JP2017113835A - 硬質被覆層が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 - Google Patents
硬質被覆層が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 Download PDFInfo
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Abstract
【課題】硬質被覆層が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。【解決手段】ＮａＣｌ型面心立方構造の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）からなる硬質被覆層が形成されている被覆工具において、硬質被覆層は、組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）で表され、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、所定の値を満足し、該層を構成する結晶粒の工具基体表面の法線方向に対する傾斜角度数分布を測定したとき、逃げ面については、｛００１｝面の法線がなす傾斜角は０〜１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在し、該傾斜角区分内の度数は度数全体の４０％以上の割合を占め、一方、すくい面については、｛１１１｝面の法線がなす傾斜角は、０〜１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在し、該傾斜角区分内の度数は度数全体の４０％以上の割合を占める。【選択図】図３
Description
本発明は、合金鋼、鋳鉄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とともに、長期の使用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。
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、組成式（ＡｌｘＴｉ１−ｘ）Ｎ（ただし、原子比で、ｘは０．４０〜０．６５）を満足するＡｌとＴｉの複合窒化物層からなり該複合窒化物層について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ＡｌとＴｉの複合窒化物層からなる硬質被覆層を蒸着形成することにより、高速断続切削条件においても硬質被覆層がすぐれた耐欠損性を発揮することが開示されている。
ただ、この被覆工具は、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ｘを０．６５以上にすることは困難で、より一段と切削性能を向上させることが望まれている。
ただ、この被覆工具は、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ｘを０．６５以上にすることは困難で、より一段と切削性能を向上させることが望まれている。
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るから、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しているかについては明らかでない。
例えば、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るから、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しているかについては明らかでない。
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。
特許文献４には、基体表面に、化学蒸着法で立方晶構造の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層（但し、Ｘ、Ｙは何れも原子比で、０．５５≦Ｘ≦０．９５、０．０００５≦Ｙ≦０．００５）からなる硬質被覆層を被覆し、該硬質被覆層の結晶粒の｛１１０｝面の法線方向と、基体表面の法線方向がなす傾斜角を測定した傾斜角度数分布において、０〜１０度の範囲内の度数割合と２５〜３５度の範囲内の度数割合を度数全体の７０％以上とすることにより、合金鋼等の高速断続切削加工における被覆工具の耐チッピング性を向上させることが提案されている。
さらに、特許文献５には、基体表面に、化学蒸着法で成膜された立方晶構造の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層（但し、Ｘ、Ｙは何れも原子比で、０．５５≦Ｘ≦０．９５、０．０００５≦Ｙ≦０．００５）からなる硬質被覆層が被覆し、該硬質被覆層の結晶粒の｛１１０｝面の法線方向と、基体表面の法線方向がなす傾斜角を測定した傾斜角度数分布において、２〜１２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２〜１２度の範囲内の度数割合が度数全体の４５％以上である領域Ａ層と、前記２５〜３５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、２５〜３５度の範囲内の度数割合が度数全体の６０％以上である領域Ｂ層を備え、領域Ａ層と領域Ｂ層は、交互に少なくともそれぞれ１層以上積層することによって、合金鋼等の高速断続切削加工における被覆工具の耐チッピング性を向上させることが提案されている。
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、（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ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の含有割合ｘを高めることが困難であるため、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という課題があった。
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、工具基体との密着強度は十分でなく、また、靭性に劣るという課題があった。
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という課題があった。
また、前記特許文献４に記載されている被覆工具は、硬質被覆層の｛１１０｝面の配向性を特定することにより、硬質被覆層の靱性が確保され、一定の耐チッピング性向上効果があるものの、長期の使用にわたっての耐摩耗性は十分でないという課題があった。
さらに、前記特許文献５に記載されている領域Ａ層と領域Ｂ層の積層構造からなる硬質被覆層を備えた被覆工具は、領域Ａ層によって靭性を担保する一方、領域Ｂ層によって耐摩耗性を確保するものであるが、高負荷が作用する高速断続切削加工においては、耐チッピング性向上効果、耐摩耗性向上効果が十分に発揮されないという課題があった。
そこで、本発明は、合金鋼、鋳鉄等の高速断続切削等に供した場合であっても、すぐれた耐チッピング性を備えるとともに、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を発揮する被覆工具を提供することを目的とする。
しかし、前記特許文献１に記載されている被覆工具は、（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ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の含有割合ｘを高めることが困難であるため、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という課題があった。
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、工具基体との密着強度は十分でなく、また、靭性に劣るという課題があった。
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という課題があった。
また、前記特許文献４に記載されている被覆工具は、硬質被覆層の｛１１０｝面の配向性を特定することにより、硬質被覆層の靱性が確保され、一定の耐チッピング性向上効果があるものの、長期の使用にわたっての耐摩耗性は十分でないという課題があった。
さらに、前記特許文献５に記載されている領域Ａ層と領域Ｂ層の積層構造からなる硬質被覆層を備えた被覆工具は、領域Ａ層によって靭性を担保する一方、領域Ｂ層によって耐摩耗性を確保するものであるが、高負荷が作用する高速断続切削加工においては、耐チッピング性向上効果、耐摩耗性向上効果が十分に発揮されないという課題があった。
そこで、本発明は、合金鋼、鋳鉄等の高速断続切削等に供した場合であっても、すぐれた耐チッピング性を備えるとともに、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を発揮する被覆工具を提供することを目的とする。
