窒素ガスとメタンガスを導入して表２に示す所定の反応雰囲気とすると共に、同じく表２に示す装置内温度に維持し、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表２に示す所定の直流バイアス電圧を印加し、かつ、前記所定組成のＴｉ−Ａｌ合金ターゲットからなるカソード電極（蒸発源）とアノード電極との間に表２に示す所定の電流を同時に所定時間流してアーク放電を発生させ、前記工具基体の表面に、表４に示される目標組成、目標平均層厚の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を蒸着形成した。本発明の硬質被覆層を形成するにあたっては、結晶成長の初期において成長速度を高め、核形成を促進することで（２２０）配向した核を相対的に多くし、かつ核形成に供給されるエネルギー量を多くして（２２０）面の形成を促進し、さらに、結晶核の形成速度と結晶粒の成長速度を調整することで硬質被覆層全体として（２２０）面配向性を高めることができる。ここで、核形成に供給されるエネルギーおよび結晶核の形成速度、結晶粒の成長速度は、例えば成膜時のバイアス電圧やアーク電流などによって制御できる。一定の成膜条件でも本発明の硬質被覆層を形成することは可能であるが、表２に示すように、例えば成膜中にアーク電流を変化させ、硬質被覆層の形成中に結晶成長速度を調整することでより（２２０）面配向性を高めることができる。また、中間層を形成する場合には、硬質被覆層の形成中に結晶成長速度を調整する代わりに、中間層と硬質被覆層の結晶成長速度を調整することで、同様に硬質被覆層の（２２０）面配向性を高めることが可能である。
上記の（ａ）〜（ｄ）によって、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層からなる中間層を介在形成し、或いは、介在させることなく、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる硬質被覆層を蒸着形成し、表４に示す本発明被覆工具（以下、「本発明工具」という）１〜１０を作製した。
なお、中間層の形成は、本発明工具７〜１０について行った。
前記工具基体１〜３に対して、図１に示すアークイオンプレーティング装置を用いて、中間層、硬質被覆層を形成した。
なお、図１のＴｉ−Ａｌ合金ターゲットとしては、目標とする（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層に応じて、組成の異なる複数のＴｉ−Ａｌ合金ターゲットを装置内に配備する。
（ａ）工具基体１〜３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する。また、カソード電極（蒸発源）として、所定組成のＴｉ−Ａｌ合金ターゲットを配置する。
（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、０．５〜２．０ＰａのＡｒガス雰囲気に設定し、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−２００〜−１０００Ｖ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５〜３０分間ボンバード処理する。
（ｃ）ついで、中間層（（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層）の成膜を、次のとおり行う。
装置内に反応ガスを導入して表２に示す所定の反応雰囲気とすると共に、同じく表２に示す装置内温度に維持し、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表２に示す所定の直流バイアス電圧を印加し、かつ、前記所定組成のＴｉ−Ａｌ合金ターゲットからなるカソード電極（蒸発源）とアノード電極との間に表２に示す所定の電流を同時に所定時間流してアーク放電を発生させ、前記工具基体の表面に、表４に示される目標組成、目標平均層厚の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層からなる中間層を蒸着形成した。
（ｄ）次に、硬質被覆層（（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層）の成膜を、次のとおり行う。
装置内に反応ガスとして窒素ガスとメタンガスの混合ガスを使用し、流量比を制御した窒素ガスとメタンガスを導入して表２に示す所定の反応雰囲気とすると共に、同じく表２に示す装置内温度に維持し、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表２に示す所定の直流バイアス電圧を印加し、かつ、前記所定組成のＴｉ−Ａｌ合金ターゲットからなるカソード電極（蒸発源）とアノード電極との間に表２に示す所定の電流を同時に所定時間流してアーク放電を発生させ、前記工具基体の表面に、表４に示される目標組成、目標平均層厚の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を蒸着形成した。本発明の硬質被覆層を形成するにあたっては、結晶成長の初期において成長速度を高め、核形成を促進することで（２２０）配向した核を相対的に多くし、かつ核形成に供給されるエネルギー量を多くして（２２０）面の形成を促進し、さらに、結晶核の形成速度と結晶粒の成長速度を調整することで硬質被覆層全体として（２２０）面配向性を高めることができる。ここで、核形成に供給されるエネルギーおよび結晶核の形成速度、結晶粒の成長速度は、例えば成膜時のバイアス電圧やアーク電流などによって制御できる。一定の成膜条件でも本発明の硬質被覆層を形成することは可能であるが、表２に示すように、例えば成膜中にアーク電流を変化させ、硬質被覆層の形成中に結晶成長速度を調整することでより（２２０）面配向性を高めることができる。また、中間層を形成する場合には、硬質被覆層の形成中に結晶成長速度を調整する代わりに、中間層と硬質被覆層の結晶成長速度を調整することで、同様に硬質被覆層の（２２０）面配向性を高めることが可能である。
