JP2018161739A - 硬質被覆層が優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
硬質被覆層が優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】合金鋼等の高速高送り断続切削加工に供した場合、優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の提供【解決手段】工具基体の表面に、（Ｔｉ１−ｘ—ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）（Ｍｅは、Ｚｒ、Ｖ、Ｃｒの少なくとも一つ。０．６０≦ｘ＜０．９５、０．００５≦ｙ≦０．１００、０．６０＜ｘ＋ｙ≦０．９５、０．００００≦ｚ≦０．００５０）を含む硬質皮膜を設けた切削工具であって、ＴｉＡｌＭｅＣＮ相を構成する原子の合量に占めるＣｌの平均含有割合ｓが、０．０００１≦ｓ≦０．００４０であり、ＴｉＡｌＭｅＣＮ層内のＮａＣｌ型構造の結晶粒の面間隔ｄ（１１１）及びｄ（２００）を算出し、Ａ（１１１）＝３１／２ｄ（１１１）、Ａ（２００）＝２ｄ（２００）で定義するＡ（１１１）とＡ（２００）の差の絶対値、ΔＡが、０．００７Å≦ΔＡ≦０．０５０Åである表面被覆切削工具【選択図】なし
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高送り断続切削加工で、硬質被覆層が優れた耐チッピング性、耐摩耗性を備えることにより、長期の使用にわたって優れた切削性能を発揮する表面被覆切削工具（以下、被覆工具ということがある。）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、優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。
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、工具基体表面に、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有し組成式：（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）（ＣＹＮ１−Ｙ）で表される（ただし、原子比で、Ａｌの平均組成Ｘavgは０．６０≦Ｘavg≦０．９５、Ｃの平均組成Ｙavgは、０≦Ｙavg≦０．００５）ＴｉＡｌＣＮ層を少なくとも含む硬質被覆層を形成し、該ＴｉＡｌＣＮ層について、電子線後方散乱回折装置を用いて、工具基体表面の法線方向に対するＴｉＡｌＣＮ結晶粒の｛１１１｝面の法線がなす傾斜角を測定して傾斜角度数分布を求めたとき、０〜１２度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在し、かつ、０〜１２度の範囲内に存在する度数の合計は、前記傾斜角度数分布における度数全体の４５％以上であり、さらに、ＴｉＡｌＣＮ層の層厚方向に垂直な面内で三角形状を有し、該結晶粒の｛１１１｝で表される等価な結晶面で形成されたファセットが、該層厚方向に垂直な面内において全体の３５％以上の面積割合を占める組織を形成することにより、ステンレス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等において硬質被覆層の耐チッピング性を高めた被覆工具が提案されている。
また、特許文献２には、前記特許文献１と同様、ステンレス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等において硬質被覆層の耐チッピング性を高めるため、工具基体の表面に、組成式：（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）（ＣＹＮ１−Ｙ）で表され（ただし、原子比で、Ａｌの平均組成Ｘavgは０．６０≦Ｘavg≦０．９５、Ｃの平均組成Ｙavgは、０≦Ｙavg≦０．００５）、かつ、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有するＴｉＡｌＣＮ層を少なくとも含む硬質被覆層を形成し、該ＴｉＡｌＣＮ層について、電子線後方散乱回折装置を用いて、工具基体表面の法線方向に対するＴｉＡｌＣＮ結晶粒の｛１００｝面の法線がなす傾斜角を測定して傾斜角度数分布を求めたとき、０〜１２度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在し、かつ、０〜１２度の範囲内に存在する度数の合計は、前記傾斜角度数分布における度数全体の４５％以上であり、さらに、ＴｉＡｌＣＮ層の層厚方向に垂直な面内で９０度未満の角度を有さない多角形状のファセットを有し、該ファセットが結晶粒の｛１００｝で表される等価な結晶面のうちの一つに形成され、該ファセットが層厚方向に垂直な面内において全体の５０％以上の面積割合を占める組織を形成した被覆工具が提案されている。
また、前記被覆工具において、ＴｉＡｌＣＮ層についてＸＲＤ解析を行ったとき、立方晶構造に由来するピーク強度Ｉｃ｛２００｝と六方晶構造に由来するピーク強度Ｉｈ｛２００｝との間に、Ｉｃ｛２００｝／Ｉｈ｛２００｝≧３．０の関係が成立する場合には、耐摩耗性向上効果がより高まるとされている。
また、前記被覆工具において、ＴｉＡｌＣＮ層についてＸＲＤ解析を行ったとき、立方晶構造に由来するピーク強度Ｉｃ｛２００｝と六方晶構造に由来するピーク強度Ｉｈ｛２００｝との間に、Ｉｃ｛２００｝／Ｉｈ｛２００｝≧３．０の関係が成立する場合には、耐摩耗性向上効果がより高まるとされている。
また、特許文献３には、工具の耐摩耗性を改善するために、工具基体上にＣＶＤで形成された３〜２５μｍの耐摩耗コーティング層を形成し、該コーティング層は、少なくとも、Ｔｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚで表した場合に、０．７０≦ｘ＜１、０≦ｙ＜０．２５および０．７５≦ｚ＜１．１５を満足する１．５〜１７μｍの層厚を有するＴｉＡｌＣＮ層を備え、該層は、１５０ｎｍ未満のラメラ間隔のラメラ構造を有し、刃先は、同一結晶構造を有し、ＴｉとＡｌが交互に異なった化学量を有するＴｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚが周期的に交互に配置されたＴｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚで構成され、さらに、Ｔｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層は少なくとも９０体積％以上が面心立方構造であり、該層のＴＣ値は、ＴＣ（１１１）＞１．５を満足し、{１１１}面のＸ線回折ピーク強度の半価幅は１度未満である被覆工具が提案されている。