本発明者らは、前述の観点から、少なくともＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物（以下、「（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）」」で示すことがある）を含む硬質被覆層が設けられ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、本発明者らは、硬質被覆層を構成するＮａＣｌ型の面心立方構造（以下、単に、「立方晶構造」ともいう）を有する（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）結晶粒の｛００１｝面配向性および｛１１１｝面配向性に着目し鋭意研究を進めたところ、硬質被覆層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）結晶粒の｛００１｝面配向性および｛１１１｝面配向性を、工具面に応じて（具体的には、逃げ面とすくい面）変更することによって、高速断続切削加工において、被覆工具に断続的、衝撃的な高負荷が作用する場合であっても、すぐれた靱性を示すと同時に、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。
具体的には、逃げ面における（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）結晶粒の｛００１｝面配向性を高めることによって、逃げ面におけるこすれ摩耗に対する耐性を高め、耐逃げ面摩耗性を向上させ得ること、一方、すくい面における（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）結晶粒の｛１１１｝面配向性を高めることによって、靱性および切削時に発生する高熱によってもたらされる拡散摩耗に対する耐性を高め、耐欠損性を向上させ得ることを見出したのである。
前記の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層は、例えば、工具基体表面に硬質被覆層を被覆形成するに際し、工具面に応じた配向性を有する（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を形成することができる。
例えば、工具基体の逃げ面をマスクした状態で｛１１１｝面配向性を有するＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層をすくい面のみに被覆形成した後に、すくい面にマスクをした状態で、｛００１｝面配向性を有するＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層を逃げ面のみに被覆形成することが挙げられる。また、マスクは、例えば、成膜温度より高い融点を有する金属板を加工し、すくい面または逃げ面を覆うことができるものが挙げられる。また、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層の被覆形成前に逃げ面またはすくい面のいずれか一方に表面処理を行うことでも工具面に応じた配向性を有する（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を形成することができる。
例えば、工具基体の逃げ面をマスクした状態で｛１１１｝面配向性を有するＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層をすくい面のみに被覆形成した後に、すくい面にマスクをした状態で、｛００１｝面配向性を有するＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層を逃げ面のみに被覆形成することが挙げられる。また、マスクは、例えば、成膜温度より高い融点を有する金属板を加工し、すくい面または逃げ面を覆うことができるものが挙げられる。また、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層の被覆形成前に逃げ面またはすくい面のいずれか一方に表面処理を行うことでも工具面に応じた配向性を有する（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を形成することができる。
そして、工具基体表面に、例えば、以下に述べる反応ガス組成を周期的に変化させる化学蒸着法によって、工具面に応じた前記結晶配向性を有する（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を成膜することができる。
用いる化学蒸着反応装置へは、ＮＨ３とＨ２からなるガス群Ａと、ＡｌＣｌ３、ＴｉＣｌ４、Ｎ２、Ｈ２からなるガス群Ｂがおのおの別々のガス供給管から反応装置内へ供給され、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、（イ）ガス群Ａ、（ロ）ガス群Ａとガス群Ｂの混合ガス、（ハ）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、（イ）ガス群Ａを主とする混合ガス、（ロ）ガス群Ａとガス群Ｂの混合ガス、（ハ）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実現する事が可能である。
工具基体表面に、｛００１｝面配向性を形成する場合、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％、Ｈ２：６５〜７５％、ガス群ＢとしてＡｌＣｌ３：０．６〜０．９％、ＴｉＣｌ４：０．２〜０．３％、Ｎ２：０．０〜１２．０％、Ｃ２Ｈ４：０．０〜０．５％、Ｈ２：残、反応雰囲気圧力：４．５〜５．０ｋＰａ、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、ガス群Ａの供給とガス群Ｂの供給の位相差０．１０〜０．２０秒として、所定時間、熱ＣＶＤ法を行うことにより、所定の目標層厚の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を成膜することができる。また、｛１１１｝面配向性を形成する場合、ガス群ＡとしてＮＨ３：１．５〜２．０％、Ｎ２：０〜５％、Ｈ２：５５〜６０％、ガス群ＢとしてＡｌＣｌ３：０．６〜０．９％、ＴｉＣｌ４：０．２〜０．３％、Ａｌ（ＣＨ３）３：０〜０．５％、Ｎ２：０．０〜１２．０％、Ｈ２：残、反応雰囲気圧力：４．５〜５．０ｋＰａ、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、所定の目標層厚の（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を成膜する。
用いる化学蒸着反応装置へは、ＮＨ３とＨ２からなるガス群Ａと、ＡｌＣｌ３、ＴｉＣｌ４、Ｎ２、Ｈ２からなるガス群Ｂがおのおの別々のガス供給管から反応装置内へ供給され、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、（イ）ガス群Ａ、（ロ）ガス群Ａとガス群Ｂの混合ガス、（ハ）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、（イ）ガス群Ａを主とする混合ガス、（ロ）ガス群Ａとガス群Ｂの混合ガス、（ハ）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実現する事が可能である。
工具基体表面に、｛００１｝面配向性を形成する場合、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％、Ｈ２：６５〜７５％、ガス群ＢとしてＡｌＣｌ３：０．６〜０．９％、ＴｉＣｌ４：０．２〜０．３％、Ｎ２：０．０〜１２．０％、Ｃ２Ｈ４：０．０〜０．５％、Ｈ２：残、反応雰囲気圧力：４．５〜５．０ｋＰａ、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、ガス群Ａの供給とガス群Ｂの供給の位相差０．１０〜０．２０秒として、所定時間、熱ＣＶＤ法を行うことにより、所定の目標層厚の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を成膜することができる。また、｛１１１｝面配向性を形成する場合、ガス群ＡとしてＮＨ３：１．５〜２．０％、Ｎ２：０〜５％、Ｈ２：５５〜６０％、ガス群ＢとしてＡｌＣｌ３：０．６〜０．９％、ＴｉＣｌ４：０．２〜０．３％、Ａｌ（ＣＨ３）３：０〜０．５％、Ｎ２：０．０〜１２．０％、Ｈ２：残、反応雰囲気圧力：４．５〜５．０ｋＰａ、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、所定の目標層厚の（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を成膜する。
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、硬質被覆層が形成されている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、
（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複合窒化物または複合炭窒化物の相を少なくとも含み、
（ｃ）前記ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層は、
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は、それぞれ、０．６０≦Ｘａｖｇ≦０．９５、０≦Ｙａｖｇ≦０．００５（但し、Ｘａｖｇ、Ｙａｖｇはいずれも原子比）を満足し、