上記の（ａ）〜（ｄ）によって、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層からなる中間層を介在形成し、或いは、介在させることなく、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる硬質被覆層を蒸着形成し、表４に示す本発明被覆工具（以下、「本発明工具」という）１〜１０を作製した。
なお、中間層の形成は、本発明工具７〜１０について行った。
比較のため、前記工具基体１〜３に対して、表３に示す条件で（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層を蒸着形成し、あるいは、蒸着形成せず、表３に示す条件で（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を蒸着することにより、表５に示す比較例被覆工具（以下、「比較例工具」という）１〜１０を作製した。
なお、中間層の形成は、比較例工具７〜１０について行った。
なお、中間層の形成は、比較例工具７〜１０について行った。
上記で作製した本発明工具１〜１０および比較例工具１〜１０の工具基体表面に垂直な硬質被覆層の縦断面について、工具基体表面に平行な方向の幅が１０μｍであり、硬質被覆層の厚み領域が全て含まれるよう設定された視野について、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）、エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）を用いた断面測定により、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層の組成、層厚を複数箇所で測定し、これを平均することにより、平均組成、平均層厚を算出した。
また、中間層を介在形成した本発明工具７〜１０および比較例工具７〜１０については、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎからなる中間層の平均組成、平均層厚を、上記と同様にして算出した。
また、中間層を介在形成した本発明工具７〜１０および比較例工具７〜１０については、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎからなる中間層の平均組成、平均層厚を、上記と同様にして算出した。
次に、硬質被覆層の回折ピーク強度Ｉ（２２０）、Ｉ（１１１）を、Ｃｒ管球を用いたＸ線回折によって測定し、（２２０）面の回折ピークの半値幅を算出するとともに、Ｉ（２２０）とＩ（１１１）の比の値（Ｉ（２２０）／Ｉ（１１１））を求めた。
なお、図２に、本発明工具１について測定したＸ線回折チャートを示す。
なお、図２に、本発明工具１について測定したＸ線回折チャートを示す。
次に、硬質被覆層の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）結晶粒の形状を長方形形状に近似し、長径の値、長径と短径の比の値、および長径が１〜５０ｎｍであって、かつ、長径／短径の比の値が１〜２である結晶粒が、硬質被覆層の縦断面面積に占める面積割合を測定した。ここで、硬質被覆層の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）結晶粒の形状を長方形形状に近似する方法について以下に記す。まず、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）および透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いた断面観察により、視野内の全粒子の形状を決定した。次に各粒子の形状における最大長さを決定し、これを長径とした。そして各結晶粒の形状を、前述する長径を長辺とし、かつ面積が等価となるような長方形形状に近似し、長方形形状に近似した時の短辺を短径と定めた。以上の手順により、硬質被覆層の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）結晶粒の長径の値、長径と短径の比の値、および長径が１〜５０ｎｍであって、かつ、長径／短径の比の値が１〜２である結晶粒が、硬質被覆層の縦断面面積に占める面積割合を測定した。また、視野内の各結晶粒子に関して透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）による電子線回折から結晶構造を同定し、六方晶構造のＴｉとＡｌの複合炭窒化物結晶粒の占める面積割合を算出した。
表４、表５に、上記で求めた各種の値を示す。
次いで、本発明工具１〜１０および比較例工具１〜１０について、
切削条件Ａ：
被削材：ＪＩＳ・ＳＣｒ４２０の浸炭焼入れ材（ＨＲＣ６０）の長さ方向等間隔８本縦溝入り丸棒、
切削速度：１５０ ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：０．２ ｍｍ、
送り：０．１５ ｍｍ、
の乾式連続切削条件で切削試験を行い、切削長４５０ｍまで切削し、刃先チッピングの有無を確認し、逃げ面摩耗幅を測定した。
表６にその結果を示す。
切削条件Ａ：
被削材：ＪＩＳ・ＳＣｒ４２０の浸炭焼入れ材（ＨＲＣ６０）の長さ方向等間隔８本縦溝入り丸棒、