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、長期の使用にわたって優れた耐摩耗性が求められている。
しかし、前記特許文献１〜３で提案されている被覆工具では、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高送り断続切削加工において、耐チッピング、耐摩耗性が未だ十分ではなく、満足できる切削性能を長期の使用にわたり備えるとはいえない。
しかし、前記特許文献１〜３で提案されている被覆工具では、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高送り断続切削加工において、耐チッピング、耐摩耗性が未だ十分ではなく、満足できる切削性能を長期の使用にわたり備えるとはいえない。
そこで、本発明は前記課題を解決し、合金鋼等の高速高送り断続切削等に供した場合であっても、長期の使用にわたって優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、「ＴｉＡｌＣＮ」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工具基体表面に設けた被覆工具の耐チッピング性、耐摩耗性の改善を図るべく、鋭意研究を重ねた結果、次のような知見を得た。
ＴｉＡｌＣＮ層を構成するＴｉＡｌＣＮ結晶粒は、合金鋼等の高速高送り断続切削加工において、高靱性を有するものの、十分な耐チッピング性、耐摩耗性を有するものではなかった。
本発明者らは、ＴｉＡｌＣＮ層を構成するＴｉＡｌＣＮ結晶粒において、結晶粒の各結晶格子における格子歪について鋭意研究したところ、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結晶粒についてＸ線回折を行って、（１１１）面と（２００）面の面間隔を算出し、それぞれをｄ（１１１）およびｄ（２００）とした場合、ｄ（１１１）とｄ（２００）から算出されるそれぞれの格子定数Ａ（１１１）とＡ（２００）の差の値の絶対値ΔＡを０．００７〜０．０５０Åの範囲内とした場合に、当該ＴｉＡｌＣＮ層の耐摩耗性が向上することを既に見出している。
本発明者は、さらに進んで、前記ＴｉＡｌＣＮ層を構成するＴｉＡｌＣＮ結晶粒に元素をさらに添加した場合の耐摩耗性について検討したところ、十分な耐チッピング性と耐摩耗性の両特性を兼ね備えた被覆工具を得るためには、ＴｉＡｌＣＮ結晶粒の結晶粒界の強化、靱性の向上、耐酸化性の向上がさらに必要であることを見出し、元素として所定量のＺｒを添加することにより結晶粒界が強化されること、所定量のＶを添加することにより靱性がより向上すること、所定量のＣｒを添加することにより耐酸化性が向上することを見出した。
また、所定量のＳｉ、Ｂの少なくとも一つをさらに含有させれば、当該ＴｉＡｌＣＮ層の耐摩耗性がより一層向上することを見出した。
したがって、ＭｅをＺｒ、Ｖ、Ｃｒの少なくとも一つを表すものとした場合、所定量Ｍｅを含有した、複合窒化物または複合炭窒化物であるＴｉＡｌＣＮ層、すなわち、ＴｉＡｌＭｅＣＮ層のＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒について測定した前記ΔＡが０．００７〜０．０５０Åであるときに、合金鋼等の高速高送り断続切削加工等において、優れた耐チッピング性と耐摩耗性の両特性を相兼ね備えること、また、Ｓｉ、Ｂの少なくとも一つをさらに添加すれば、より一層のＴｉＡｌＭｅＣＮ層の硬さ、すなわち、耐摩耗性を向上することを知見したのである。
本発明者らは、ＴｉＡｌＣＮ層を構成するＴｉＡｌＣＮ結晶粒において、結晶粒の各結晶格子における格子歪について鋭意研究したところ、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結晶粒についてＸ線回折を行って、（１１１）面と（２００）面の面間隔を算出し、それぞれをｄ（１１１）およびｄ（２００）とした場合、ｄ（１１１）とｄ（２００）から算出されるそれぞれの格子定数Ａ（１１１）とＡ（２００）の差の値の絶対値ΔＡを０．００７〜０．０５０Åの範囲内とした場合に、当該ＴｉＡｌＣＮ層の耐摩耗性が向上することを既に見出している。
本発明者は、さらに進んで、前記ＴｉＡｌＣＮ層を構成するＴｉＡｌＣＮ結晶粒に元素をさらに添加した場合の耐摩耗性について検討したところ、十分な耐チッピング性と耐摩耗性の両特性を兼ね備えた被覆工具を得るためには、ＴｉＡｌＣＮ結晶粒の結晶粒界の強化、靱性の向上、耐酸化性の向上がさらに必要であることを見出し、元素として所定量のＺｒを添加することにより結晶粒界が強化されること、所定量のＶを添加することにより靱性がより向上すること、所定量のＣｒを添加することにより耐酸化性が向上することを見出した。
また、所定量のＳｉ、Ｂの少なくとも一つをさらに含有させれば、当該ＴｉＡｌＣＮ層の耐摩耗性がより一層向上することを見出した。
したがって、ＭｅをＺｒ、Ｖ、Ｃｒの少なくとも一つを表すものとした場合、所定量Ｍｅを含有した、複合窒化物または複合炭窒化物であるＴｉＡｌＣＮ層、すなわち、ＴｉＡｌＭｅＣＮ層のＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒について測定した前記ΔＡが０．００７〜０．０５０Åであるときに、合金鋼等の高速高送り断続切削加工等において、優れた耐チッピング性と耐摩耗性の両特性を相兼ね備えること、また、Ｓｉ、Ｂの少なくとも一つをさらに添加すれば、より一層のＴｉＡｌＭｅＣＮ層の硬さ、すなわち、耐摩耗性を向上することを知見したのである。
本発明は、前記知見に基づいてなされたものであって、
「（１）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、硬質被覆層が設けられ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１．０〜２０．０μｍのＴｉ、ＡｌおよびＭｅ（但し、Ｍｅは、Ｚｒ、Ｖ、Ｃｒの少なくとも一つである）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を、
組成式：（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）
で表した場合、ＡｌのＴｉ、ＡｌおよびＭｅの合量に占める含有割合ｘ、ＭｅのＴｉ、ＡｌおよびＭｅの合量に占める含有割合ｙ、並びに、ＣのＣとＮの合量に占める含有割合ｚ（但し、ｘ、ｙおよびｚはいずれも原子比）は、それぞれ、０．６０≦ｘ＜０．９５、０．００５≦ｙ≦０．１００、０．６０＜ｘ＋ｙ≦０．９５、０．００００≦ｚ≦０．００５０を満足し、
