JP2017013145A - 高速切削加工ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具 - Google Patents

Abstract

【課題】高速切削加工ですぐれた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】ｃＢＮ焼結体からなる工具基体の表面に、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着形成した表面被覆切削工具において、結晶組織は、工具基体との界面側では微粒組織、また、表面側では柱状組織であり、被覆層の表面には、複数の結晶粒の集合体からなり、該集合体の平均幅は、０．５〜２．０μｍである結晶方位の近い粒子が集まった領域が形成され、該結晶方位の近い粒子が集まった領域が硬質被覆層表面に占める面積割合は３０〜８０面積％であり、該結晶方位の近い粒子が集まった領域は、領域内の各結晶粒の結晶方位の差が２度以上１０度以下であって、工具基体表面の法線方向に対する該領域内の各結晶粒の結晶方位の傾斜角度差が最も小さい結晶方位＜１００＞のベクトルを平均した方位と基体表面の法線方向のなす角度が１０度以下である表面被覆切削工具。【選択図】図１

Description

本発明は、鋼や鋳鉄などの高速切削加工に供した場合に、硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を備え、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。

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、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、重切削加工での硬質被覆層の耐欠損性を高めるため、工具基体表面に、組成式（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．４〜０．６５）を満足するＴｉとＡｌの複合窒化物層からなり、かつ、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＜１００＞を有する結晶粒の面積割合が５０％以上であり、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゜）の割合が５０％以上であるような結晶配列を示すＴｉとＡｌの複合窒化物層からなる硬質被覆層を被覆した被覆工具が提案されている。

また、特許文献２には、切刃に高負荷が作用する乾式断続重切削加工での硬質被覆層の耐欠損性、靭性を高めるため、ＴｉＮ層からなる硬質被覆層のＴｉＮ結晶粒を硬質被覆層の層厚と等しい高さを有する柱状晶組織とし、さらに、ＴｉＮ層の水平断面における結晶粒組織を観察した場合、粒径が１０〜１００ｎｍの結晶粒が占有する面積を測定面積のうちの９０％以上とし、かつ、電子線後方散乱回折装置で表面の結晶粒の結晶方位を測定した場合、隣り合う測定点との結晶方位の差が１５度以上となる結晶界面によって囲まれた直径０．２〜４μｍの区分が占有する面積を、測定された全体の面積のうち２０％以上とした被覆工具が提案されている。

特開２００９−５６５４０号公報 特開２０１１−１５２６０２号公報

前記従来技術で提案されているＴｉとＡｌの複合窒化物層あるいはＴｉの窒化物層からなる硬質被覆層を備えた被覆工具は、重切削加工条件下では、すぐれた耐欠損性を発揮するが、高速切削加工に供した場合、耐摩耗性が必ずしも十分であるとはいえなかった。
そこで、高速切削加工条件下でも、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を発揮する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のである。

ＴｉとＡｌの複合窒化物（以下、「（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ」で示す場合もある）からなる硬質被覆層の結晶組織を制御し、工具基体表面近傍の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層を微粒組織とし、一方、硬質被覆層表面側の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層を柱状組織として形成するとともに、硬質被覆層表面の柱状組織の少なくとも一部に、複数の結晶粒の集合体からなる結晶方位の近い粒子が集まった領域を形成することによって、隣り合う結晶粒同士の結合を強靭なものとすることで、高速切削加工において、すぐれた耐摩耗性（特に、擦れ摩耗）を発揮する被覆工具が得られることを見出したのである。

ここで、前記「結晶方位の近い粒子が集まった領域」とは、以下で定義される複数の結晶粒の集合体からなる領域をいう。
即ち、結晶方位の近い粒子が集まった領域とは、
（１）硬質被覆層表面の結晶粒の集合体からなる領域内の各結晶粒の工具基体表面の法線方向に対して最も傾斜角度が少ない結晶方位＜１００＞のベクトルを平均した方位と基体表面の法線方向のなす角度が１０度以下である。
（２）領域内の各結晶粒の結晶方位の差は２度以上１０度以下である。
上記（１）、（２）の条件を同時に満足するような複数の結晶粒の集合体からなる領域を「結晶方位の近い粒子が集まった領域」と定義する。