切削速度：１５０ ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：０．２ ｍｍ、
送り：０．１５ ｍｍ、
の乾式連続切削条件で切削試験を行い、切削長４５０ｍまで切削し、刃先チッピングの有無を確認し、逃げ面摩耗幅を測定した。
表６にその結果を示す。
工具基体の作製：：
原料粉末として、Ｃｏ粉末、ＶＣ粉末、Ｃｒ３Ｃ２粉末、ＴｉＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＷＣ粉末を用意し、これら原料粉末を、表７に示される配合組成に配合し、さらにワックスを加えてボールミルで７２時間湿式混合し、減圧乾燥した後、１００ＭＰａの圧力でプレス成形し、これらの圧粉成形体を焼結し、所定寸法となるように加工して、ＩＳＯ規格ＳＥＥＮ１２０３ＡＦＴＮ１のインサート形状をもったＷＣ基超硬合金工具基体１１〜１３を
製造した。
原料粉末として、Ｃｏ粉末、ＶＣ粉末、Ｃｒ３Ｃ２粉末、ＴｉＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＷＣ粉末を用意し、これら原料粉末を、表７に示される配合組成に配合し、さらにワックスを加えてボールミルで７２時間湿式混合し、減圧乾燥した後、１００ＭＰａの圧力でプレス成形し、これらの圧粉成形体を焼結し、所定寸法となるように加工して、ＩＳＯ規格ＳＥＥＮ１２０３ＡＦＴＮ１のインサート形状をもったＷＣ基超硬合金工具基体１１〜１３を
製造した。
成膜工程：
前記ＷＣ基超硬合金工具基体１１〜１３に対して、図１に示したようなアークイオンプレーティング装置を用いて、実施例１の場合と同様にして、表８示す条件で（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層からなる中間層、同じく表８に示す条件で（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる硬質被覆層を蒸着形成することにより、表１０に示す本発明被覆工具(「本発明工具」という)１１〜２０を作製した。
なお、中間層の形成は、本発明工具１７〜２０について行った。
前記ＷＣ基超硬合金工具基体１１〜１３に対して、図１に示したようなアークイオンプレーティング装置を用いて、実施例１の場合と同様にして、表８示す条件で（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層からなる中間層、同じく表８に示す条件で（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる硬質被覆層を蒸着形成することにより、表１０に示す本発明被覆工具(「本発明工具」という)１１〜２０を作製した。
なお、中間層の形成は、本発明工具１７〜２０について行った。
比較のため、上記工具基体１１〜１３に対して、比較例工具１〜１０と同様に、表９に示す条件で（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層からなる中間層、同じく表９に示す条件で（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる硬質被覆層を蒸着形成することにより、表１１に示す比較例被覆工具(「比較例工具」という)１１〜２０を作製した。
なお、中間層の形成は、比較例工具１７〜２０について行った。
なお、中間層の形成は、比較例工具１７〜２０について行った。
上記で作製した本発明工具１１〜２０および比較例工具１１〜２０について、実施例１と同様にして、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層からなる中間層、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる硬質被覆層の平均組成、平均層厚を算出した。
さらに、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる硬質被覆層について、実施例１と同様にして、回折ピーク強度比Ｉ（２２０）、Ｉ（１１１）を測定し、（２２０）面の回折ピークの半値幅を算出するとともに、Ｉ（２２０）とＩ（１１１）の比の値（Ｉ（２２０）／Ｉ（１１１））を求めた。
また、硬質被覆層の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）結晶粒について、実施例１と同様にして、長径の値、長径と短径の比の値（長径／短径）を求め、次いで、長径が１〜５０ｎｍであって、かつ、長径／短径の比の値が１〜２である結晶粒が、硬質被覆層の縦断面面積に占める面積割合を測定した。
表１０、表１１に、上記で求めた各種の値を示す。
さらに、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる硬質被覆層について、実施例１と同様にして、回折ピーク強度比Ｉ（２２０）、Ｉ（１１１）を測定し、（２２０）面の回折ピークの半値幅を算出するとともに、Ｉ（２２０）とＩ（１１１）の比の値（Ｉ（２２０）／Ｉ（１１１））を求めた。
また、硬質被覆層の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）結晶粒について、実施例１と同様にして、長径の値、長径と短径の比の値（長径／短径）を求め、次いで、長径が１〜５０ｎｍであって、かつ、長径／短径の比の値が１〜２である結晶粒が、硬質被覆層の縦断面面積に占める面積割合を測定した。
表１０、表１１に、上記で求めた各種の値を示す。
次いで、本発明工具１１〜２０および比較例工具１１〜２０について、以下の切削条件Ｂで、単刃の高速正面フライス切削試験を実施した。