（ｂ）前記複合窒化物または複合炭窒化物を構成する原子の合量に占めるＣｌの平均含有割合ｓ（但し、ｓは原子比）が、０．０００１≦ｓ≦０．００４０を満足し、
（ｃ）前記複合窒化物または複合炭窒化物層について、Ｘ線回折装置を用いて測定した、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結晶粒の（１１１）面および（２００）面のＸ線回折スペクトルから、それぞれの面間隔ｄ（１１１）およびｄ（２００）の値を算出し、算出されたｄ（１１１）およびｄ（２００）の値から、
Ａ（１１１）＝３１／２ｄ（１１１）、
Ａ（２００）＝２ｄ（２００）
で定義されるＡ（１１１）およびＡ（２００）を算出し、Ａ（１１１）とＡ（２００）の差の絶対値ΔＡ＝｜Ａ（１１１）−Ａ（２００）｜を求めた場合、
ΔＡが、０．００７Å〜０．０５０Åを満足することを特徴とする表面被覆切削工具。
（２）前記Ｍｅとして、ＳｉまたはＢの少なくとも一つをさらに含むことを特徴とする（１）に記載の表面被覆切削工具。
（３）前記複合窒化物または複合炭窒化物層は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平均粒子幅Ｗが０．１０〜２．００μｍ、平均アスペクト比Ａが２．０〜１０．０である柱状組織を有す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）前記工具基体と前記Ｔｉ、ＡｌおよびＭｅ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、０．１〜２０．０μｍ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）〜（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１．０〜２５．０μｍの合計平均層厚で存在することを特徴とする（１）〜（４）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。」
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、硬質被覆層が設けられ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１．０〜２０．０μｍのＴｉ、ＡｌおよびＭｅ（但し、Ｍｅは、Ｚｒ、Ｖ、Ｃｒの少なくとも一つである）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を、
組成式：（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）
で表した場合、ＡｌのＴｉ、ＡｌおよびＭｅの合量に占める含有割合ｘ、ＭｅのＴｉ、ＡｌおよびＭｅの合量に占める含有割合ｙ、並びに、ＣのＣとＮの合量に占める含有割合ｚ（但し、ｘ、ｙおよびｚはいずれも原子比）は、それぞれ、０．６０≦ｘ＜０．９５、０．００５≦ｙ≦０．１００、０．６０＜ｘ＋ｙ≦０．９５、０．００００≦ｚ≦０．００５０を満足し、
（ｂ）前記複合窒化物または複合炭窒化物を構成する原子の合量に占めるＣｌの平均含有割合ｓ（但し、ｓは原子比）が、０．０００１≦ｓ≦０．００４０を満足し、
（ｃ）前記複合窒化物または複合炭窒化物層について、Ｘ線回折装置を用いて測定した、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結晶粒の（１１１）面および（２００）面のＸ線回折スペクトルから、それぞれの面間隔ｄ（１１１）およびｄ（２００）の値を算出し、算出されたｄ（１１１）およびｄ（２００）の値から、
Ａ（１１１）＝３１／２ｄ（１１１）、
Ａ（２００）＝２ｄ（２００）
で定義されるＡ（１１１）およびＡ（２００）を算出し、Ａ（１１１）とＡ（２００）の差の絶対値ΔＡ＝｜Ａ（１１１）−Ａ（２００）｜を求めた場合、
ΔＡが、０．００７Å〜０．０５０Åを満足することを特徴とする表面被覆切削工具。
（２）前記Ｍｅとして、ＳｉまたはＢの少なくとも一つをさらに含むことを特徴とする（１）に記載の表面被覆切削工具。
（３）前記複合窒化物または複合炭窒化物層は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平均粒子幅Ｗが０．１０〜２．００μｍ、平均アスペクト比Ａが２．０〜１０．０である柱状組織を有す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）前記工具基体と前記Ｔｉ、ＡｌおよびＭｅ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、０．１〜２０．０μｍ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）〜（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１．０〜２５．０μｍの合計平均層厚で存在することを特徴とする（１）〜（４）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。」
である。
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、硬質被覆層として、平均層厚１．０〜２０．０μｍのＴｉＡｌＭｅＣＮ層を少なくとも含み、該ＴｉＡｌＭｅＣＮ層を、組成式：（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）で表した場合、ＡｌのＴｉ、ＡｌおよびＭｅの合量に占める含有割合ｘ、ＭｅのＴｉ、ＡｌおよびＭｅの合量に占める含有割合ｙ、ＣのＣとＮの合量に占める含有割合ｚ、並びにＣｌの平均含有割合ｓ（但し、ｘ、ｙ、ｚおよびｓはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦ｘ＜０．９５、０．００５≦ｙ≦０．１００、０．６０＜ｘ＋ｙ≦０．９５、０．００００≦ｚ≦０．００５０、０.０００１≦ｓ≦０．００４０を満足し、また、ＴｉＡｌＭｅＣＮ層のＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒についてＸ線回折を行い、（１１１）面および（２００）面の面間隔ｄ（１１１）およびｄ（２００）を算出して、さらに、Ａ（１１１）およびＡ（２００）を算出し、Ａ（１１１）とＡ（２００）の差の絶対値ΔＡを求めたとき、ΔＡが、０．００７Å≦ΔＡ≦０．０５０Åを満足する。