（ｄ）前記ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層について、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、工具基体表面の法線方向に対する前記結晶粒の結晶面である｛００１｝面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうち、法線方向に対して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して各区分内に存在する度数を集計し傾斜角度数分布を求めたとき、
逃げ面におけるＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層は、０〜１０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０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、前記傾斜角度数分布における度数全体の４０％以上の割合を占め、
すくい面におけるＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層は、０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、前記傾斜角度数分布における度数全体の３０％未満の割合を占め、
（ｅ）工具基体表面の法線方向に対する前記結晶粒の結晶面である｛１１１｝面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうち、法線方向に対して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して各区分内に存在する度数を集計し傾斜角度数分布を求めたとき、
逃げ面におけるＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層は、前記０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、前記傾斜角度数分布における度数全体の３０％未満の割合を占め、
すくい面におけるＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層は、前記０〜１０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０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、前記傾斜角度数分布における度数全体の４０％以上の割合を占めることを特徴とする表面被覆切削工具。
（２） 前記ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層について、該層の縦断面方向から観察した場合に、複合窒化物または複合炭窒化物層内のＮａＣｌ型の面心立方構造を有する個々の結晶粒の粒界部に、六方晶構造を有する微粒結晶粒が存在し、該六方晶構造を有する微粒結晶粒の存在する面積割合が５面積％以下であり、該微粒結晶粒の平均粒径Ｒが０．０１〜０．３μｍ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層以上のＴｉ化合物層からなり、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有する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。」
に特徴を有するものである。
「（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、硬質被覆層が形成されている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、
（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複合窒化物または複合炭窒化物の相を少なくとも含み、
（ｃ）前記ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層は、
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は、それぞれ、０．６０≦Ｘａｖｇ≦０．９５、０≦Ｙａｖｇ≦０．００５（但し、Ｘａｖｇ、Ｙａｖｇはいずれも原子比）を満足し、
（ｄ）前記ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層について、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、工具基体表面の法線方向に対する前記結晶粒の結晶面である｛００１｝面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうち、法線方向に対して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して各区分内に存在する度数を集計し傾斜角度数分布を求めたとき、
逃げ面におけるＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層は、０〜１０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０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、前記傾斜角度数分布における度数全体の４０％以上の割合を占め、
すくい面におけるＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層は、０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、前記傾斜角度数分布における度数全体の３０％未満の割合を占め、
（ｅ）工具基体表面の法線方向に対する前記結晶粒の結晶面である｛１１１｝面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうち、法線方向に対して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して各区分内に存在する度数を集計し傾斜角度数分布を求めたとき、
逃げ面におけるＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層は、前記０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、前記傾斜角度数分布における度数全体の３０％未満の割合を占め、
すくい面におけるＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層は、前記０〜１０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０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、前記傾斜角度数分布における度数全体の４０％以上の割合を占めることを特徴とする表面被覆切削工具。
（２） 前記ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層について、該層の縦断面方向から観察した場合に、複合窒化物または複合炭窒化物層内のＮａＣｌ型の面心立方構造を有する個々の結晶粒の粒界部に、六方晶構造を有する微粒結晶粒が存在し、該六方晶構造を有する微粒結晶粒の存在する面積割合が５面積％以下であり、該微粒結晶粒の平均粒径Ｒが０．０１〜０．３μｍ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層以上のＴｉ化合物層からなり、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有する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。」
に特徴を有するものである。
本発明について、以下に詳細に説明する。
硬質被覆層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層の平均層厚：
図１に、本発明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（（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層）の断面模式図を示す。
本発明の硬質被覆層は、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）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。
図１に、本発明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（（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層）の断面模式図を示す。
本発明の硬質被覆層は、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）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。
硬質被覆層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層の組成：
