JP2017047526A - 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

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 Download PDF

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Abstract

【課題】硬質被覆層がすぐれた硬さおよび靭性を備え、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】硬質被覆層が、組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）で表される複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含み、Ａｌの平均含有割合ｘavgおよびＣの平均含有割合ｙavg（ｘavg、ｙavgはいずれも原子比）が、０．６０≦ｘavg≦０．９５、０≦ｙavg≦０．００５を満足し、前記複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する結晶粒は、立方晶構造を有するものが存在し、立方晶構造を有する結晶粒内に、１度以上あるいは２度以上の結晶粒内平均方位差が存在し、また、結晶粒内平均方位差が１度以上２度未満の範囲内に、結晶粒内平均方位差とその面積割合の度数分布におけるピークが存在する表面被覆切削工具。【選択図】図２

Description

本発明は、合金鋼等の高熱発生を伴うとともに、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、比較的耐摩耗性にすぐれるものの、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、工具基体表面に硬質被覆層を形成した表面被覆切削工具であって、硬質被覆層が、１層または複数の層により構成され、特定の平面で切断した断面において、硬質被覆層のうち、刃先稜線部において最も薄くなる部分の厚みをＴ１、刃先稜線からすくい面方向に１ｍｍ離れた地点における厚みをＴ２とする場合、Ｔ１＜Ｔ２を満たし、かつ、硬質被覆層表面において、刃先稜線からすくい面方向に距離Ｄａ離れた地点をａとし、逃げ面方向に距離Ｄｂ離れた地点をｂとする場合、ＤａおよびＤｂは特定の数値範囲を満たすものであって、地点ａから地点ｂまでの硬質被覆層における、表面から厚み０．１Ｔ１〜０．９Ｔ１を占める領域Ｅの１０％以上の領域において、硬質被覆層を構成する結晶粒の結晶方位のずれが５度以上１０度未満となることによって、すぐれた耐摩耗性と耐欠損性が得られることが開示されている。
また、特許文献２には、ＴｉＣｌ４、ＡｌＣｌ３、ＮＨ３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（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）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（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ層の上にさらにＡｌ２Ｏ３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り、Ａｌの含有割合ｘの値を０．６５〜０．９５まで高めた（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ層の形成によって、切削性能にどのような影響を及ぼすかについては明らかでない。
また、例えば、特許文献３には、ＴｉＣＮ層、Ａｌ２Ｏ３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（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ層（ただし、原子比で、ｘは０．６５〜０．９０）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２０１２−２０３９１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、結晶粒相互の結晶方位のずれを所定範囲とすることによって、被覆工具の特性を改善することは開示されているものの、（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ層からなる硬質被覆層のＡｌの含有割合ｘを高め、硬さ、耐摩耗性を向上させることについて考慮されていないばかりか、結晶粒内の方位差による影響についての開示も着眼もない。従って、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。
一方、前記特許文献２に記載されている化学蒸着法で蒸着形成した（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ層については、Ａｌの含有割合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ものの、これを被覆工具の硬質被覆層とした場合には、工具基体との密着強度は十分でなく、また、靭性に劣るという問題がある。
また、前記特許文献３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はすぐれるものの、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、本発明は前記課題を解決し、合金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を目的とする。