また、硬質被覆層を構成する前記（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層について電子線後方散乱回折法（Ｅｌｅｃｔｏｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ：ＥＢＳＤ）による結晶方位解析を行った場合、基体表面の法線方向から０〜１０度の範囲内に結晶方位＜１００＞を有する結晶粒の面積割合が４０〜９０面積％を満足する配向性を有するように結晶組織を制御することによって、硬質被覆層表面側における（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層の結晶粒の柱状化を促進し得ること、また、その結果として、結晶方位の近い粒子が集まった領域の形成を促進し得ることを見出したのである。
さらに、工具基体である立方晶窒化硼素（以下、「ｃＢＮ」で示す）焼結体におけるｃＢＮ粒子の平均粒径、含有割合が、硬質被覆層表面側における（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層の結晶粒の柱状化促進、また、結晶方位の近い粒子が集まった領域の形成を促進する上で、重要な要素であることを見出したのである。

本発明は、前記知見に基づいてなされたものであって、
「（１）立方晶窒化硼素焼結体からなる工具基体の表面に、１．０〜４．０μｍの平均層厚の硬質被覆層が蒸着形成され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：（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）Ｎで表した場合、０．４≦ｘ≦０．７（但し、ｘは原子比）を満足するＴｉとＡｌの複合窒化物層であり、
（ｂ）前記硬質被覆層の結晶組織は、工具基体との界面側では結晶粒の平均幅が０．０１〜０．０５μｍの微粒組織、また、硬質被覆層表面側では結晶粒の平均幅が０．０５〜１．０μｍの柱状組織であって、該柱状組織の層厚方向の平均厚さは、硬質被覆層の層厚より薄く、かつ、０．３〜１．５μｍの平均厚さで形成されており、
（ｃ）前記硬質被覆層の表面には、複数の結晶粒の集合体からなり、該集合体の平均幅が０．５〜２．０μｍである結晶方位の近い粒子が集まった領域が形成され、該結晶方位の近い粒子が集まった領域が硬質被覆層の表面に占める面積割合は３０〜８０面積％であり、
（ｄ）前記結晶方位の近い粒子が集まった領域は、該領域内の各結晶粒の結晶方位の差が２度以上１０度以下である領域であって、しかも、工具基体表面の法線方向に対する該領域内の各結晶粒の結晶方位の傾斜角度差が最も小さい結晶方位＜１００＞のベクトルを平均した方位と基体表面の法線方向のなす角度が１０度以下であることを特徴とする表面被覆切削工具。
（２）前記硬質被覆層の結晶粒について、電子線後方散乱回折法による結晶方位解析を行ったとき、基体表面の法線方向から０〜１０度の範囲内に結晶方位＜１００＞を有する結晶粒の面積割合が４０〜９０面積％を満足するような結晶配向性を有す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（１）または（２）に記載の工具基体は、少なくとも切削に使用する刃先が立方晶窒化硼素焼結体からなり、前記立方晶窒化硼素焼結体は立方晶窒化硼素粒子とＴｉの窒化物、炭化物、炭窒化物、硼化物およびＡｌの窒化物、酸化物からなる群から選ばれた少なくとも１種以上の粒子と不可避不純物とを含む結合相とからなり、前記立方晶窒化硼素粒子は平均粒径２．０〜４．０μｍかつ立方晶窒化硼素焼結体全体に占める含有割合が５０〜８０体積％であ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。」
に特徴を有するものである。

次に、本発明の被覆工具について、より詳細に説明する。

図１に、本発明被覆工具の概略模式図を示す。
図１（ａ）は、本発明被覆工具の硬質被覆層表面の概略模式図であり、図１（ｂ）は、本発明被覆工具の縦断面の概略模式図である。
図１（ｂ）に示すように、本発明の被覆工具は、立方晶窒化硼素焼結体からなる工具基体（以下、「ｃＢＮ工具基体」で示す）の表面に、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層からなる硬質被覆層が形成されており、しかも、該（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層の結晶組織は、工具基体との界面側では微粒組織、また、硬質被覆層表面側では柱状組織であり、該柱状組織は、層厚方向に０．３〜１．５μｍの平均厚みで形成されている。
また、図１（ａ）に示すように、本発明の被覆工具の硬質被覆層をその表面から観察したとき、硬質被覆層表面には、結晶方位の近い複数の結晶粒の集合体からなる結晶方位の近い粒子が集まった領域が形成されている。そして、「結晶方位の近い粒子が集まった領域」をより厳密に言えば、領域内の各結晶粒の結晶方位の差が２度以上１０度以下である領域であって、しかも、工具基体表面の法線方向に対する該領域内の各結晶粒の結晶方位の傾斜角度差が最も小さい結晶方位＜１００＞のベクトルを平均した方位と基体表面の法線方向のなす角度が１０度以下である領域をいう。