したがって、本発明の表面被覆切削工具は、Ｍｅを含有するＴｉＡｌＭｅＣＮ層が適度の格子歪（０．００７Å≦ΔＡ≦０．０５０Å）を備え、高硬度化が図られるため、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高送り断続切削加工に供した場合、ＴｉＡｌＭｅＣＮ層が優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優れた耐摩耗性を発揮する。
したがって、本発明の表面被覆切削工具は、Ｍｅを含有するＴｉＡｌＭｅＣＮ層が適度の格子歪（０．００７Å≦ΔＡ≦０．０５０Å）を備え、高硬度化が図られるため、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高送り断続切削加工に供した場合、ＴｉＡｌＭｅＣＮ層が優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優れた耐摩耗性を発揮する。
本発明について、以下に詳細に説明する。
ＴｉＡｌＭｅＣＮ層の平均層厚：
本発明の硬質被覆層は、組成式：（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）で表されるＴｉＡｌＭｅＣＮ層を少なくとも含む（但し、ＭｅはＺｒ、Ｖ、Ｃｒの少なくとも一つであり、さらに、Ｓｉ、Ｂの少なくとも1つを加えたものであってもよい）。このＴｉＡｌＭｅＣＮ層は、硬さが高く、優れた耐摩耗性を有するが、特に平均層厚が１．０〜２０．０μｍのとき、その効果が際立って発揮される。これは、平均層厚が１．０μｍ未満では、層厚が薄いため長期の使用にわた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２０．０μｍを超えると、ＴｉＡｌＭｅＣＮ層の結晶粒が粗大化しやすくなり、チッピングを発生しやすくなるという理由による。
したがって、その平均層厚を１．０〜２０．０μｍと定めた。
本発明の硬質被覆層は、組成式：（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）で表されるＴｉＡｌＭｅＣＮ層を少なくとも含む（但し、ＭｅはＺｒ、Ｖ、Ｃｒの少なくとも一つであり、さらに、Ｓｉ、Ｂの少なくとも1つを加えたものであってもよい）。このＴｉＡｌＭｅＣＮ層は、硬さが高く、優れた耐摩耗性を有するが、特に平均層厚が１．０〜２０．０μｍのとき、その効果が際立って発揮される。これは、平均層厚が１．０μｍ未満では、層厚が薄いため長期の使用にわた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２０．０μｍを超えると、ＴｉＡｌＭｅＣＮ層の結晶粒が粗大化しやすくなり、チッピングを発生しやすくなるという理由による。
したがって、その平均層厚を１．０〜２０．０μｍと定めた。
ＴｉＡｌＭｅＣＮ層の平均組成：
本発明におけるＴｉＡｌＭｅＣＮ層は、
ＡｌのＴｉ、ＡｌおよびＭｅの合量に占める含有割合（以下、「Ａｌの平均含有割合」という）ｘ、
ＭｅのＴｉ、ＡｌおよびＭｅの合量に占める含有割合（以下、「Ｍｅの平均含有割合」という）ｙ、
ＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合（以下、「Ｃの平均含有割合」という）ｚが、
それぞれ、０．６０≦ｘ＜０．９５、０．００５≦ｙ≦０．１００、０．６０＜ｘ＋ｙ≦０．９５、０．００００≦ｚ≦０．００５０（但し、ｘ、ｙ、ｚはいずれも原子比）を満足するように定める。
その理由は、Ａｌの平均含有割合ｘが０．６０未満であると、ＴｉＡｌＭｅＣＮ層は硬さに劣るため、合金鋼等の高速高送り断続切削に供した場合には、耐摩耗性が十分でない。
Ｍｅの平均含有割合ｙが０．００５未満であると、Ｍｅ（Ｚｒ、Ｃｒ、Ｖ）の添加効果である耐チッピング性および任意に添加するＳｉまたは／およびＢの添加効果である硬さの向上が十分に発揮されず、また、０．１００を超えるとＭｅの粒界への偏析等が生じ、靱性が低下して耐チッピング性が損なわれる。
さらに、Ａｌの平均含有割合ｘとＭｅの平均含有割合ｙとの和は、０．６０を超えることは明らかであり、さらに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ｘおよびＭｅの平均含有割合ｙは、０．６０≦ｘ＜０．９５、０．００５≦ｙ≦０．１００、０．６０＜ｘ＋ｙ≦０．９５と定めた。
加えて、ＴｉＡｌＭｅＣＮ層に含まれるＣの平均含有割合ｚは、０．００００≦ｚ≦０．００５０の範囲の微量であるとき、ＴｉＡｌＭｅＣＮ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ＴｉＡｌＭｅＣＮ層の耐チッピング性、耐欠損性が向上する。一方、Ｃの平均含有割合ｚが０．００００≦ｚ≦０．００５０の範囲を逸脱すると、ＴｉＡｌＭｅＣＮ層の靱性が低下するため耐チッピング性、耐欠損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ｚは、０．００００≦ｚ≦０．００５０と定めた。
また、ＴｉＡｌＭｅＣＮ層に含まれるＣｌの平均含有割合ｓは、０.０００１≦ｓ≦０．００４０の範囲であるとき、層の靭性を低下させずに潤滑性を高めることができる。すなわち、平均塩素含有割合が０．０００１未満であると潤滑性向上効果は少なく、一方、平均塩素含有割合が０．００４０を超えると、耐チッピング性が低下するため好ましくない。
したがって、Ｃｌの平均含有割合ｓは、０．０００１≦ｓ≦０．００４０と定めた。
本発明におけるＴｉＡｌＭｅＣＮ層は、
ＡｌのＴｉ、ＡｌおよびＭｅの合量に占める含有割合（以下、「Ａｌの平均含有割合」という）ｘ、
ＭｅのＴｉ、ＡｌおよびＭｅの合量に占める含有割合（以下、「Ｍｅの平均含有割合」という）ｙ、
ＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合（以下、「Ｃの平均含有割合」という）ｚが、
それぞれ、０．６０≦ｘ＜０．９５、０．００５≦ｙ≦０．１００、０．６０＜ｘ＋ｙ≦０．９５、０．００００≦ｚ≦０．００５０（但し、ｘ、ｙ、ｚはいずれも原子比）を満足するように定める。
その理由は、Ａｌの平均含有割合ｘが０．６０未満であると、ＴｉＡｌＭｅＣＮ層は硬さに劣るため、合金鋼等の高速高送り断続切削に供した場合には、耐摩耗性が十分でない。
Ｍｅの平均含有割合ｙが０．００５未満であると、Ｍｅ（Ｚｒ、Ｃｒ、Ｖ）の添加効果である耐チッピング性および任意に添加するＳｉまたは／およびＢの添加効果である硬さの向上が十分に発揮されず、また、０．１００を超えるとＭｅの粒界への偏析等が生じ、靱性が低下して耐チッピング性が損なわれる。