本発明の硬質被覆層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層は、硬質被覆層が所定の硬さと所定の靭性を備えるという観点から、以下の組成を有するように制御する。
即ち、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）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とする。
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耐酸化性に劣るため、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、硬さに劣る六方晶の析出量が増大し硬さが低下するため、立方晶構造の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を維持できなくなるばかりか、耐摩耗性が低下する。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、Ｃ成分の平均含有割合Ｙａｖｇは、０≦Ｙａｖｇ≦０．００５の範囲の微量であるとき、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）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（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）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の範囲を外れると、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）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の平均含有割合Ｙａｖｇは、０≦Ｙａｖｇ≦０．００５と定めた。
本発明の硬質被覆層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層は、硬質被覆層が所定の硬さと所定の靭性を備えるという観点から、以下の組成を有するように制御する。
即ち、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）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とする。
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耐酸化性に劣るため、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、硬さに劣る六方晶の析出量が増大し硬さが低下するため、立方晶構造の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を維持できなくなるばかりか、耐摩耗性が低下する。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、Ｃ成分の平均含有割合Ｙａｖｇは、０≦Ｙａｖｇ≦０．００５の範囲の微量であるとき、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）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（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）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の範囲を外れると、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）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の平均含有割合Ｙａｖｇは、０≦Ｙａｖｇ≦０．００５と定めた。
図２に、本発明被覆工具の逃げ面、すくい面の概略説明図を示す。
本発明では、以下に述べるように、逃げ面の硬質被覆層と、切刃部およびすくい面の硬質被覆層は、それぞれ異なった結晶配向性を有するが、本発明でいう逃げ面とは、図２に示すように、切削時に切りくずを生成し、仕上げ面との接触を避けるための面であり、また、すくい面とは、切削時に生成した切りくずが擦過する面である。
本発明では、以下に述べるように、逃げ面の硬質被覆層と、切刃部およびすくい面の硬質被覆層は、それぞれ異なった結晶配向性を有するが、本発明でいう逃げ面とは、図２に示すように、切削時に切りくずを生成し、仕上げ面との接触を避けるための面であり、また、すくい面とは、切削時に生成した切りくずが擦過する面である。
立方晶構造を有する（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層の個々の結晶粒の結晶面である｛００１｝面の傾斜角度数分布：
本発明の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）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、その縦断面方向から解析した場合、工具基体表面の法線（断面研磨面における工具基体表面と垂直な方向）に対する前記結晶粒の結晶面である｛００１｝面の法線がなす傾斜角を測定し、その傾斜角のうち、法線方向に対して０〜４５度の範囲内にある傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分して各区分内に存在する度数を集計し、傾斜角度数分布を求めたとき、逃げ面について得られた傾斜角度数分布と、すくい面について得られた傾斜角度数分布は、それぞれ異なるものとなる。
図３（ａ）に、本発明被覆工具の逃げ面について測定した傾斜角度数分布の一例を、また、図３（ｂ）に、本発明被覆工具のすくい面について測定した傾斜角度数分布の一例を示す。
即ち、図３（ａ）からも分かるように、逃げ面における傾斜角度数分布は、０〜１０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、０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布における度数全体の４０％以上の割合となる。
これに対して、すくい面における傾斜角度数分布は、０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布における度数全体の３０％未満の割合となる（図３（ｂ）参照）。
つまり、本発明の被覆工具は、逃げ面において｛００１｝配向性を相対的に高くし、傾斜角度数分布において０〜１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在し、かつ、０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計を、傾斜角度数分布における度数全体の４０％以上としていることによって、切削加工時における逃げ面のこすれ摩耗に対する耐性が向上するため、耐逃げ面摩耗性にすぐれた被覆工具が得られる。なお、｛００１｝の傾斜角度数分布において、０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が傾斜角度数分布における度数全体の４０％未満となった場合には、耐摩耗性向上効果が低減するので、本発明では、０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計は、傾斜角度数分布における度数全体の４０％以上とした。また、すくい面において傾斜角度数分布における度数全体の割合が３０％以上となると｛１１１｝面の傾斜角度数分布における０〜１０°の割合が低下し、靱性が損なわれることによって耐剥離性が低下するため、３０％未満とした。
本発明の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）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、その縦断面方向から解析した場合、工具基体表面の法線（断面研磨面における工具基体表面と垂直な方向）に対する前記結晶粒の結晶面である｛００１｝面の法線がなす傾斜角を測定し、その傾斜角のうち、法線方向に対して０〜４５度の範囲内にある傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分して各区分内に存在する度数を集計し、傾斜角度数分布を求めたとき、逃げ面について得られた傾斜角度数分布と、すくい面について得られた傾斜角度数分布は、それぞれ異なるものとなる。
図３（ａ）に、本発明被覆工具の逃げ面について測定した傾斜角度数分布の一例を、また、図３（ｂ）に、本発明被覆工具のすくい面について測定した傾斜角度数分布の一例を示す。
即ち、図３（ａ）からも分かるように、逃げ面における傾斜角度数分布は、０〜１０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、０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布における度数全体の４０％以上の割合となる。
これに対して、すくい面における傾斜角度数分布は、０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布における度数全体の３０％未満の割合となる（図３（ｂ）参照）。