本発明者らは、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「（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）」で示すことがある）層を少なくとも含む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、（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を含み、かつ所定の平均層厚を有する硬質被覆層は、（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層が工具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が、その反面、靭性が十分ではなく、その結果、耐チッピング性、耐欠損性が十分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（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層の結晶粒の結晶方位について鋭意研究したところ、（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層がＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒を含有し、かつ、該ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する各結晶粒の結晶粒内平均方位差が１度以上を示す結晶粒を、所定の面積割合で（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層中に存在させることにより、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）結晶粒の工具基体表面と平行な面内方向における応力が緩和されるため、靭性を高めることができ、その結果、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、硬質被覆層が、ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含み、組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合ｘavgおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合ｙavg（但し、ｘavg、ｙavgはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦ｘavg≦０．９５、０≦ｙavg≦０．００５を満足し、複合窒化物または複合炭窒化物層中に、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒が存在し、該ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する各結晶粒の結晶方位を、電子線後方散乱回折装置を用いて、硬質被覆層の表面に垂直な方向から解析し、結晶粒個々の結晶粒内平均方位差を求めた場合、該結晶粒内平均方位差が１度以上を示す結晶粒が前記複合窒化物または複合炭窒化物層に対する面積割合で５０％以上存在した場合に、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）結晶粒における工具基体表面と平行な面内方向の応力が緩和され、靱性を高め、耐チッピング性、耐欠損性を高めることができる。
また、好ましくは、結晶粒内平均方位差が２度以上を示す結晶粒が前記複合窒化物または複合炭窒化物層に対する面積割合で３０％以上存在した場合に、一段とＮａＣｌ型の面心立方構造を有する（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）結晶粒における工具基体表面と平行な面内方向の応力の緩和を図ることができる。
さらに、前記結晶粒内平均方位差が１度以上２度未満の範囲内に、面積割合の度数ピークが存在する場合には、さらに一段と、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）結晶粒における工具基体表面と平行な面内方向の応力の緩和を図ることができる。
そして、前記結晶粒内平均方位差を備える（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を硬質被覆層として形成した被覆工具は、高熱発生を伴うとともに、切刃に対して衝撃的な負荷が作用する合金鋼等の高速断続切削加工で、すぐれた耐チッピング性、耐欠損性を発揮し、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮することを見出した。
前記のような結晶粒内平均方位差を備える（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層は、例えば、工具基体表面において反応ガス組成を周期的に変化させる以下の化学蒸着法によって成膜することができる。
すなわち、化学蒸着反応装置へ、ＮＨ３、Ｎ２、Ｈ２からなるガス群Ａと、ＴｉＣｌ４、ＡｌＣｌ３、Ａｌ（ＣＨ３）３、Ｎ２、Ｈ２からなるガス群Ｂをおのおの別々のガス供給管から反応装置内へ供給し、ガス群Ａとガス群Ｂの反応装置内への供給は、例えば、一定の周期の時間間隔で、その周期よりも短い時間だけガスが流れるように供給し、ガス群Ａとガス群Ｂのガス供給にはガス供給時間よりも短い時間の位相差が生じるようにして、工具基体表面における反応ガス組成を、（ｉ）ガス群Ａ、（ii）ガス群Ａとガス群Ｂの混合ガス、（iii）ガス群Ｂと時間的に変化させることができる。ちなみに、本発明においては、厳密なガス置換を意図した長時間の排気工程を導入する必要は無い。従って、ガス供給方法としては、例えば、ガス供給口を回転させたり、工具基体を回転させたり、工具基体を往復運動させたりして、工具基体表面における反応ガス組成を、（ｉ）ガス群Ａを主とする混合ガス、（ii）ガス群Ａとガス群Ｂの混合ガス、（iii）ガス群Ｂを主とする混合ガス、と時間的に変化させることでも実現する事が可能である。
工具基体表面に、反応ガス組成（ガス群Ａおよびガス群Ｂを合わせた全体に対する容量％）を、例えば、ガス群ＡとしてＮＨ３：２．０〜３．０％、Ｎ２：０〜５％、Ｈ２：４５〜５０％、ガス群ＢとしてＡｌＣｌ３：０．６〜０．９％、Ａｌ（ＣＨ３）３：０〜０．５％、ＴｉＣｌ４：０．２〜０．３％、Ｎ２：１０．０〜１２．０％、Ｈ２：残、反応雰囲気圧力：４．０〜５．０ｋＰａ、反応雰囲気温度：７００〜９００℃、供給周期１〜５秒、１周期当たりのガス供給時間０．１５〜０．２５秒、ガス供給Ａとガス供給Ｂの位相差０．１０〜０．２０秒として、所定時間、熱ＣＶＤ法を行うことにより、所定の目標層厚、所定の結晶粒内平均方位差を備える（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を成膜することができる。