硬質被覆層の組成および平均層厚：
本発明の被覆工具の硬質被覆層は、
組成式：（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）Ｎ
で表した場合、０．４≦ｘ≦０．７（但し、ｘは原子比）を満足する組成のＴｉとＡｌの複合窒化物層からなる。
上記組成式において、ｘの値を０．４（原子比）以上とすることによって、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層における高温硬さと高温耐酸化性が向上するが、一方、ｘの値が０．７（原子比）を超えると、岩塩型結晶構造を維持することが困難になるばかりか、アモルファス化し易くなり、硬さが低下してくることから、ＴｉとＡｌの合量に占めるＡｌの含有割合（但し、原子比）は、０．４≦ｘ≦０．７と定めた。
なお、上記組成式では、ＴｉとＡｌからなる金属元素とＮからなる非金属元素が、恰も、原子比で１：１であるかのような形式で記載しているが、大事なのは、ＴｉとＡｌとの比率であって、金属元素［Ｔｉ、Ａｌ］と非金属元素［Ｎ］の割合は１：１に限定されるものではなく、１：１の場合と同一の結晶構造が維持されるのであれば金属元素［Ｔｉ、Ａｌ］と非金属元素［Ｎ］の割合は１：１を外れていてもよい。
また、上記（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層は、その平均層厚が１．０μｍ未満であると、硬質被覆層の表面における結晶方位の近い粒子が集まった領域を十分な面積割合で形成することができず、一方、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層の平均層厚が４．０μｍを超えると、高速切削加工においてチッピング、欠損を発生しやすくなるので、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層からなる硬質被覆層の平均層厚は、１．０〜４．０μｍと定めた。
硬質被覆層の組成および層厚は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（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。層厚を複数箇所で測定し、これを平均することにより、平均層厚を算出した。なお、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。

硬質被覆層の結晶組織および柱状組織の平均厚さ：
図１（ｂ）の模式図に示すように、本発明の被覆工具の硬質被覆層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層の結晶組織は、工具基体との界面側（工具基体との界面近傍）で結晶粒の平均幅が０．０１〜０．０５μｍの微粒組織、また、硬質被覆層表面側では結晶粒の平均幅が０．０５〜１．０μｍの柱状組織である。
工具基体との界面側の結晶組織を微粒組織としたのは、工具基体と硬質被覆層との密着強度を高めるためであり、また、硬質被覆層表面側で柱状組織としたのは、結晶粒界を少なくすることで粒界を起点とする破壊を抑制すると同時に、硬質被覆層表面に前記結晶方位の近い粒子が集まった領域を形成し、隣り合う結晶粒同士の結合を強固なものとして、耐チッピング性、耐欠損性を高めるとともに、より一段と耐摩耗性（特に、耐擦れ摩耗性）を高めるためである。
ここで、工具基体との界面側（工具基体との界面近傍）に形成される微粒組織において、結晶粒の平均幅が０．０１μｍ未満であると、硬質被覆層表面側に所定の平均幅の柱状組織が形成されず、一方、平均幅が０．０５μｍを超えると、結晶粒の粗大化が進行し粗粒が形成され、結晶粒界が少なくなることで皮膜-基体界面で生じたクラックが分散されにくくなり、所望の密着強度を得られなくなることから、工具基体との界面側（工具基体との界面近傍）に形成される微粒組織における結晶粒の平均幅は０．０１〜０．０５μｍと定めた。
また、硬質被覆層表面側においては、結晶粒の平均幅が０．０５μｍ以上の柱状組織を形成することによって、切削加工時の負荷による粒界からの破壊に起因するチッピング、欠損、剥離等の発生が抑制されるとともに耐摩耗性の向上が図られるが、結晶粒の平均幅が１．０μｍを超えると、粗大な柱状組織の形成により硬さが低下し、耐摩耗性が低下することから、硬質被覆層表面側に形成される柱状組織における結晶粒の平均幅は０．０５〜１．０μｍと定めた。

前記工具基体との界面側に存在する微粒組織を構成する結晶粒の幅、また、硬質被覆層表面側で柱状組織を構成する結晶粒の幅は、以下の方法によって測定することができ、また、その測定値を平均化することによって、微粒組織あるいは柱状組織の結晶粒の平均幅を求めることができる。
具体的には、まず、工具基体表面に垂直な縦断面のＳＥＭを用いた断面観察により得られた縦断面画像について、ＥＢＳＤを用いて層を形成する各粒子の形状を決定し、一つ一つの結晶粒子について最大結晶粒長さＬを決定する。そして、最大結晶粒長さＬを対角線とし、工具基体表面に垂直な縦断面における断面積が等価となるように結晶粒子の形状を長方形近似し、得られた長方形の短辺をそれぞれの結晶粒の幅とした。