切削条件Ｂ：
被削材：ＪＩＳ・Ｓ４５Ｃのブロック材（幅６０ｍｍ×長さ３００ｍｍ）、
切削速度：２８０ ｍ／ｍｉｎ．、
回転速度：７１３ ｒｅｖ／ｍｉｎ、
切り込み：１．６ ｍｍ、
送り：０．１０ ｍｍ／刃、
切削幅：６０ ｍｍ
の条件で、切削長１３００ｍまで切削し、逃げ面摩耗幅を測定した。
表１２にその結果を示す。
切削条件Ｂ：
被削材：ＪＩＳ・Ｓ４５Ｃのブロック材（幅６０ｍｍ×長さ３００ｍｍ）、
切削速度：２８０ ｍ／ｍｉｎ．、
回転速度：７１３ ｒｅｖ／ｍｉｎ、
切り込み：１．６ ｍｍ、
送り：０．１０ ｍｍ／刃、
切削幅：６０ ｍｍ
の条件で、切削長１３００ｍまで切削し、逃げ面摩耗幅を測定した。
表１２にその結果を示す。
表６の結果によれば、本発明工具１〜１０の逃げ面摩耗幅の平均は約０．１１ｍｍ、また、表１２の結果によれば、本発明工具１１〜２０の逃げ面摩耗幅の平均は約０．１５ ｍｍであるのに対して、比較例工具１〜１０、１１〜２０は逃げ面摩耗が進行し、また、短時間でチッピング発生を原因とする寿命となるものも生じた。
この結果から、本発明工具は、比較例工具に比して、耐チッピング性とともに耐摩耗性においてもすぐれていることが分かる。
この結果から、本発明工具は、比較例工具に比して、耐チッピング性とともに耐摩耗性においてもすぐれていることが分かる。
本発明の表面被覆切削工具は、各種の鋼などの通常の切削条件での切削加工は勿論のこと、特に高熱発生を伴うとともに、切刃部に対して大きな負荷がかかる炭素鋼、合金鋼などの高速切削加工においても、すぐれた耐チッピング性および耐摩耗性を発揮し、長期に亘ってすぐれた切削性能を示すものであるから、切削加工装置の高性能化、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 (4)
- ＷＣ超硬合金、ＴｉＣＮ基サーメット、立方晶型窒化硼素焼結体のいずれかからなる工具基体の表面に、硬質被覆層を蒸着形成した表面被覆切削工具において、
（ａ）前記硬質被覆層は、
組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）（但し、ｘ、ｙは原子比で、０．１≦ｘ≦０．７、０．０１≦ｙ≦０．４０）を満足する平均組成を有し、かつ、０．１〜３．０μｍの平均層厚を有するＴｉとＡｌの複合炭窒化物層からなり、
（ｂ）前記硬質被覆層についてＸ線回折を行った場合、（２２０）面の回折ピーク強度が最大高さを示し、また、（２２０）面の回折ピークの半値幅は０．５〜３．０°であり、さらに、（２２０）面の回折ピーク強度をＩ（２２０）、（１１１）面の回折ピーク強度をＩ（１１１）としたとき、１＜Ｉ（２２０）／Ｉ（１１１）≦２０を満足することを特徴とする表面被覆切削工具。 - 前記硬質被覆層の縦断面において、該硬質被覆層を構成するＴｉとＡｌの複合炭窒化物結晶粒の形状を測定し、長方形形状に近似した場合の長辺を長径、短辺を短径とした場合、長径が１〜５０ｎｍであって、かつ、長径／短径の比の値が１〜２である前記結晶粒が、硬質被覆層の縦断面面積の６０％以上の面積割合を占め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。
- 前記硬質被覆層は、
組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）（但し、ｘ、ｙは原子比で、０．１≦ｘ≦０．５、０．０１≦ｙ≦０．４０）を満足する平均組成を有するＴｉとＡｌの複合炭窒化物層からなり、
該硬質被覆層と工具基体表面との間に中間層が介在形成され、該中間層は、
組成式：（Ｔｉ１−ｚＡｌｚ）Ｎ（但し、ｚは原子比で、０．４５≦ｚ≦０．６５かつ（ｘ＋０．１）≦ｚ）を満足する平均組成を有するＴｉとＡｌの複合窒化物層からなることを特徴とする請求項１または２に記載の表面被覆切削工具。 - 前記硬質被覆層中には六方晶構造のＴｉとＡｌの複合炭窒化物結晶粒が存在し、該六方晶構造のＴｉとＡｌの複合炭窒化物結晶粒は、硬質被覆層の縦断面面積の５％以下の面積割合を占めることを特徴とする請求項１または２に記載の表面被覆切削工具。
Priority Applications (1)
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| JP2014195079A JP2016064470A (ja) | 2014-09-25 | 2014-09-25 | 耐チッピング性、耐摩耗性にすぐれた表面被覆切削工具 |
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| CN109975339A (zh) * | 2017-12-28 | 2019-07-05 | 厦门钨业股份有限公司 | 一种TiCN基金属陶瓷性能的评估方法 |
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2014
- 2014-09-25 JP JP2014195079A patent/JP2016064470A/ja active Pending
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| CN109975339A (zh) * | 2017-12-28 | 2019-07-05 | 厦门钨业股份有限公司 | 一种TiCN基金属陶瓷性能的评估方法 |
| CN109975339B (zh) * | 2017-12-28 | 2023-08-15 | 厦门钨业股份有限公司 | 一种TiCN基金属陶瓷性能的评估方法 |
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