本発明は、前記知見に基づいてなされたものであって、
「（１）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、
（ａ）前記硬質被覆層は、平均層厚１〜２０μｍのＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含み、該複合窒化物または複合炭窒化物層を組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合ｘavgおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合ｙavg（但し、ｘavg、ｙavgはいずれも原子比）は、それぞれ、０．６０≦ｘavg≦０．９５、０≦ｙavg≦０．００５を満足し、
（ｂ）前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有するＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物の結晶粒を少なくとも含み、
（ｃ）電子線後方散乱回折装置を用いて、前記複合窒化物または複合炭窒化物層の表面に垂直な方向からその表面研磨面を解析し、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒個々の結晶粒内平均方位差を求めた場合、前記結晶粒内平均方位差が１度以上を示す前記ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒は、前記複合窒化物または複合炭窒化物層に占める面積割合で５０％以上存在することを特徴とする表面被覆切削工具。
（２）電子線後方散乱回折装置を用いて、前記複合窒化物または複合炭窒化物層の表面に垂直な方向からその表面研磨面を解析し、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒個々の結晶粒内平均方位差を求めた場合、前記結晶粒内平均方位差が２度以上である前記ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒は、前記複合窒化物または複合炭窒化物層に占める面積割合で３０％以上存在することを特徴とする（１）に記載の表面被覆切削工具。
（３）電子線後方散乱回折装置を用いて、前記複合窒化物または複合炭窒化物層の表面に垂直な方向からその表面研磨面を解析し、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒個々の結晶粒内平均方位差を測定し、結晶粒内平均方位差とその面積割合の度数分布を求めた場合、前記結晶粒内平均方位差が１度以上２度未満の範囲内に、前記結晶粒内平均方位差とその面積割合の度数分布におけるピーク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）前記工具基体と前記ＴｉとＡｌの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、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）乃至（３）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
（５）前記複合窒化物または複合炭窒化物層の上部に、少なくとも酸化アルミニウム層を含む上部層が１〜２５μｍの合計平均層厚で存在す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、“結晶粒内平均方位差”とは、後述するＧＯＳ（Ｇｒａｉｎ Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｓｐｒｅａｄ）値のことを意味する。
本発明について、以下に詳細に説明する。
ＴｉとＡｌの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：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）で表されるＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含む。こ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、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、その平均層厚が２０μｍを越えると、ＴｉとＡｌ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、その平均層厚を１〜２０μｍと定めた。
ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の組成：
本発明におけるＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層は、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合ｘavgおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合ｙavg（但し、ｘavg、ｙavgはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦ｘavg≦０．９５、０≦ｙavg≦０．００５を満足するように制御する。
その理由は、Ａｌの平均含有割合ｘavgが０．６０未満であると、ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層は硬さに劣るため、合金鋼等の高速断続切削に供した場合には、耐摩耗性が十分でない。一方、Ａｌの平均含有割合ｘavgが０．９５を超えると、相対的にＴｉの含有割合が減少するため、脆化を招き、耐チッピング性が低下する。したがって、Ａｌの平均含有割合ｘavgは、０．６０≦ｘavg≦０．９５と定めた。