以上のように、硬質被覆層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層の結晶組織は、工具基体との界面側では所定平均幅の微粒組織、また、硬質被覆層表面側では所定平均幅の柱状組織からなるが、硬質被覆層表面に、所定面積割合の結晶方位の近い粒子が集まった領域を形成するためには、柱状組織の層厚方向の平均厚さは、０．３〜１．５μｍ（但し、硬質被覆層の層厚より当然に薄い）の範囲内の平均厚さで形成することが必要である。
柱状組織の層厚方向の平均厚さが０．３μｍ未満である場合には、平均幅が０．５〜２．０μｍであり、かつ、硬質被覆層表面に占める面積割合が３０〜８０面積％となる結晶方位の近い粒子が集まった領域を形成することができず、一方、柱状組織の層厚方向の平均厚さが１．５μｍを超えると、粗大柱状晶の形成による耐摩耗性の低下が生じるからである。

前記柱状組織の層厚方向の厚さは、以下の方法によって測定することができ、その測定値を平均化することによって、層厚方向の平均厚さを求めることができる。まず、工具基体表面に垂直な硬質被覆層の縦断面について、各結晶粒の形状を決定し、それぞれの結晶幅を決定する。縦断面画像において、工具基体表面に平行な直線を引き、直線にかかる結晶の結晶幅の平均値をａとしたとき、ａが０．０５μｍ以上となる直線のうち、最も基材の表面側に近い直線を、本願における柱状組織と粒状組織の境界とする。この境界から硬質被覆層表面までの長さを前記柱状組織の層厚とし、複数視野において測定した層厚を平均することで、前記柱状組織の平均厚さを求める。

硬質被覆層表面の結晶方位の近い粒子が集まった領域：
硬質被覆層表面には、前述したように、複数の結晶粒の集合体からなり、領域内の各結晶粒の結晶方位の差が２度以上１０度以下である領域であって、しかも、工具基体表面の法線方向に対する該領域内の各結晶粒の結晶方位の傾斜角度差が最も小さい結晶方位＜１００＞のベクトルを平均した方位と基体表面の法線方向のなす角度が１０度以下である結晶方位の近い粒子が集まった領域を形成する。
前記結晶方位の近い粒子が集まった領域は、その平均幅が０．５μｍ未満であると耐擦れ摩耗性を向上させる効果が十分でなく、一方、その平均幅が２．０μｍを超えると結晶方位が広範囲で揃うため、結晶粒界を起点にしたクラックが進展しやすくなり、耐チッピング性が低下する。
このため、前記結晶方位の近い粒子が集まった領域の平均幅は、０．５〜２．０μｍとする。
また、硬質被覆層表面に占める前記結晶方位の近い粒子が集まった領域の面積割合が３０面積％未満であると耐摩耗性を向上させる効果が十分でなく、一方、８０面積％を超えると結晶方位が広範囲で揃うため、結晶粒界を起点にしたクラックが進展しやすくなり、耐チッピング性が低下する。
このため、前記結晶方位の近い粒子が集まった領域が硬質被覆層表面に占める面積割合は、３０〜８０面積％とする。
また、前記結晶方位の近い粒子が集まった領域について、工具基体表面に垂直な断面方向の該領域内の結晶粒の結晶方位を平均したとき、隣り合う領域同士の平均した結晶方位の差が１５度以下あるいは７５度以上であると、隣り合う領域同士の結晶粒界の向きが近くなるため、隣り合う領域間において結晶粒界を起点としたクラックが進展しやすくなり、突発的なチッピングが生じやすくなる。このため、隣り合う領域同士の結晶方位の差は１５度を超え、７５度未満であることがより好ましい。