つまり、本発明の被覆工具は、逃げ面において｛００１｝配向性を相対的に高くし、傾斜角度数分布において０〜１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在し、かつ、０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計を、傾斜角度数分布における度数全体の４０％以上としていることによって、切削加工時における逃げ面のこすれ摩耗に対する耐性が向上するため、耐逃げ面摩耗性にすぐれた被覆工具が得られる。なお、｛００１｝の傾斜角度数分布において、０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が傾斜角度数分布における度数全体の４０％未満となった場合には、耐摩耗性向上効果が低減するので、本発明では、０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計は、傾斜角度数分布における度数全体の４０％以上とした。また、すくい面において傾斜角度数分布における度数全体の割合が３０％以上となると｛１１１｝面の傾斜角度数分布における０〜１０°の割合が低下し、靱性が損なわれることによって耐剥離性が低下するため、３０％未満とした。
立方晶構造を有する（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層の個々の結晶粒の結晶面である｛１１１｝面の傾斜角度数分布：
本発明の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）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、その縦断面方向から解析した場合、工具基体表面の法線（断面研磨面における工具基体表面と垂直な方向）に対する前記結晶粒の結晶面である｛１１１｝面の法線がなす傾斜角を測定し、その傾斜角のうち、法線方向に対して０〜４５度の範囲内にある傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分して各区分内に存在する度数を集計し、傾斜角度数分布を求めたとき、前記｛００１｝についての傾斜角度数分布と同様に、逃げ面について得られた傾斜角度数分布と、すくい面について得られた傾斜角度数分布は、それぞれ異なるものとなる。
図４（ａ）に、本発明被覆工具の逃げ面について測定した傾斜角度数分布の一例を、また、図４（ｂ）に、本発明被覆工具のすくい面について測定した傾斜角度数分布の一例を示す。
即ち、図４（ａ）からも分かるように、逃げ面における傾斜角度数分布は、０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布における度数全体の３０％未満の割合となる（図４（ａ）参照）。
一方、すくい面における傾斜角度数分布は、図４（ｂ）からも分かるように、０〜１０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、０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布における度数全体の４０％以上の割合となる。
つまり、本発明の被覆工具は、すくい面において｛１１１｝配向性を相対的に高くしている（傾斜角度数分布における度数全体の４０％以上）ため、工具基体との密着強度、靭性にもすぐれ、さらに、切削加工時に発生する高熱による化学的反応によってもたらされる拡散摩耗に強いため、耐欠損性および耐すくい面摩耗性が向上する。なお、｛１１１｝の傾斜角度数分布において、０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が度数全体の４０％未満となった場合には、靱性向上効果、耐摩耗性向上効果が低減するので、本発明では、０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計は、傾斜角度数分布における度数全体の４０％以上とした。また、逃げ面において傾斜角度数分布における度数全体の割合が３０％以上となると｛００１｝面の傾斜角度数分布における０〜１０°の割合が低下し、硬さが損なわれることによって耐摩耗性が低下するため、３０％未満とした。
本発明の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）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、その縦断面方向から解析した場合、工具基体表面の法線（断面研磨面における工具基体表面と垂直な方向）に対する前記結晶粒の結晶面である｛１１１｝面の法線がなす傾斜角を測定し、その傾斜角のうち、法線方向に対して０〜４５度の範囲内にある傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分して各区分内に存在する度数を集計し、傾斜角度数分布を求めたとき、前記｛００１｝についての傾斜角度数分布と同様に、逃げ面について得られた傾斜角度数分布と、すくい面について得られた傾斜角度数分布は、それぞれ異なるものとなる。
図４（ａ）に、本発明被覆工具の逃げ面について測定した傾斜角度数分布の一例を、また、図４（ｂ）に、本発明被覆工具のすくい面について測定した傾斜角度数分布の一例を示す。
即ち、図４（ａ）からも分かるように、逃げ面における傾斜角度数分布は、０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布における度数全体の３０％未満の割合となる（図４（ａ）参照）。
一方、すくい面における傾斜角度数分布は、図４（ｂ）からも分かるように、０〜１０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、０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布における度数全体の４０％以上の割合となる。
つまり、本発明の被覆工具は、すくい面において｛１１１｝配向性を相対的に高くしている（傾斜角度数分布における度数全体の４０％以上）ため、工具基体との密着強度、靭性にもすぐれ、さらに、切削加工時に発生する高熱による化学的反応によってもたらされる拡散摩耗に強いため、耐欠損性および耐すくい面摩耗性が向上する。なお、｛１１１｝の傾斜角度数分布において、０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が度数全体の４０％未満となった場合には、靱性向上効果、耐摩耗性向上効果が低減するので、本発明では、０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計は、傾斜角度数分布における度数全体の４０％以上とした。また、逃げ面において傾斜角度数分布における度数全体の割合が３０％以上となると｛００１｝面の傾斜角度数分布における０〜１０°の割合が低下し、硬さが損なわれることによって耐摩耗性が低下するため、３０％未満とした。
本発明では、逃げ面とすくい面に、それぞれ異なった方向に優先的な結晶方位を有する（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）結晶粒を成長させることによって、耐チッピング性ばかりでなく、すぐれた耐摩耗性を有する硬質被覆層を形成することができる。
（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層内の立方晶構造の結晶粒の粒界に存在する六方晶構造の微粒結晶粒：
本発明の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層では、立方晶構造の結晶粒の粒界中に六方晶構造の微粒結晶粒を含有することが許容されるが、立方晶粒界に靱性に優れた微粒六方晶が存在することで粒界すべりが抑制され、靱性が向上する。ただし、六方晶構造の微粒結晶粒の面積割合が５面積％を超えると相対的に硬さが低下し好ましくなく、また、六方晶構造の微粒結晶粒の平均粒径Ｒが０．０１μｍ未満であると靱性向上の効果が見られず、０．３μｍを超えると、硬さが低下し、耐摩耗性が損なわれるため、平均粒径Ｒは０．０１〜０．３μｍとすることが好ましい。
なお、本発明でいう粒界中に存在する六方晶構造の微粒結晶粒は、透過型電子顕微鏡を用いて電子線回折図形を解析することにより同定することができ、また、六方晶構造の微粒結晶粒の平均粒子径は、粒界を含んだ１μｍ×１μｍの測定範囲内に存在する粒子について、該結晶粒の外接円を作成し、その外接円の直径を結晶粒の粒径とし、それらの平均値を算出することによって求めることができる。
本発明の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層では、立方晶構造の結晶粒の粒界中に六方晶構造の微粒結晶粒を含有することが許容されるが、立方晶粒界に靱性に優れた微粒六方晶が存在することで粒界すべりが抑制され、靱性が向上する。ただし、六方晶構造の微粒結晶粒の面積割合が５面積％を超えると相対的に硬さが低下し好ましくなく、また、六方晶構造の微粒結晶粒の平均粒径Ｒが０．０１μｍ未満であると靱性向上の効果が見られず、０．３μｍを超えると、硬さが低下し、耐摩耗性が損なわれるため、平均粒径Ｒは０．０１〜０．３μｍとすることが好ましい。
なお、本発明でいう粒界中に存在する六方晶構造の微粒結晶粒は、透過型電子顕微鏡を用いて電子線回折図形を解析することにより同定することができ、また、六方晶構造の微粒結晶粒の平均粒子径は、粒界を含んだ１μｍ×１μｍの測定範囲内に存在する粒子について、該結晶粒の外接円を作成し、その外接円の直径を結晶粒の粒径とし、それらの平均値を算出することによって求めることができる。