また、複合窒化物または複合炭窒化物層に含まれるＣ成分の含有割合（原子比）ｙavgは、０≦ｙavg≦０．００５の範囲の微量であるとき、複合窒化物または複合炭窒化物層と工具基体もしくは下部層との密着性が向上し、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、結果として複合窒化物または複合炭窒化物層の耐欠損性および耐チッピング性が向上する。一方、Ｃ成分の平均含有割合ｙavgが０≦ｙavg≦０．００５の範囲を逸脱すると、複合窒化物または複合炭窒化物層の靭性が低下するため耐欠損性および耐チッピング性が逆に低下するため好ましくない。したがって、Ｃ成分の平均含有割合ｙavgは、０≦ｙavg≦０．００５と定めた。
ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層を構成するＮａＣｌ型の面心立方構造(以下、単に、「立方晶」ともいう)を有する結晶粒の結晶粒内平均方位差（ＧＯＳ値）：
本発明では、電子線後方散乱回折装置を用いて、立方晶のＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物結晶粒の結晶粒内平均方位差を求める。
具体的には、ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の表面に垂直な方向からその表面研磨面について０．０５μｍ間隔で解析し、図１に示すように、隣接する測定点（以下、「ピクセル」ともいう）間で５度以上の方位差がある場合、そこを粒界と定義する。そして、粒界で囲まれた領域を１つの結晶粒と定義する。ただし、隣接するピクセル全てと５度以上の方位差がある単独に存在するピクセルは結晶粒とせず、２ピクセル以上が連結しているものを結晶粒として取り扱う。
そして、立方晶結晶粒内のあるピクセルと、同一結晶粒内の他のすべてのピクセル間での方位差を計算し、これを結晶粒内方位差として求め、それを平均化したものをＧＯＳ（Ｇｒａｉｎ Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｓｐｒｅａｄ）値として定義する。概略図を図１に示す。ＧＯＳ値については、例えば文献「日本機械学会論文集(Ａ編) ７１巻７１２号（２００５−１２） 論文Ｎｏ．０５−０３６７ １７２２〜１７２８」に説明がなされている。なお、本願発明における“結晶粒内平均方位差”とは、このＧＯＳ値を意味する。ＧＯＳ値を数式で表す場合、同一結晶粒内のピクセル数をｎ、同一結晶粒内の異なるピクセルにおのおの付けた番号をｉおよびｊ（ここで １≦ｉ、ｊ≦ｎとなる）、ピクセルｉでの結晶方位とピクセルｊでの結晶方位から求められる結晶方位差をαｉｊ（ｉ≠ｊ）とすると、


で表すことができる。
また、結晶粒内平均方位差、ＧＯＳ値は、結晶粒内のあるピクセルと、同一結晶粒内の他のすべてのピクセル間での方位差を求め、その値を平均化した数値であると言い換えることができるが、結晶粒内に連続的な方位変化が多いと大きな数値となる。
結晶粒内平均方位差（ＧＯＳ値）は、ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の表面に垂直な方向からその表面研磨面について、２５×２５μｍの測定範囲内での測定を０．０５μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、５視野で実施し、該複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する立方晶結晶粒に属する全ピクセル数を求め、結晶粒内平均方位差を１度間隔で分割し、その値の範囲内に結晶粒内平均方位差が含まれる結晶粒のピクセルを集計して上記全ピクセル数で割ることによって、結晶粒内平均方位差の面積割合を示す度数分布（ヒストグラム）を作成する事によって求めることができる。
例えば、本発明のＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の立方晶結晶粒について、結晶粒内平均方位差を求め、その度数分布（ヒストグラム）を作成すると、図２に示すように、結晶粒内平均方位差が１度以上である結晶粒がＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の全面積に占める面積割合は５０％以上であることが分かる。
このように、本発明のＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する立方晶結晶粒は、従来のＴｉＡｌＮ層を構成している結晶粒と比較して、結晶粒内で結晶方位のばらつきが大きく、そのため、工具基体と平行な面内方向の応力が緩和されるため、このことが硬質被覆層の靭性の向上に貢献している。
そして、前記結晶粒内平均方位差を備える（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を少なくとも含む硬質被覆層を工具基体表面に被覆形成した被覆工具は、高熱発生を伴うとともに、切刃に対して衝撃的な負荷が作用する合金鋼等の高速断続切削加工で、すぐれた耐チッピング性、耐欠損性を発揮し、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮するのである。
ただ、前記結晶粒内平均方位差が１度以上を示す結晶粒が、ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の全面積に占める面積割合が５０％未満である場合には、結晶粒の工具基体表面と平行な面内方向の応力緩和効果が十分でなく、硬質被覆層の靱性向上効果が十分でないことから、結晶粒内平均方位差が１度以上を示す立方晶結晶粒がＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の全面積に占める面積割合は５０％以上とする。
本発明では、結晶粒内平均方位差が２度以上である立方晶結晶粒が、図３に示すように、ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の全面積に占める面積割合で３０％以上であることが望ましい。
これは、結晶粒内平均方位差が２度以上となる立方晶結晶粒が存在することによって、工具基体表面と平行な面内方向の応力がより緩和され、靱性の向上により、耐チッピング性、耐欠損性が向上するという理由により、そして、このような効果は、結晶粒内平均方位差が２度以上である立方晶結晶粒が、面積割合で３０％以上存在する場合に顕著に表れてくる。