硬質被覆層表面の結晶方位の近い粒子が集まった領域の特定：
前記結晶方位の近い粒子が集まった領域の特定、また、結晶方位の近い粒子が集まった領域の幅、面積割合は、例えば、以下の方法で測定し、測定値の平均を算出することによって、結晶方位の近い粒子が集まった領域の平均幅、面積割合を求めることができる。
具体的には、まず、工具基体表面の法線方向からＥＢＳＤを用いて分析を行い、硬質被覆層を形成する各粒子を決定し、一つ一つの結晶粒子の工具基体表面に垂直な方向の結晶方位を決定する。次に隣り合う結晶粒同士の結晶方位の差が２度以上１０度以下である領域を決定する。そして、ここで決定した各領域内の各々の結晶粒に対して、工具基体表面の法線方向に対する結晶方位の傾斜角度差が最も小さい結晶方位＜１００＞のベクトルを求め、各領域のうち、これらのベクトルを平均した方位と基体表面の法線方向のなす角度が１０度以下である領域を定める。こうして決定した領域が本発明における、結晶方位の近い粒子が集まった領域、である。該領域に対して、面積が等価になるような円形状近似を行い、こうして決定した円の直径および面積を該領域の幅および面積とする。測定視野内の結晶方位の近い粒子が集まった領域それぞれに対する幅を平均した値を平均幅、それぞれの面積を合計したものを測定視野の面積で除した値を面積割合とし、複数視野で測定した値を平均し、本発明品における、結晶方位の近い粒子が集まった領域の平均幅、面積割合を求める。

硬質被覆層の結晶配向性：
本発明では、硬質被覆層表面近傍の柱状組織の形成および硬質被覆層表面の結晶方位の近い粒子が集まった領域の形成を促進するため、硬質被覆層の結晶配向性を制御することが望ましい。
即ち、成膜パラメータの調整により成膜速度を低減することで表面エネルギーの小さい(１００)面が優先的に成長するように操作し、ＥＢＳＤによる結晶方位解析を行ったとき、基体表面の法線方向から０〜１０度の範囲内に結晶方位＜１００＞を有する結晶粒の面積割合を４０面積％以上とすることで、柱状組織が形成されやすくなり、その結果、硬質被覆層表面における結晶方位の近い粒子が集まった領域の形成が促進される。しかし、基体表面の法線方向から０〜１０度の範囲内に結晶方位＜１００＞を有する結晶粒の面積割合が９０面積％を超えると結晶方位が広範囲で揃うため、結晶粒界を起点にしたクラックが進展しやすくなり、高負荷切削における耐欠損性が低下する。
したがって、基体表面の法線方向から０〜１０度の範囲内に結晶方位＜１００＞を有する結晶粒の面積割合は４０面積％以上９０面積％以下とすることが望ましい。

工具基体：
硬質被覆層表面の結晶方位の近い粒子が集まった領域の形成を促進する上で、基体表面の法線方向から０〜１０度の範囲内に結晶方位＜１００＞を有する結晶粒の面積割合が重要であることは前記のとおりであるが、ｃＢＮ焼結体からなる工具基体におけるｃＢＮ粒子の平均粒径、含有割合も、工具基体表面近傍の微粒組織、硬質被覆層表面近傍の柱状組織および硬質被覆層表面の結晶方位の近い粒子が集まった領域の形成に影響を及ぼす。
即ち、ｃＢＮ粒子を起点として（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ結晶粒が成長する場合は、ｃＢＮと（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎは化学結合の種類が異なるため、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ結晶粒が成長する際の結晶方位はｃＢＮ粒子から受ける影響が少なく、成膜条件に応じた方位に優先的に成長し、しかも、ランダムに形成された微細な結晶核が結晶成長の初期から競合しながら成長するため、結晶方位の近い結晶粒がまとまって成長しやすくなる。
一方、ｃＢＮ焼結体の結合相として用いられるＴｉＮなどは（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ結晶粒と同じ化学結合であるため、ｃＢＮ粒子上ではなくｃＢＮ焼結体の結合相上の成長核から成長した場合には、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ結晶粒の成長は、起点となる結合相の結晶サイズおよび結晶方位に強く影響される。このため、成膜条件に応じた方位と結合相の影響を受けた方位でそれぞれ結晶粒が成長し、その後成長した結晶粒同士が競合しながら成長するため、本発明品のような層厚の範囲内では、結晶方位の近い結晶粒が成長しにくくなる。 したがって、工具基体表面近傍の微粒組織、硬質被覆層表面近傍の柱状組織および硬質被覆層表面の結晶方位の近い粒子が集まった領域を適正に形成するためには、工具基体として、平均粒径が２．０〜４．０μｍのｃＢＮ粒子が５０〜８０体積％存在し、かつｃＢＮ粒子とＴｉの窒化物、炭化物、炭窒化物、硼化物およびＡｌの窒化物、酸化物からなる群から選ばれた少なくとも１種以上の粒子と不可避不純物とを含む結合相とからなるｃＢＮ焼結体を用いることが望ましく、ｃＢＮ粒子の平均粒径、体積割合、ひいては成膜時の基体表面におけるｃＢＮ粒子と結合相の露出状態を操作することで、結晶方位の近い粒子が集まった領域の形成を制御することができる。
なお、ｃＢＮ焼結体中のｃＢＮ粒子の粒径およびｃＢＮ粒子の含有割合（体積％）は、以下の方法で測定することができ、得られた測定値を平均化することにより、ｃＢＮ粒子の平均粒径およびｃＢＮ粒子の含有割合（体積％）求めることができる。 具体的には、作製したｃＢＮ焼結体の断面組織を走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ：ＳＥＭ）にて観察して得られた二次電子画像内のｃＢＮ粒子の部分を画像処理にて抜き出し、画像解析によって各ｃＢＮ粒子の最大長を求め、それを各ｃＢＮ粒子の直径とし、１画像におけるｃＢＮ粒子の直径の平均値を求め、少なくとも３画像について求めた平均値の平均をｃＢＮの平均粒径［μｍ］とした。また同様に、画像解析によって観察領域におけるｃＢＮ焼結体の全体の面積に対するｃＢＮ粒子が占める面積を算出し、少なくとも３画像を処理し求めた値の平均値をｃＢＮ粒子の含有割合（体積％）とした。画像処理に用いる観察領域は予備観察を行うことによって定めたが、ｃＢＮ粒子の平均粒径が２．０〜４．０μｍであることをかんがみ、１５μｍ×１５μｍ程度の視野領域とすることが望ましい。