さらに、Ａｌの平均含有割合ｘとＭｅの平均含有割合ｙとの和は、０．６０を超えることは明らかであり、さらに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ｘおよびＭｅの平均含有割合ｙは、０．６０≦ｘ＜０．９５、０．００５≦ｙ≦０．１００、０．６０＜ｘ＋ｙ≦０．９５と定めた。
加えて、ＴｉＡｌＭｅＣＮ層に含まれるＣの平均含有割合ｚは、０．００００≦ｚ≦０．００５０の範囲の微量であるとき、ＴｉＡｌＭｅＣＮ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ＴｉＡｌＭｅＣＮ層の耐チッピング性、耐欠損性が向上する。一方、Ｃの平均含有割合ｚが０．００００≦ｚ≦０．００５０の範囲を逸脱すると、ＴｉＡｌＭｅＣＮ層の靱性が低下するため耐チッピング性、耐欠損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ｚは、０．００００≦ｚ≦０．００５０と定めた。
また、ＴｉＡｌＭｅＣＮ層に含まれるＣｌの平均含有割合ｓは、０.０００１≦ｓ≦０．００４０の範囲であるとき、層の靭性を低下させずに潤滑性を高めることができる。すなわち、平均塩素含有割合が０．０００１未満であると潤滑性向上効果は少なく、一方、平均塩素含有割合が０．００４０を超えると、耐チッピング性が低下するため好ましくない。
したがって、Ｃｌの平均含有割合ｓは、０．０００１≦ｓ≦０．００４０と定めた。
ＴｉＡｌＭｅＣＮ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ＴｉＡｌＭｅＣＮ結晶粒の格子歪の指標：
本発明では、ＴｉＡｌＭｅＣＮ層の立方晶のＴｉＡｌＭｅＣＮ結晶粒内に、成膜条件の制御による格子歪を導入し、さらに、Ｍｅ添加により、ＴｉＡｌＣＮ層の耐チッピング性、耐摩耗性を向上させる。
この成膜条件の制御による格子歪みの導入およびＭｅの添加は、例えば、ＴｉＡｌＭｅＣＮ層の成膜に際し、ＮＨ３を用いた熱ＣＶＤ法によることができる。
具体的にいえば、次のとおりである。
用いるＣＶＤ装置へは、ＮＨ３とＨ２からなるガス群Ａと、ＴｉＣｌ４、ＡｌＣｌ３、Ｎ２、Ｈ２およびＺｒＣｌ４、ＣｒＣｌ２、ＶＣｌ４の少なくとも一つに、必要に応じてＳｉＣｌ４またはＢＣｌ３の少なくとも一つ（以下、「ＭｅＣｌｘ」で示すことがある）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以下となる時間の位相差が生じるようにして、工具基体表面に反応ガスを供給し、さらに、ガス成分であるＮ２、ＡｌＣｌ３、Ａｌ（ＣＨ３）３について、供給比Ｎ２／（ＡｌＣｌ３＋Ａｌ（ＣＨ３）３）が比較的大きな値となるように各ガス成分の供給量を調整して化学蒸着することによって、所定の格子歪が導入されたＴｉＡｌＭｅＣＮ層を形成することができる。なお、前記供給比Ｎ２／（ＡｌＣｌ３＋Ａｌ（ＣＨ３）３）が大きくなると、概ねΔＡが大きくなる傾向がみられる。
本発明では、ＴｉＡｌＭｅＣＮ層の立方晶のＴｉＡｌＭｅＣＮ結晶粒内に、成膜条件の制御による格子歪を導入し、さらに、Ｍｅ添加により、ＴｉＡｌＣＮ層の耐チッピング性、耐摩耗性を向上させる。
この成膜条件の制御による格子歪みの導入およびＭｅの添加は、例えば、ＴｉＡｌＭｅＣＮ層の成膜に際し、ＮＨ３を用いた熱ＣＶＤ法によることができる。
具体的にいえば、次のとおりである。
用いるＣＶＤ装置へは、ＮＨ３とＨ２からなるガス群Ａと、ＴｉＣｌ４、ＡｌＣｌ３、Ｎ２、Ｈ２およびＺｒＣｌ４、ＣｒＣｌ２、ＶＣｌ４の少なくとも一つに、必要に応じてＳｉＣｌ４またはＢＣｌ３の少なくとも一つ（以下、「ＭｅＣｌｘ」で示すことがある）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以下となる時間の位相差が生じるようにして、工具基体表面に反応ガスを供給し、さらに、ガス成分であるＮ２、ＡｌＣｌ３、Ａｌ（ＣＨ３）３について、供給比Ｎ２／（ＡｌＣｌ３＋Ａｌ（ＣＨ３）３）が比較的大きな値となるように各ガス成分の供給量を調整して化学蒸着することによって、所定の格子歪が導入されたＴｉＡｌＭｅＣＮ層を形成することができる。なお、前記供給比Ｎ２／（ＡｌＣｌ３＋Ａｌ（ＣＨ３）３）が大きくなると、概ねΔＡが大きくなる傾向がみられる。
ここで、前記化学蒸着の具体的な条件は、一例として次のとおりである。
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％）：
ガス群Ａ： ＮＨ３：２．０〜６．０％、Ｈ２：６５〜７５％、
ガス群Ｂ： ＡｌＣｌ３：０．５０〜０．９０％、ＴｉＣｌ４：０．２０〜０．３０％、ＭｅＣｌｘ：０．１０〜０．２０％、Ｎ２：３〜１２％、Ａｌ（ＣＨ３）３：０．００〜０．１０％、Ｈ２：残、
Ｎ２／（ＡｌＣｌ３＋Ａｌ（ＣＨ３）３）：３．０〜２４．０
反応雰囲気圧力： ４．５〜５．０ｋＰａ、
反応雰囲気温度： ７００〜９００℃、
供給周期： ６．０〜９．０秒、
１周期当たりのガス供給時間： ０．１５〜０．２５秒、
ガス群Ａとガス群Ｂの供給の位相差： ０．１０〜０．２０秒
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％）：
ガス群Ａ： ＮＨ３：２．０〜６．０％、Ｈ２：６５〜７５％、
ガス群Ｂ： ＡｌＣｌ３：０．５０〜０．９０％、ＴｉＣｌ４：０．２０〜０．３０％、ＭｅＣｌｘ：０．１０〜０．２０％、Ｎ２：３〜１２％、Ａｌ（ＣＨ３）３：０．００〜０．１０％、Ｈ２：残、
Ｎ２／（ＡｌＣｌ３＋Ａｌ（ＣＨ３）３）：３．０〜２４．０
反応雰囲気圧力： ４．５〜５．０ｋＰａ、
反応雰囲気温度： ７００〜９００℃、
供給周期： ６．０〜９．０秒、
１周期当たりのガス供給時間： ０．１５〜０．２５秒、
ガス群Ａとガス群Ｂの供給の位相差： ０．１０〜０．２０秒
前記で成膜したＴｉＡｌＭｅＣＮ層における立方晶の格子歪は、次のような方法で測定することができ、また、格子歪の指標ΔＡは、次のようにして求めることができる。
まず、ＴｉＡｌＭｅＣＮ層について、Ｘ線回折を行い、ＴｉＡｌＭｅＣＮ結晶粒の（１１１）面および（２００）面についてのＸ線回折スペクトルを求める。
次に、（１１１）面および（２００）面について測定したＸ線回折スペクトルから、ブラッグの式：２ｄｓｉｎθ＝ｎλ（なお、ｄは、格子面間隔、θはブラッグ角、２θは回折角、λは入射Ｘ線の波長、ｎは整数）を用いて、（１１１）面および（２００）面の格子面間隔ｄ（１１１）およびｄ（２００）を算出する。
次いで、Ａ（１１１）およびＡ（２００）を、
Ａ（１１１）＝３１／２ｄ（１１１）、
Ａ（２００）＝２ｄ（２００）、
と定義し、前記で算出したｄ（１１１）およびｄ（２００）の値から、Ａ（１１１）とＡ（２００）の値を求める。