さらに、本発明では、ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の立方晶結晶粒の結晶粒内平均方位差を測定し、結晶粒内平均方位差とその面積割合の度数分布を求めた場合、図４に示すように、結晶粒内平均方位差が１度以上２度未満の範囲内に、結晶粒内平均方位差とその面積割合の度数分布におけるピークが存在することがより望ましい。
このような場合には、より一段と、工具基体表面と平行な面内方向の応力がより緩和され、その結果、より一段と靱性が向上し、高熱発生を伴うとともに、切刃に対して衝撃的な負荷が作用する合金鋼等の高速断続切削加工で、すぐれた耐チッピング性、耐欠損性が発揮される。
下部層および上部層：
また、本発明の複合窒化物または複合炭窒化物層は、それだけでも十分な効果を奏するが、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、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を設けた場合、あるいは、少なくとも酸化アルミニウム層を含む上部層が１〜２５μｍの合計平均層厚で形成されている場合には、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発揮することができる。
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、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を設ける場合、下部層の合計平均層厚が０．１μｍ未満では、下部層の効果が十分に奏されず、一方、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、酸化アルミニウム層を含む上部層の合計平均層厚が１μｍ未満では、上部層の効果が十分に奏されず、一方、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。
本発明は、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、硬質被覆層は、平均層厚１〜２０μｍのＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含み、組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合ｘavgおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合ｙavg（但し、ｘavg、ｙavgはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦ｘavg≦０．９５、０≦ｙavg≦０．００５を満足し、複合窒化物または複合炭窒化物層には立方晶結晶粒が存在し、該結晶粒の結晶方位を、電子線後方散乱回折装置を用いて前記層表面に垂直な方向からその表面研磨面を解析し、結晶粒個々の結晶粒内平均方位差を求めた場合、該結晶粒内平均方位差が１度以上を示す結晶粒が複合窒化物または複合炭窒化物層の全面積に占める面積割合で５０％以上存在することによって、結晶粒の工具基体表面と平行な面内方向の応力が緩和されるため、硬質被覆層の靱性が向上し、その結果、高熱発生を伴うとともに、切刃に対して衝撃的な負荷が作用する合金鋼等の高速断続切削加工で、すぐれた耐チッピング性、耐欠損性を発揮する。
さらに、電子線後方散乱回折装置を用いて、前記複合窒化物または複合炭窒化物層の表面に垂直な方向からその表面研磨面を解析し、立方晶結晶粒個々の結晶粒内平均方位差を求めた場合、前記結晶粒内平均方位差が２度以上である立方晶結晶粒が、前記複合窒化物または複合炭窒化物層の全面積の３０％以上の面積割合を占める場合、また、さらに、前記結晶粒内平均方位差が１度以上２度未満の範囲内に、前記結晶粒内平均方位差とその面積割合の度数分布におけるピークが存在する場合には、よりすぐれた耐チッピング性、耐欠損性を発揮し、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性が発揮される。
本発明被覆工具のＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層のＮａＣｌ型の面心立方構造(立方晶)を有する結晶粒の結晶粒内平均方位差の測定方法の概略説明図を示す。 本発明被覆工具のＴｉとＡｌの複合窒化物層または複合炭窒化物層のＮａＣｌ型の面心立方構造(立方晶)を有する結晶粒の結晶粒内平均方位差のヒストグラムの一例を示す。 本発明被覆工具のＴｉとＡｌの複合窒化物層または複合炭窒化物層のＮａＣｌ型の面心立方構造(立方晶)を有する結晶粒の結晶粒内平均方位差のヒストグラムの他の例を示す。 本発明被覆工具のＴｉとＡｌの複合窒化物層または複合炭窒化物層のＮａＣｌ型の面心立方構造(立方晶)を有する結晶粒の結晶粒内平均方位差のヒストグラムのさらに他の例を示す。
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、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、化学蒸着装置を用い、
（ａ）表４、表５に示される形成条件Ａ〜Ｊ、すなわち、ＮＨ３、Ｎ２、Ｈ２からなるガス群Ａと、ＴｉＣｌ４、ＡｌＣｌ３、Ａｌ（ＣＨ３）３、Ｎ２、Ｈ２からなるガス群Ｂ、およびおのおのガスの供給方法として、反応ガス組成（ガス群Ａおよびガス群Ｂを合わせた全体に対する容量％）を、ガス群ＡとしてＮＨ３：２．０〜３．０％、Ｎ２：０〜５％、Ｈ２：４５〜５０％、ガス群ＢとしてＡｌＣｌ３：０．６〜０．９％、Ａｌ（ＣＨ３）３：０〜０．５％、ＴｉＣｌ４：０．２〜０．３％、Ｎ２：１０．０〜１２．０％、Ｈ２：残、反応雰囲気圧力：４．０〜５．０ｋＰａ、反応雰囲気温度：７００〜９００℃、供給周期１〜５秒、１周期当たりのガス供給時間０．１５〜０．２５秒、ガス供給Ａとガス供給Ｂの位相差０．１０〜０．２０秒として、所定時間、熱ＣＶＤ法を行い、表７に示される結晶粒内平均方位差を有する立方晶結晶粒が表７に示される面積割合存在し、表７に示される目標層厚を有する（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層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。