下部層および上部層：
本発明の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）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層以上のＴｉ化合物層からなり、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有する下部層を設けた場合、および/または、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を設けた場合には、これらの層が奏する効果と相俟って、一層すぐれた特性が発揮される。ただし、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層以上のＴｉ化合物層からなる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。
本発明の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）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層以上のＴｉ化合物層からなり、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有する下部層を設けた場合、および/または、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を設けた場合には、これらの層が奏する効果と相俟って、一層すぐれた特性が発揮される。ただし、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層以上のＴｉ化合物層からなる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、硬質被覆層が形成されている表面被覆切削工具において、硬質被覆層が立方晶構造の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を少なくとも含み、該層の結晶粒について、｛００１｝面の法線および｛１１１｝面の法線の、工具基体表面の法線に対する傾斜角度数分布を測定したとき、逃げ面は｛００１｝面配向性が相対的に高いことから耐逃げ面摩耗性にすぐれた、一方、すくい面は｛１１１｝面配向性が相対的に高いことから工具基体との密着強度、靭性、耐すくい面摩耗性にすぐれるため、切れ刃に断続的・衝撃的負荷が作用する合金鋼、鋳鉄等の高速断続切削加工に供した場合でも、硬質被覆層がすぐれた耐欠損性を示すとともに、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。
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、実施例としては、ＷＣ基超硬合金あるいはＴｉＣＮ基サーメットを工具基体とする被覆工具について述べるが、工具基体として立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体を用いた場合も同様である。
なお、実施例としては、ＷＣ基超硬合金あるいはＴｉＣＮ基サーメットを工具基体とする被覆工具について述べるが、工具基体として立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体を用いた場合も同様である。
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、本発明工具５〜１２については、表３に示される形成条件で、表６に示される下部層を逃げ面とすくい面の双方に形成した後に、工具基体Ａ〜Ｄのすくい面に成膜されないようマスク処理を施し、化学蒸着装置を用い、表４に示される形成条件Ａ〜Ｈ、すなわち、ＮＨ３とＨ２からなるガス群Ａと、ＴｉＣｌ４、ＡｌＣｌ３、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％、Ｈ２：６５〜７５％、ガス群ＢとしてＡｌＣｌ３：０．６〜０．９％、ＴｉＣｌ４：０．２〜０．３％、Ｎ２：０．０〜１２．０％、Ｃ２Ｈ４：０．０〜０．５％、Ｈ２：残、反応雰囲気圧力：４．５〜５．０ｋＰａ、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、ガス群Ａの供給とガス群Ｂの供給の位相差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（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を逃げ面に成膜した。なお、すくい面を覆うことができるように加工したＳＵＳ３１６Ｌ製の部品を用いてマスクを行った。
ついで、逃げ面に所定の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を形成した工具基体を、一旦化学蒸着装置から取り出した後に、すくい面のマスクを除去し、一方、逃げ面に成膜されないようマスク処理を施し、化学蒸着装置を用い、表４に示される形成条件Ａ〜Ｈ、すなわち、ＮＨ３とＨ２からなるガス群Ａと、ＴｉＣｌ４、ＡｌＣｌ３、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ＮＨ３：１．０〜１．５％、Ｎ２：０〜５％、Ｈ２：５５〜６０％、ガス群ＢとしてＡｌＣｌ３：０．６〜０．９％、ＴｉＣｌ４：０．２〜０．３％、Ｃ２Ｈ４：０〜０．５％、Ｎ２：０．０〜１２．０％、Ｈ２：残、反応雰囲気圧力：４．５〜５．０ｋＰａ、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（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層をすくい面に成膜することにより本発明被覆工具１〜１２を製造した。逃げ面についても、すくい面と同様に、逃げ面を覆うことができるように加工したＳＵＳ３１６Ｌ製の部品を用いてマスクを行った。
なお、本発明被覆工具９〜１２については、上記成膜後に逃げ面のマスクを取り除き、表３に示される形成条件で、逃げ面とすくい面の双方に表６に示される上部層を形成した。
なお、本発明被覆工具９〜１２については、上記成膜後に逃げ面のマスクを取り除き、表３に示される形成条件で、逃げ面とすくい面の双方に表６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の表面に逃げ面とすくい面が同じ条件で成膜されるように、表５に示される比較成膜工程の条件で、表８に示される目標層厚（μｍ）で本発明被覆工具１〜１２と同様に、少なくとも（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を含む硬質被覆層を蒸着形成し比較被覆工具１〜１２を製造した。この時には、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）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１〜１２を製造した。 また、本発明被覆工具５〜１２と同様に、比較被覆工具５〜１２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、上部層を形成した。
本発明被覆工具１〜１２、比較被覆工具１〜１２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６〜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、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層の平均Ａｌ含有割合Ｘａｖｇについては、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ，Ｅｌｅｃｔｒｏｎ−Ｐｒｏｂｅ−Ｍｉｃｒｏ−Ａｎａｌｙｓｅｒ）を用い、逃げ面およびすくい面の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Ａｌ含有割合Ｘａｖｇを求めた。平均Ｃ含有割合Ｙａｖｇ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の逃げ面およびすくい面の表面側から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。
その結果を、表７および表８に示す。
また、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層の平均Ａｌ含有割合Ｘａｖｇについては、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ，Ｅｌｅｃｔｒｏｎ−Ｐｒｏｂｅ−Ｍｉｃｒｏ−Ａｎａｌｙｓｅｒ）を用い、逃げ面およびすくい面の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Ａｌ含有割合Ｘａｖｇを求めた。平均Ｃ含有割合Ｙａｖｇ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の逃げ面およびすくい面の表面側から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。
その結果を、表７および表８に示す。