そして、格子歪の指標ΔＡは、Ａ（１１１）とＡ（２００）の差の絶対値、すなわち、
ΔＡ＝｜Ａ（１１１）−Ａ（２００）｜
として求めることができる。
そして、ΔＡが、０．００７Å≦ΔＡ≦０．０５０Åを満足する場合に、ＴｉＡｌＭｅＣＮ層は高硬度を具備するようになり、その結果、高熱発生を伴い、切刃に対して衝撃的な負荷が作用する高速高送り断続切削加工に供した場合であっても、優れた耐摩耗性を発揮する。
まず、ＴｉＡｌＭｅＣＮ層について、Ｘ線回折を行い、ＴｉＡｌＭｅＣＮ結晶粒の（１１１）面および（２００）面についてのＸ線回折スペクトルを求める。
次に、（１１１）面および（２００）面について測定したＸ線回折スペクトルから、ブラッグの式：２ｄｓｉｎθ＝ｎλ（なお、ｄは、格子面間隔、θはブラッグ角、２θは回折角、λは入射Ｘ線の波長、ｎは整数）を用いて、（１１１）面および（２００）面の格子面間隔ｄ（１１１）およびｄ（２００）を算出する。
次いで、Ａ（１１１）およびＡ（２００）を、
Ａ（１１１）＝３１／２ｄ（１１１）、
Ａ（２００）＝２ｄ（２００）、
と定義し、前記で算出したｄ（１１１）およびｄ（２００）の値から、Ａ（１１１）とＡ（２００）の値を求める。
そして、格子歪の指標ΔＡは、Ａ（１１１）とＡ（２００）の差の絶対値、すなわち、
ΔＡ＝｜Ａ（１１１）−Ａ（２００）｜
として求めることができる。
そして、ΔＡが、０．００７Å≦ΔＡ≦０．０５０Åを満足する場合に、ＴｉＡｌＭｅＣＮ層は高硬度を具備するようになり、その結果、高熱発生を伴い、切刃に対して衝撃的な負荷が作用する高速高送り断続切削加工に供した場合であっても、優れた耐摩耗性を発揮する。
前記で定めた格子歪みの指標ΔＡを備えるＴｉＡｌＭｅＣＮ層は、Ｍｅ添加による靭性、耐チッピング性の向上に関連する格子歪みに加えて、成膜条件の制御による層内の格子歪の存在により高硬度を示し、その結果、優れた耐摩耗性を発揮するが、ΔＡが０．００７Å未満では、格子歪が小さいため、硬さ向上効果が十分でなく、一方、ΔＡが０．０５０Åを超えると格子歪が過大になるため、切削加工時の耐欠損性が低下するため、前記ΔＡは、０．００７Å≦ΔＡ≦０．０５０Åの範囲内とする。
結晶組織：
本発明は、前記したとおり、前記ＴｉＡｌＭｅＣＮ層を構成する、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒において、Ｘ線回折を行い、得られる（１１１）面および（２００）面の面間隔である、ｄ（１１１）とｄ（２００）から算出されるそれぞれの格子定数Ａ（１１１）とＡ（２００）の差の絶対値ΔＡを所定の範囲に調整することにより、ＴｉＡｌＣＮ層の硬さを高め、耐摩耗性を向上でき、これを工具に適用すると耐チッピング性と耐摩耗性の両特性にすぐれた被覆工具が得られることを見出したものである。
特に、前記ＴｉＡｌＭｅＣＮ層を縦断面方向から観察した際に、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平均粒子幅Ｗが０．１０〜２．００μｍ、平均アスペクト比Ａが２．０〜１０．０である柱状組織を有する場合には、結晶粒の硬さおよび靭性が向上し、硬質被覆層として前記ＴｉＡｌＣＮ層が奏する効果と相俟って、より一層の優れた特性を発揮することができる。
すなわち、平均粒子幅Ｗを０．１０μｍ以上、２．００μｍ以下とすることにより、被削材との反応性を減少させ、耐摩耗性を発揮させるとともに、靱性の向上を図り、耐チッピング性をより向上させることができる。
よって、平均粒子幅Ｗを０．１０〜２．００μｍとすることがより好ましい。
また、平均アスペクト比Ａが２．０以上、１０．０以下とし、十分な柱状組織を有することにより、小さな等軸結晶の脱落が生じにくく、十分な耐摩耗性を発揮することができ、また、１０．０以下では、結晶粒の強度が増すため、耐チッピング性がより向上する。
よって、平均アスペクト比Ａは、２．０〜１０．０とすることがより好ましい。
なお、本発明では、平均アスペクト比Ａとは、走査型電子顕微鏡を用い、幅１００μｍ、高さが硬質被覆層全体を含む範囲で硬質被覆層の縦断面観察を行う際に、工具基体表面と垂直な被覆層断面側（縦断面）から観察し、基体表面と平行な方向の粒子幅ｗ、基体表面に垂直な方向の粒子長さｌを測定し、各結晶粒のアスペクト比ａ（＝ｌ／ｗ）を算出するとともに、個々の結晶粒について求めたアスペクト比ａの平均値を平均アスペクト比Ａとして算出し、また、個々の結晶粒について求めた粒子幅ｗの平均値を平均粒子幅Ｗとして算出する。
本発明は、前記したとおり、前記ＴｉＡｌＭｅＣＮ層を構成する、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒において、Ｘ線回折を行い、得られる（１１１）面および（２００）面の面間隔である、ｄ（１１１）とｄ（２００）から算出されるそれぞれの格子定数Ａ（１１１）とＡ（２００）の差の絶対値ΔＡを所定の範囲に調整することにより、ＴｉＡｌＣＮ層の硬さを高め、耐摩耗性を向上でき、これを工具に適用すると耐チッピング性と耐摩耗性の両特性にすぐれた被覆工具が得られることを見出したものである。
特に、前記ＴｉＡｌＭｅＣＮ層を縦断面方向から観察した際に、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平均粒子幅Ｗが０．１０〜２．００μｍ、平均アスペクト比Ａが２．０〜１０．０である柱状組織を有する場合には、結晶粒の硬さおよび靭性が向上し、硬質被覆層として前記ＴｉＡｌＣＮ層が奏する効果と相俟って、より一層の優れた特性を発揮することができる。
すなわち、平均粒子幅Ｗを０．１０μｍ以上、２．００μｍ以下とすることにより、被削材との反応性を減少させ、耐摩耗性を発揮させるとともに、靱性の向上を図り、耐チッピング性をより向上させることができる。
よって、平均粒子幅Ｗを０．１０〜２．００μｍとすることがより好ましい。
また、平均アスペクト比Ａが２．０以上、１０．０以下とし、十分な柱状組織を有することにより、小さな等軸結晶の脱落が生じにくく、十分な耐摩耗性を発揮することができ、また、１０．０以下では、結晶粒の強度が増すため、耐チッピング性がより向上する。
よって、平均アスペクト比Ａは、２．０〜１０．０とすることがより好ましい。
なお、本発明では、平均アスペクト比Ａとは、走査型電子顕微鏡を用い、幅１００μｍ、高さが硬質被覆層全体を含む範囲で硬質被覆層の縦断面観察を行う際に、工具基体表面と垂直な被覆層断面側（縦断面）から観察し、基体表面と平行な方向の粒子幅ｗ、基体表面に垂直な方向の粒子長さｌを測定し、各結晶粒のアスペクト比ａ（＝ｌ／ｗ）を算出するとともに、個々の結晶粒について求めたアスペクト比ａの平均値を平均アスペクト比Ａとして算出し、また、個々の結晶粒について求めた粒子幅ｗの平均値を平均粒子幅Ｗとして算出する。