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６に示される下部層および／または表７に示される上部層を形成した。
また、比較の目的で、工具基体Ａ〜Ｄの表面に、表３および表４、表５に示される条件かつ表８に示される目標層厚（μｍ）で本発明被覆工具１〜１５と同様に、少なくともＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層を含む硬質被覆層を蒸着形成した。この時には、（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層の成膜工程中に工具基体表面における反応ガス組成が時間的に変化しない様に硬質被覆層を形成することにより比較被覆工具１〜１３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６に示される下部層および／または表８に示される上部層を形成した。
参考のため、工具基体Ｂおよび工具基体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（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を目標層厚で蒸着形成することにより、表８に示される参考被覆工具１４、１５を製造した。
なお、参考例の蒸着に用いた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沿って装着し、また、カソード電極（蒸発源）として、所定組成のＴｉ−Ａｌ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およびＡｌ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８に示される目標組成、目標層厚の（Ｔｉ，Ａｌ）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７および表８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、複合窒化物または複合炭窒化物層のＡｌの平均含有割合ｘavgについては、電子線マイクロアナライザ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ−Ｐｒｏｂｅ−Ｍｉｃｒｏ−Ａｎａｌｙｓｅｒ：ＥＰＭＡ）を用い、表面を研磨した試料において、電子線を試料表面側から照射し、得られた特性Ｘ線の解析結果の１０点平均からＡｌの平均含有割合ｘavgを求めた。Ｃの平均含有割合ｙavgについては、二次イオン質量分析（Ｓｅｃｏｎｄａｒｙ−Ｉｏｎ−Ｍａｓｓ−Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＳＩＭＳ）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。Ｃの平均含有割合ｙavgはＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層についての深さ方向の平均値を示す。
ただし、Ｃの含有割合には、意図的にガス原料としてＣを含むガスを用いなくても含まれる不可避的なＣの含有割合を除外している。具体的にはＡｌ（ＣＨ３）３の供給量を０とした場合の複合窒化物または複合炭窒化物層に含まれるＣ成分の含有割合（原子比）を不可避的なＣの含有割合として求め、Ａｌ（ＣＨ３）３を意図的に供給した場合に得られる複合窒化物または複合炭窒化物層に含まれるＣ成分の含有割合（原子比）から前記不可避的なＣの含有割合を差し引いた値をｙavgとして求めた。
さらに、ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の表面に垂直な方向からその表面研磨面について、電子線後方散乱回折装置を用いてＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の各立方晶結晶粒の結晶方位を解析し、隣接するピクセル間で５度以上の方位差がある場合、そこを粒界とし、粒界で囲まれた領域を１つの結晶粒とし、結晶粒内のあるピクセルと、同一結晶粒内の他のすべてのピクセル間で結晶粒内方位差を求め、結晶粒内方位差が０度以上１度未満、１度以上２度未満、２度以上３度未満、３度以上４度未満、・・・と０〜１０度の範囲を１度ごとに区切って、マッピングした。そのマッピング図から、結晶粒内平均方位差が１度以上を示す結晶粒および２度以上を示す結晶粒が、ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の全面積に占める面積割合を求めた。
また、結晶粒内平均方位差とその面積割合の度数分布において、ピークが存在する角度を求めた。
その結果を表７および表８に示す。
図２〜４に、それぞれ、本発明被覆工具 ２， ７，１２について測定した結晶粒内平均方位差（すなわちＧＯＳ値）の度数分布（ヒストグラム）の一例を示す。








つぎに、前記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１〜１５、比較被覆工具１〜１３および参考被覆工具１４，１５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。その結果を表９に示す。
工具基体：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、
切削試験：乾式高速正面フライス、センターカット切削加工、
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０幅１００ｍｍ、長さ４００ｍｍのブロック材、
回転速度：９３０ ｍｉｎ−１、
切削速度：３６０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：２．０ ｍｍ、
一刃送り量：０．１０ ｍｍ／刃、
切削時間：８分、

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１０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Ｅ〜Ｇ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１１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、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Ｈを形成した。