本発明の被覆工具は、工具基体表面近傍の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層を微粒組織とし、一方、硬質被覆層表面側の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層を柱状組織として形成するとともに、硬質被覆層表面の柱状組織の少なくとも一部に、複数の結晶粒の集合体からなり、該集合体の平均幅が０．５〜２．０μｍであり、硬質被覆層の表面に占める面積割合が３０〜８０面積％である結晶方位の近い粒子が集まった領域を形成することによって、隣り合う結晶粒同士の結合が強靭になるため、切れ刃に高負荷が作用する高速切削加工に供された場合においても、チッピング、欠損等の発生も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。

本発明被覆工具の概略模式図を示し、（ａ）は、本発明被覆工具の硬質被覆層表面の概略模式図であり、（ｂ）は、本発明被覆工具の縦断面の概略模式図である。 硬質被覆層を形成するためのアークイオンプレーティング装置の概略図を示し、（ａ）は平面図、（ｂ）は側面図である。

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。

工具基体の作製：
原料粉末として、２．０〜４．０μｍの平均粒径を有するｃＢＮ粒子を硬質相形成用原料粉末として用意するとともに、いずれも２．０μｍ以下の平均粒径を有するＴｉＮ粉末、ＴｉＣ粉末、ＴｉＣＮ粉末、Ａｌ粉末、ＡｌＮ粉末、Ａｌ_２Ｏ_３粉末を結合相形成用原料粉末として用意した。
次いで、所定の表１に示す配合組成となるように配合したこの原料粉末を、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焼結体１〜９を作製した。

上記で得られたｃＢＮ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工具基体１〜９を製造した。

硬質被覆層の成膜：
前述の工程によって作製した工具基体１〜９に対して、図２に示すアークイオンプレーティング装置を用いて、硬質被覆層を形成した。
（ａ）まず、工具基体１〜９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した。
（ｂ）次に、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、０．５〜４．０Ｐａ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−４００〜−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した。
（ｃ）次に、工具基体表面に、まず、粒状組織の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層の成膜を、次のとおり行った。
装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して表２に示す０．５〜６Ｐａの所定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表２に示す−１０〜−１００Ｖの所定の直流バイアス電圧を印加し、かつ、前記Ｔｉターゲットからなるカソード電極（蒸発源）および前記所定組成の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９０〜２００Ａの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に示される目標平均層厚の粒状組織からなる（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層を蒸着形成した。
（ｄ）次いで、上記粒状組織の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層の上に、成膜条件を変更して柱状組織の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層の成膜を、次のとおり行った。
装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して表２に示す４〜１０Ｐａの範囲内の所定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表２に示す−１０〜−７５Ｖの範囲内の所定の直流バイアス電圧を印加し、かつ、前記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９０〜１４０Ａの範囲内の所定の電流を流してアーク放電を発生させ、前記粒状組織の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層の上に、表４に示される目標平均層厚の柱状組織からなる（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎを蒸着形成した。
上記（ａ）〜（ｄ）の工程により、本発明被覆工具（以下、「本発明工具」という）１〜９を作製した。
なお、本発明の皮膜組織の形成に関して、ｃＢＮ粒子の平均粒径、体積割合が重要な役割を果たすことは前述の通りであるが、成膜時の基体表面におけるｃＢＮ粒子と結合相の露出状態を制御するために、工具刃先を形成するｃＢＮ焼結体部分の研削後の表面粗度に関して、算術平均粗さＲａを０．０１〜１．０μｍの範囲となるようにすることがより好ましい。工具基体を作製する際、表面を研削することで硬さの小さい結合相が優先的に除去され、表面にｃＢＮ粒子が露出する。さらに、前記（ｂ）のように成膜前にボンバード処理を施すことで、表面のｃＢＮ粒子の露出状態を制御することができ、その結果、より本発明の皮膜組織を形成しやすくすることができる。本発明工具においては、レーザー顕微鏡によって研削後のｃＢＮ焼結体部分の表面粗度を確認した。