下部層および上部層：
本発明では、硬質被覆層として前記ＴｉＡｌＭｅＣＮ層を設けることによって十分な
耐チッピング性、耐摩耗性を有するが、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、０．１〜２０．０μｍ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、および／または、少なくとも酸化アルミニウム層を含む上部層が１．０〜２５．０μｍの合計平均層厚で設けられた場合には、これらの層が奏する効果と相俟って、一層優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、０．１〜２０．０μｍ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、２０．０μｍを超えると結晶粒が粗大化しやすくなり、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１．０μｍ未満では、上部層の効果が十分に奏されず、一方、２５．０μｍを超えると結晶粒が粗大化しやすくなり、チッピングを発生しやすくなる。
本発明では、硬質被覆層として前記ＴｉＡｌＭｅＣＮ層を設けることによって十分な
耐チッピング性、耐摩耗性を有するが、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、０．１〜２０．０μｍ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、および／または、少なくとも酸化アルミニウム層を含む上部層が１．０〜２５．０μｍの合計平均層厚で設けられた場合には、これらの層が奏する効果と相俟って、一層優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、０．１〜２０．０μｍ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、２０．０μｍを超えると結晶粒が粗大化しやすくなり、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１．０μｍ未満では、上部層の効果が十分に奏されず、一方、２５．０μｍを超えると結晶粒が粗大化しやすくなり、チッピングを発生しやすくなる。
次に、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、以下の実施例では、工具基体として、ＷＣ基超硬合金あるいはＴｉＣＮ基サーメットを用いた場合について説明するが、ｃＢＮ基超高圧焼結体を工具基体として用いた場合も同様である。
なお、以下の実施例では、工具基体として、ＷＣ基超硬合金あるいはＴｉＣＮ基サーメットを用いた場合について説明するが、ｃＢＮ基超高圧焼結体を工具基体として用いた場合も同様である。
＜実施例１＞
原料粉末として、いずれも０．１〜３μｍ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、三菱マテリアル社製ＪＤＭＴ１４０５２０ＺＤＳＲ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。
原料粉末として、いずれも０．１〜３μｍ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、三菱マテリアル社製ＪＤＭＴ１４０５２０ＺＤＳＲ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０．１〜２μｍ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、三菱マテリアル社製ＪＤＭＴ１４０５２０ＺＤＳＲ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。
次に、これらの工具基体Ａ〜Ｄの表面に、ＣＶＤ装置を用い、ＴｉＡｌＭｅＣＮ層をＣＶＤにより形成した。
ＣＶＤ条件は、次のとおりである。
表４、表５に示される形成条件Ａ〜Ｋ、すなわち、ＮＨ３とＨ２からなるガス群Ａと、ＴｉＣｌ４、ＡｌＣｌ３、ＭｅＣｌｘ、Ｎ２、Ａｌ（ＣＨ３）３、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ＮＨ３：２．０〜６．０％、Ｈ２：６５〜７５％、ガス群ＢとしてＡｌＣｌ３：０．５０〜０．９０％、ＴｉＣｌ４：０．２０〜０．３０％、ＭｅＣｌｘ：０．１０〜０．２０％、Ｎ２：３〜１２％、Ａｌ（ＣＨ３）３：０．００〜０．１０％、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６．０〜９．０秒、１周期当たりのガス供給時間０．１５〜０．２５秒、ガス群Ａとガス群Ｂの供給の位相差０．１０〜０．２０秒とし、また、Ｎ２、ＡｌＣｌ３、Ａｌ（ＣＨ３）３の供給比Ｎ２／（ＡｌＣｌ３＋Ａｌ（ＣＨ３）３）を３．０〜２４．０として、所定時間、熱ＣＶＤ法による蒸着形成を行った。
前記の条件でＴｉＡｌＭｅＣＮ層を形成することにより、表７に示す平均層厚、Ａｌの平均含有割合ｘ、Ｍｅの平均含有割合ｙ、Ｃの平均含有割合ｚ、Ｃｌの平均含有割合ｓを有する本発明被覆工具１〜１６を製造した。
なお、本発明被覆工具４〜１３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／または上部層を形成した。
ＣＶＤ条件は、次のとおりである。
表４、表５に示される形成条件Ａ〜Ｋ、すなわち、ＮＨ３とＨ２からなるガス群Ａと、ＴｉＣｌ４、ＡｌＣｌ３、ＭｅＣｌｘ、Ｎ２、Ａｌ（ＣＨ３）３、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ＮＨ３：２．０〜６．０％、Ｈ２：６５〜７５％、ガス群ＢとしてＡｌＣｌ３：０．５０〜０．９０％、ＴｉＣｌ４：０．２０〜０．３０％、ＭｅＣｌｘ：０．１０〜０．２０％、Ｎ２：３〜１２％、Ａｌ（ＣＨ３）３：０．００〜０．１０％、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６．０〜９．０秒、１周期当たりのガス供給時間０．１５〜０．２５秒、ガス群Ａとガス群Ｂの供給の位相差０．１０〜０．２０秒とし、また、Ｎ２、ＡｌＣｌ３、Ａｌ（ＣＨ３）３の供給比Ｎ２／（ＡｌＣｌ３＋Ａｌ（ＣＨ３）３）を３．０〜２４．０として、所定時間、熱ＣＶＤ法による蒸着形成を行った。
前記の条件でＴｉＡｌＭｅＣＮ層を形成することにより、表７に示す平均層厚、Ａｌの平均含有割合ｘ、Ｍｅの平均含有割合ｙ、Ｃの平均含有割合ｚ、Ｃｌの平均含有割合ｓを有する本発明被覆工具１〜１６を製造した。