つぎに、これらの工具基体Ｅ〜Ｇおよび工具基体Ｈの表面に、化学蒸着装置を用い、実施例１と同様の方法により表３および表４に示される条件で、少なくとも（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を含む硬質被覆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１２に示される下部層および／または表１３に示される上部層を形成した。
また、比較の目的で、同じく工具基体Ｅ〜Ｇおよび工具基体Ｈの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表３および表４に示される条件かつ表１４に示される目標層厚で本発明被覆工具と同様に硬質被覆層を蒸着形成することにより、表１４に示される比較被覆工具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１２に示される下部層および／または表１４に示される上部層を形成した。
参考のため、工具基体Ｆおよび工具基体Ｇ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（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を目標層厚で蒸着形成することにより、表１４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１３および表１４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、実施例１と同様に、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、Ａｌの平均含有割合ｘavg、Ｃの平均含有割合ｙavgを求めた。
表１３、表１４に、測定結果を示す。
さらに、ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の表面に垂直な方向からその表面研磨面について、電子線後方散乱回折装置を用いてＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の各立方晶結晶粒の結晶方位を解析し、結晶粒内方位差が０度以上１度未満、１度以上２度未満、２度以上３度未満、２度以上４度未満、・・・と０〜１０度の範囲を１度ごとに区切って、マッピングした。そのマッピング図から、結晶粒内平均方位差と結晶粒内方位差が１度以上を示す結晶粒および２度以上を示す結晶粒が、ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の全面積に占める面積割合を求めた。
また、結晶粒内平均方位差とその面積割合の度数分布において、ピークが存在する角度を求めた。
その結果を表１３および表１４に示す。





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、合金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：３９０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．５ ｍｍ、
送り：０．１ ｍｍ／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・ＦＣＤ７００の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：３３０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．２ ｍｍ、
送り：０．１５ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５ 分、
（通常の切削速度は、２００ｍ／ｍｉｎ）、
表１５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、Ａｌ２Ｏ３粉末を用意し、これら原料粉末を表１６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ＩＳＯ規格ＣＮＧＡ１２０４０８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ＣＮＧＡ１２０４０８のインサート形状をもった工具基体Ｊ、Ｋをそれぞれ製造した。

つぎに、これらの工具基体Ｊ、Ｋの表面に、化学蒸着装置を用い、実施例１と同様の方法により表３および表４に示される条件で、少なくとも（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を含む硬質被覆層を目標層厚で蒸着形成することにより、表１８に示される本発明被覆工具３１〜４０を製造した。
なお、本発明被覆工具３４〜３８については、表３に示される形成条件で、表１７に示すような下部層および／または表１８に示すような上部層を形成した。
また、比較の目的で、同じく工具基体Ｊ、Ｋの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表３および表４に示される条件で、少なくとも（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を含む硬質被覆層を目標層厚で蒸着形成することにより、表１９に示される比較被覆工具３１〜３８を製造した。
なお、本発明被覆工具３４〜３８と同様に、比較被覆工具３４〜３８については、表３に示される形成条件で、表１７に示すような下部層および／または表１９に示すような上部層を形成した。