比較のため、工具基体１〜９に対して、表３に示す条件で前記（ａ）〜（ｄ）の工程を行うことによって、表５に示す比較例被覆工具（以下、「比較例工具」という）１〜９を作製した。

上記で作製した本発明工具１〜９および比較例工具１〜９について、オージェ電子分光法（ＡＥＳ）を用いた硬質被覆層の断面測定により、硬質被覆層の組成を複数箇所で測定し、これを平均することにより、硬質被覆層の組成を求めた。
また、得られたｃＢＮ焼結体中のｃＢＮ粒子の含有割合（体積％）およびｃＢＮ粒子の平均粒径は、以下の測定法で測定することにより求めた。
本発明切削工具１〜９、比較切削工具１〜９の逃げ面を集束イオンビーム（Ｆｏｃｕｓｅｄ Ｉｏｎ Ｂｅａｍ：ＦＩＢ）を用いて断面加工し、刃先稜線に垂直な断面を形成し、断面組織を走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ：ＳＥＭ）により観察し、二次電子画像を取得する。
観察領域は、１５μｍ×１５μｍ程度であって、ｃＢＮ焼結体中のｃＢＮ粒子および硬質被覆層の全体が観察できる倍率とする。
この二次電子画像から前述したような方法を用いて、ｃＢＮ粒子の平均粒径およびｃＢＮ粒子の含有割合（体積％）を測定した。

また、硬質被覆層の微粒組織あるいは柱状組織の結晶粒の平均幅、柱状組織の層厚方向の厚さ及び硬質被覆層の平均層厚を以下の測定法で測定することにより求めた。
本発明切削工具１〜９、比較切削工具１〜９の逃げ面をＦＩＢを用いて断面加工し、刃先稜線に垂直な断面を形成し、断面組織をＳＥＭにより観察し、二次電子画像を取得するとともにＥＢＳＤを用いて結晶方位の解析を行った。
観察領域は、１５μｍ×１５μｍ程度であって、ｃＢＮ焼結体中のｃＢＮ粒子および硬質被覆層の全体が観察できる倍率とする。ＥＢＳＤによる測定・解析は、観察領域に対してステップ間隔０．０２μｍの条件で実施し、測定点のうち、隣り合う点で結晶方位が２°以上異なる境目を結晶粒界として判断し、各結晶の形状を決定した。また、０．０２μｍ以下の結晶粒については観察領域をＦＩＢ加工によって薄片化し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって結晶粒の形状を直接観察し、画像のコントラストから結晶粒界を定めた。なお、ＥＢＳＤ測定を実施した視野と同じ画像視野において、０．０２μｍ以上の結晶粒形状についても透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いた測定によって結晶形状を確認し、いずれの手法でも同等の結果が得られることを確認している。また、工具基体表面については、硬質被覆層の工具基体表面に垂直な縦断面においてＡＥＳを用いた元素マッピングを実施することによって硬質被覆層と工具基体の界面を定め、こうして得られた硬質被覆層と工具基体との界面の粗さ曲線について、平均線を算術的に求め、これを工具基体表面とした。
この二次電子画像およびＥＢＳＤ解析の結果から、前述したような方法を用いて、硬質被覆層の微粒組織あるいは柱状組織の結晶粒の平均幅、柱状組織の層厚方向の厚さ及び硬質被覆層の平均層厚を測定した。