また、硬質被覆層の傾斜角度数分布については、立方晶構造の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる硬質被覆層の工具基体表面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、工具基体表面と水平方向に長さ１００μｍ、工具基体表面と垂直な方向の断面に沿って膜厚以下の距離の測定範囲内の該硬質被覆層について０．０１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、基体表面の法線（断面研磨面における基体表面と垂直な方向）に対して、逃げ面の前記結晶粒の結晶面である｛００１｝面の法線がなす傾斜角を測定し、さらに、すくい面の前記結晶粒の結晶面である｛００１｝面の法線がなす傾斜角を測定し、これら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、０〜１０度の範囲内に存在する度数のピークの存在を確認し、かつ０〜１０度の範囲内に存在する度数の割合を求めた。
その結果を、表７および表８に示す。
なお、本発明被覆工具の工具基体表面の法線に対する各結晶粒の｛００１｝面の法線がなす傾斜角度数分布の一例を図３（ａ）、（ｂ）に示すが、（ａ）は逃げ面について測定したグラフ、（ｂ）は、すくい面について測定したグラフである。
その結果を、表７および表８に示す。
なお、本発明被覆工具の工具基体表面の法線に対する各結晶粒の｛００１｝面の法線がなす傾斜角度数分布の一例を図３（ａ）、（ｂ）に示すが、（ａ）は逃げ面について測定したグラフ、（ｂ）は、すくい面について測定したグラフである。
また、上記と同様にして、基体表面の法線（断面研磨面における基体表面と垂直な方向）に対して、逃げ面の前記結晶粒の結晶面である｛１１１｝面の法線がなす傾斜角を測定し、さらに、すくい面の前記結晶粒の結晶面である｛１１１｝面の法線がなす傾斜角を測定し、これら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、０〜１０度の範囲内に存在する度数のピークの存在を確認し、かつ０〜１０度の範囲内に存在する度数の割合を求めた。
その結果を、同じく、表７および表８に示す。
なお、本発明被覆工具の工具基体表面の法線に対する各結晶粒の｛１１１｝面の法線がなす傾斜角度数分布の一例を図４（ａ）、（ｂ）に示すが、（ａ）は逃げ面について測定したグラフ、（ｂ）は、すくい面について測定したグラフである。
また、比較被覆工具の工具基体表面の法線に対する各結晶粒の｛１１１｝面の法線がなす傾斜角度数分布の一例を図５（ａ）、（ｂ）に示すが、（ａ）は逃げ面について測定したグラフ、（ｂ）は、すくい面について測定したグラフである。
その結果を、同じく、表７および表８に示す。
なお、本発明被覆工具の工具基体表面の法線に対する各結晶粒の｛１１１｝面の法線がなす傾斜角度数分布の一例を図４（ａ）、（ｂ）に示すが、（ａ）は逃げ面について測定したグラフ、（ｂ）は、すくい面について測定したグラフである。
また、比較被覆工具の工具基体表面の法線に対する各結晶粒の｛１１１｝面の法線がなす傾斜角度数分布の一例を図５（ａ）、（ｂ）に示すが、（ａ）は逃げ面について測定したグラフ、（ｂ）は、すくい面について測定したグラフである。
前記本発明被覆工具１〜１２、比較被覆工具１〜１２の硬質被覆層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層の逃げ面およびすくい面について、透過型電子顕微鏡を用いて加速電圧２００ｋＶの条件にて１μｍ×１μｍの領域で電子線回折図形を解析することにより、六方晶と立方晶を同定し、その解析結果より六方晶面積割合を算出した。また、六方晶構造の微粒結晶粒の平均粒子径は、粒界を含んだ１μｍ×１μｍの測定範囲内に存在する各々の六方晶の粒子について外接円を作成し、その外接円の直径を該六方晶結晶粒の粒径とし、それらの値から算出した平均値を平均粒径Ｒとした。
表７および表８に、その結果を示す。
表７および表８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１〜１２、比較被覆工具１〜１２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。
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： ９９４ ｍｉｎ−１、
切削速度： ３９０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： １．２ ｍｍ、
一刃送り量： ０．１２ ｍｍ／刃、
切削時間： ８分、
（通常の切削速度は、２２０ｍ／ｍｉｎ）、
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： ９９４ ｍｉｎ−１、
切削速度： ３９０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： １．２ ｍｍ、
一刃送り量： ０．１２ ｍｍ／刃、
切削時間： ８分、
（通常の切削速度は、２２０ｍ／ｍｉｎ）、
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δを形成した。
つぎに、本発明工具１６〜２０、２２〜２４については、表３に示される形成条件で、表１２に示される下部層を逃げ面とすくい面の双方に形成した後に、実施例１と同様に、工具基体α〜δのすくい面に成膜されないようマスク処理を施し、化学蒸着装置を用い、表４に示される形成条件Ａ〜Ｈ、すなわち、ＮＨ３とＨ２からなるガス群Ａと、ＴｉＣｌ４、ＡｌＣｌ３、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％、Ｈ２：６５〜７５％、ガス群ＢとしてＡｌＣｌ３：０．６〜０．９％、ＴｉＣｌ４：０．２〜０．３％、Ｎ２：０．０〜１２．０％、Ｃ２Ｈ４：０．０〜０．５％、Ｈ２：残、反応雰囲気圧力：４．５〜５．０ｋＰａ、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、ガス群Ａの供給とガス群Ｂの供給の位相差０．１０〜０．２０秒として、所定時間、熱ＣＶＤ法を行い、表１３に示される（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を逃げ面に成膜した。
さらに、逃げ面に所定の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を形成した後、実施例１と同様に、一旦化学蒸着装置から取り出し、すくい面のマスクを除去し、逃げ面に成膜されないようマスク処理を施し、化学蒸着装置を用い、表４に示される形成条件Ａ〜Ｈ、すなわち、ＮＨ３とＨ２からなるガス群Ａと、ＴｉＣｌ４、ＡｌＣｌ３、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ＮＨ３：１．０〜１．５％、Ｎ２：０〜５％、Ｈ２：５５〜６０％、ガス群ＢとしてＡｌＣｌ３：０．６〜０．９％、ＴｉＣｌ４：０．２〜０．３％、Ｃ２Ｈ４：０〜０．５％、Ｎ２：０．０〜１２．０％、Ｈ２：残、反応雰囲気圧力：４．５〜５．０ｋＰａ、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１３に示される（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層をすくい面に成膜することにより本発明被覆工具１３〜２４を製造した。
なお、本発明被覆工具１６、１９〜２４については、上記成膜後に逃げ面のマスクを取り除き、表３に示される形成条件で、逃げ面とすくい面の双方に表１２に示される上部層を形成した。
なお、本発明被覆工具１６、１９〜２４については、上記成膜後に逃げ面のマスクを取り除き、表３に示される形成条件で、逃げ面とすくい面の双方に表１２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α〜γおよび工具基体δの表面に、逃げ面とすくい面が同じ条件で成膜されるように、通常の化学蒸着装置を用い、表５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１３〜２４を製造した。 また、本発明被覆工具１６〜２４と同様に、比較被覆工具１６〜２４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、上部層を形成した。
また、本発明被覆工具１３〜２４、比較被覆工具１３〜２４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１２〜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、前記本発明被覆工具１３〜２４、比較被覆工具１３〜２４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、逃げ面およびすくい面の平均Ａｌ含有割合Ｘａｖｇ、平均Ｃ含有割合Ｙａｖｇを測定した。
さらに、実施例1と同様にして、基体表面の法線に対して、逃げ面の結晶粒の結晶面である｛００１｝面の法線がなす傾斜角を測定し、さらに、すくい面の前記結晶粒の結晶面である｛００１｝面の法線がなす傾斜角を測定し、０〜１０度の範囲内に存在する度数のピークの存在を確認するとともに、０〜１０度の範囲内に存在する度数の割合を求めた。