参考のため、工具基体Ｊ、Ｋ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、（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を目標層厚で蒸着形成することにより、表１９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１９に示される目標組成、目標層厚の（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ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１８および表１９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、前記本発明被覆工具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、Ａｌの平均含有割合ｘavg、Ｃの平均含有割合ｙavg、（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を構成する立方晶結晶粒の結晶粒内平均方位差が１度以上となる結晶粒の面積割合、２度以上となる結晶粒の面積割合および結晶粒内平均方位差とその面積割合の度数分布において、ピークが存在する角度を求めた。
表１８および表１９に、その結果を示す。



つぎに、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。
工具基体：立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体、
切削試験：浸炭焼入れ合金鋼の乾式高速断続切削加工、
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：２３５ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：０．１５ ｍｍ、
送り：０．１ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：４ 分、
表２０に、前記切削試験の結果を示す。

表９、表１５および表２０に示される結果から、本発明の被覆工具は、ＡｌとＴｉの複合窒化物または複合炭窒化物層の立方晶結晶粒内において、所定の結晶粒内平均方位差が存在することから、結晶粒の工具基体表面と平行な面内方向における応力緩和が図られ、その結果、硬質被覆層が高い耐摩耗性を保持しつつ、靱性が向上し、高熱発生を伴い、かつ、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。
これに対して、ＡｌとＴｉの複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する立方晶結晶粒内において、所定の結晶粒内平均方位差が存在していない比較被覆工具および参考被覆工具については、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、
    （ａ）前記硬質被覆層は、平均層厚１〜２０μｍのＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含み、該複合窒化物または複合炭窒化物層を組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合ｘavgおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合ｙavg（但し、ｘavg、ｙavgはいずれも原子比）は、それぞれ、０．６０≦ｘavg≦０．９５、０≦ｙavg≦０．００５を満足し、
    （ｂ）前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有するＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物の結晶粒を少なくとも含み、
    （ｃ）電子線後方散乱回折装置を用いて、前記複合窒化物または複合炭窒化物層の表面に垂直な方向からその表面研磨面を解析し、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒個々の結晶粒内平均方位差を求めた場合、前記結晶粒内平均方位差が１度以上を示す前記ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒は、前記複合窒化物または複合炭窒化物層に占める面積割合で５０％以上存在することを特徴とする表面被覆切削工具。
  2. 電子線後方散乱回折装置を用いて、前記複合窒化物または複合炭窒化物層の表面に垂直な方向からその表面研磨面を解析し、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒個々の結晶粒内平均方位差を求めた場合、前記結晶粒内平均方位差が２度以上である前記ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒は、前記複合窒化物または複合炭窒化物層に占める面積割合で３０％以上存在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. 電子線後方散乱回折装置を用いて、前記複合窒化物または複合炭窒化物層の表面に垂直な方向からその表面研磨面を解析し、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒個々の結晶粒内平均方位差を測定し、結晶粒内平均方位差とその面積割合の度数分布を求めた場合、前記結晶粒内平均方位差が１度以上２度未満の範囲内に、前記結晶粒内平均方位差とその面積割合の度数分布におけるピークが存在す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。
  4. 前記工具基体と前記ＴｉとＡｌの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、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乃至３のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
  5. 前記複合窒化物または複合炭窒化物層の上部に、少なくとも酸化アルミニウム層を含む上部層が１〜２５μｍの合計平均層厚で存在することを特徴とする請求項１乃至４のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
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