硬質被覆層表面の結晶方位の近い粒子が集まった領域について、結晶方位の近い粒子が集まった領域の平均幅、面積割合を以下の測定によって求めた。
本発明切削工具１〜９、比較切削工具１〜９の逃げ面に対して、硬質被覆層表面をＦＩＢを用いて加工し、工具基体表面に平行な面を作製し、加工面に対してＥＢＳＤ解析を行い、前述した方法を用いて、結晶方位の近い粒子が集まった領域の平均幅、面積割合を求めた。測定領域は、結晶方位の近い粒子が集まった領域の平均幅が０．５〜２．０μｍであることを鑑み、１５μｍ×１５μｍ程度とし、それぞれの工具について３視野ずつ測定した平均値を該工具の測定値とした。

硬質被覆層について、Ｃｕ管球を用いたＸ線回折により、（２００）面の回折ピーク強度Ｉ（２００）と、（１１１）面の回折ピーク強度Ｉ（１１１）を測定し、Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）から回折ピーク強度比を算出した。
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１〜９および比較例工具１〜９について、以下の条件で切削試験を実施した。
切削条件Ａ：
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４１５の浸炭焼入れ材（ＨＲＣ６０）の丸棒、
切削速度：２７５ ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：０．１５ ｍｍ、
送り：０．１ ｍｍ、
の乾式連続切削条件で切削試験を行い、切削長２７５０ｍまで切削し、逃げ面摩耗幅を測定した。
切削条件Ｂ：
被削材：ＪＩＳ・ＳＣｒ４２０の浸炭焼入れ材（ＨＲＣ６０）の丸棒、
切削速度：１９０ ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：０．２０ ｍｍ、
送り：０．２０ ｍｍ、
の乾式連続切削条件で切削試験を行い、切削長２８５０ｍまで切削し、逃げ面摩耗幅を測定した。
表６に、その結果を示す。

表６の結果によれば、本発明工具は、逃げ面摩耗幅の平均は切削条件Ａで約０．１２ｍｍ、また、切削条件Ｂで約０．０８ｍｍあるのに対して、比較例工具は逃げ面摩耗が進行し、あるいは、短時間でチッピング、欠損、剥離等による寿命となるものも生じた。
この結果から、切れ刃に高負荷が作用する高速切削加工において、本発明工具は、比較例工具に比して、耐摩耗性に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、切刃部に大きな負荷がかかる鋼や鋳鉄の高速切削加工においても、すぐれた耐摩耗性を発揮し、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 (3)

1. 立方晶窒化硼素焼結体からなる工具基体の表面に、１．０〜４．０μｍの平均層厚の硬質被覆層が蒸着形成され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：（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）Ｎで表した場合、０．４≦ｘ≦０．７（但し、ｘは原子比）を満足するＴｉとＡｌの複合窒化物層であり、
   （ｂ）前記硬質被覆層の結晶組織は、工具基体との界面側では結晶粒の平均幅が０．０１〜０．０５μｍの微粒組織、また、硬質被覆層表面側では結晶粒の平均幅が０．０５〜１．０μｍの柱状組織であって、該柱状組織の層厚方向の平均厚さは、硬質被覆層の層厚より薄く、かつ、０．３〜１．５μｍの平均厚さで形成されており、
   （ｃ）前記硬質被覆層の表面には、複数の結晶粒の集合体からなり、該集合体の平均幅が０．５〜２．０μｍである結晶方位の近い粒子が集まった領域が形成され、該結晶方位の近い粒子が集まった領域が硬質被覆層の表面に占める面積割合は３０〜８０面積％であり、
   （ｄ）前記結晶方位の近い粒子が集まった領域は、該領域内の各結晶粒の結晶方位の差が２度以上１０度以下である領域であって、しかも、工具基体表面の法線方向に対する該領域内の各結晶粒の結晶方位の傾斜角度差が最も小さい結晶方位＜１００＞のベクトルを平均した方位と基体表面の法線方向のなす角度が１０度以下であることを特徴とする表面被覆切削工具。
2. 前記硬質被覆層の結晶粒について、電子線後方散乱回折法による結晶方位解析を行った場合、基体表面の法線方向から０〜１０度の範囲内に結晶方位＜１００＞を有する結晶粒の面積割合が４０〜９０面積％を満足するような結晶配向性を有す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. 請求項１または２に記載の工具基体は、少なくとも切削に使用する刃先が立方晶窒化硼素焼結体からなり、前記立方晶窒化硼素焼結体は立方晶窒化硼素粒子とＴｉの窒化物、炭化物、炭窒化物、硼化物およびＡｌの窒化物、酸化物からなる群から選ばれた少なくとも１種以上の粒子と不可避不純物とを含む結合相とからなり、前記立方晶窒化硼素粒子は平均粒径２．０〜４．０μｍかつ立方晶窒化硼素焼結体全体に占める含有割合が５０〜８０体積％であ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。