同様に、基体表面の法線に対して、逃げ面の結晶粒の結晶面である｛１１１｝面の法線がなす傾斜角を測定し、さらに、すくい面の前記結晶粒の結晶面である｛１１１｝面の法線がなす傾斜角を測定し、０〜１０度の範囲内に存在する度数のピークの存在を確認するとともに、０〜１０度の範囲内に存在する度数の割合を求めた。
その結果を、表１３および表１４に示す。
また、前記本発明被覆工具１３〜２４、比較被覆工具１３〜２４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、逃げ面およびすくい面の平均Ａｌ含有割合Ｘａｖｇ、平均Ｃ含有割合Ｙａｖｇを測定した。
さらに、実施例1と同様にして、基体表面の法線に対して、逃げ面の結晶粒の結晶面である｛００１｝面の法線がなす傾斜角を測定し、さらに、すくい面の前記結晶粒の結晶面である｛００１｝面の法線がなす傾斜角を測定し、０〜１０度の範囲内に存在する度数のピークの存在を確認するとともに、０〜１０度の範囲内に存在する度数の割合を求めた。
同様に、基体表面の法線に対して、逃げ面の結晶粒の結晶面である｛１１１｝面の法線がなす傾斜角を測定し、さらに、すくい面の前記結晶粒の結晶面である｛１１１｝面の法線がなす傾斜角を測定し、０〜１０度の範囲内に存在する度数のピークの存在を確認するとともに、０〜１０度の範囲内に存在する度数の割合を求めた。
その結果を、表１３および表１４に示す。
また、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層について、電子線後方散乱回折装置を用いて縦断面方向から解析し、粒界部に存在する微粒結晶粒の結晶構造、平均粒径Ｒおよび面積割合を測定した。
これらの結果を、表１３および表１４に示す。
これらの結果を、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１３〜２４、比較被覆工具１３〜２４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・Ｓ４５Ｃ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：０．２５ 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：３２５ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．５ ｍｍ、
送り：０．３ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５ 分、
（通常の切削速度は、１８０ｍ／ｍｉｎ）、
表１５に、前記切削試験の結果を示す。
切削条件１：
被削材：ＪＩＳ・Ｓ４５Ｃ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：０．２５ 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：３２５ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．５ ｍｍ、
送り：０．３ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５ 分、
（通常の切削速度は、１８０ｍ／ｍｉｎ）、
表１５に、前記切削試験の結果を示す。
表９、表１５に示される結果から、本発明の被覆工具は、立方晶構造の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を少なくとも含む硬質被覆層の結晶粒について、｛００１｝面の法線および｛１１１｝面の法線の、工具基体表面の法線に対する傾斜角度数分布を測定したとき、逃げ面は｛００１｝面配向性が相対的に高く、一方、すくい面は｛１１１｝面配向性が相対的に高いことから工具基体との密着強度、靭性、耐すくい面摩耗性にすぐれるため、切れ刃に断続的・衝撃的負荷が作用する合金鋼、鋳鉄等の高速断続切削加工に供した場合でも、硬質被覆層がすぐれた耐欠損性を示すとともに、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、比較被覆工具では、硬質被覆層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を構成する立方晶結晶粒の逃げ面の結晶配向性、あるいは、すくい面の結晶配向性が、本発明で規定する条件を備えていないため、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、鋳鉄等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 (4)
- 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、硬質被覆層が形成されている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、
（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複合窒化物または複合炭窒化物の相を少なくとも含み、
（ｃ）前記ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層は、
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は、それぞれ、０．６０≦Ｘａｖｇ≦０．９５、０≦Ｙａｖｇ≦０．００５（但し、Ｘａｖｇ、Ｙａｖｇはいずれも原子比）を満足し、
（ｄ）前記ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層について、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、工具基体表面の法線方向に対する前記結晶粒の結晶面である｛００１｝面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうち、法線方向に対して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して各区分内に存在する度数を集計し傾斜角度数分布を求めたとき、
逃げ面におけるＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層は、０〜１０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０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、前記傾斜角度数分布における度数全体の４０％以上の割合を占め、
すくい面におけるＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層は、０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、前記傾斜角度数分布における度数全体の３０％未満の割合を占め、
（ｅ）工具基体表面の法線方向に対する前記結晶粒の結晶面である｛１１１｝面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうち、法線方向に対して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して各区分内に存在する度数を集計し傾斜角度数分布を求めたとき、
逃げ面におけるＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層は、前記０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、前記傾斜角度数分布における度数全体の３０％未満の割合を占め、
すくい面におけるＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層は、前記０〜１０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０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、前記傾斜角度数分布における度数全体の４０％以上の割合を占めることを特徴とする表面被覆切削工具。 - 前記ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層について、該層の縦断面方向から観察した場合に、複合窒化物または複合炭窒化物層内のＮａＣｌ型の面心立方構造を有する個々の結晶粒の粒界部に、六方晶構造を有する微粒結晶粒が存在し、該六方晶構造を有する微粒結晶粒の存在する面積割合が５面積％以下であり、該微粒結晶粒の平均粒径Ｒが０．０１〜０．３μｍ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。
- 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層以上のＴｉ化合物層からなり、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有する下部層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。
- 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の合計平均層厚で形成されていることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか一項に記載の表面被覆切削工具。
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