なお、本発明被覆工具４〜１３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４、表５に示される形成条件Ａ’〜Ｊ’で化学蒸着を行うことにより、表８に示される平均層厚（μｍ）を有し、少なくともＴｉＡｌＭｅＣＮ層およびＴｉＡｌＣＮ層を含む硬質被覆層を蒸着形成して比較被覆工具１〜１６を製造した。
なお、本発明被覆工具４〜１３と同様に、比較被覆工具４〜１３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／または上部層を形成した。
なお、本発明被覆工具４〜１３と同様に、比較被覆工具４〜１３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／または上部層を形成した。
また、本発明被覆工具１〜１６、比較被覆工具１〜１６の各構成層の工具基体に垂直な方向の断面（縦断面）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に示される平均層厚であった。
さらに、ＴｉＡｌＭｅＣＮ層およびＴｉＡｌＣＮ層（ｙが０．０００１未満）のＡｌの平均含有割合ｘ、Ｍｅの平均含有割合ｙ、Ｃｌの平均含有割合ｓ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、ＭｅおよびＣｌの平均含有割合ｘ、ｙおよびｓを求めた。
Ｃの平均含有割合ｚ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ｚはＴｉＡｌＭｅＣＮ層およびＴｉＡｌＣＮ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。
表７、表８に、前記で求めたｘ、ｙ、ｚ、および、ｓの値を示す（ｘ、ｙ、ｚ、および、ｓは、いずれも原子比）。
Ｃの平均含有割合ｚ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ｚはＴｉＡｌＭｅＣＮ層およびＴｉＡｌＣＮ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。
表７、表８に、前記で求めたｘ、ｙ、ｚ、および、ｓの値を示す（ｘ、ｙ、ｚ、および、ｓは、いずれも原子比）。
加えて、ＴｉＡｌＭｅＣＮ層およびＴｉＡｌＣＮ層の縦断面に垂直な方向から、Ｘ線回折を行い、立方晶構造の結晶粒の（１１１）面および（２００）面のＸ線回折スペクトルから、ブラッグの式：２ｄｓｉｎθ＝ｎλに基づき、それぞれの格子面間隔ｄ（１１１）とｄ（２００）を算出した。
ここで、前記ｄ（１１１）とｄ（２００）から、格子定数に相当するＡ（１１１）およびＡ（２００）を次の式から算出した。
Ａ（１１１）＝３１／２ｄ（１１１）、
Ａ（２００）＝２ｄ（２００）、
次いで、前記Ａ（１１１）とＡ（２００）の差の絶対値を、格子歪の指標ΔＡとして求めた。
表７、表８に、前記で求めたｄ（１１１）、ｄ（２００）、Ａ（１１１）、Ａ（２００）およびΔＡの値を示す。
なお、Ｘ線回折は、測定条件: Ｃｕ−Ｋα線（λ＝１．５４１８Å）を線源として、測定範囲（２θ）：３０〜５０度、スキャンステップ：０．０１３度、１ステップ辺り測定時間：０．４８ｓｅｃ／ｓｔｅｐという条件で測定した。
ここで、前記ｄ（１１１）とｄ（２００）から、格子定数に相当するＡ（１１１）およびＡ（２００）を次の式から算出した。
Ａ（１１１）＝３１／２ｄ（１１１）、
Ａ（２００）＝２ｄ（２００）、
次いで、前記Ａ（１１１）とＡ（２００）の差の絶対値を、格子歪の指標ΔＡとして求めた。
表７、表８に、前記で求めたｄ（１１１）、ｄ（２００）、Ａ（１１１）、Ａ（２００）およびΔＡの値を示す。
なお、Ｘ線回折は、測定条件: Ｃｕ−Ｋα線（λ＝１．５４１８Å）を線源として、測定範囲（２θ）：３０〜５０度、スキャンステップ：０．０１３度、１ステップ辺り測定時間：０．４８ｓｅｃ／ｓｔｅｐという条件で測定した。
また、本発明被覆工具１〜１６および比較被覆工具１〜１６について、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１００μｍの範囲に存在する複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）層中の立方晶構造を有する個々の結晶粒について、工具基体表面と垂直な皮膜断面側から観察し、基体表面と平行な方向の粒子幅ｗ、基体表面に垂直な方向の粒子長さｌを測定し、各結晶粒のアスペクト比ａ（＝ｌ／ｗ）を算出するとともに、個々の結晶粒について求めたアスペクト比ａの平均値を平均アスペクト比Ａとして算出し、また、個々の結晶粒について求めた粒子幅ｗの平均値を平均粒子幅Ｗとして算出した。表７、表８に、前記で求めたＷおよびＡの値を示す。
次に、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１〜１６、比較被覆工具１〜１６について、以下に示す、合金鋼の高速高送り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。
工具基体：ＷＣ基超硬合金、ＴｉＣＮ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・ＳＣＭ４１５幅１００ｍｍ、長さ４００ｍｍのブロック材、
回転速度：７６４ ｍｉｎ−１、
切削速度：３００ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：２．０ ｍｍ、
一刃送り量：３．０ ｍｍ／刃、
（通常の一刃送り量は２．０ｍｍ／刃）
切削時間：８分、
表９に、その結果を示す。
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・ＳＣＭ４１５幅１００ｍｍ、長さ４００ｍｍのブロック材、
回転速度：７６４ ｍｉｎ−１、
切削速度：３００ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：２．０ ｍｍ、
一刃送り量：３．０ ｍｍ／刃、
（通常の一刃送り量は２．０ｍｍ／刃）
切削時間：８分、
表９に、その結果を示す。
＜実施例２＞
原料粉末として、いずれも０．１〜３μｍ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。
原料粉末として、いずれも０．１〜３μｍ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０．１〜２μｍ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。
次に、これらの工具基体α〜γおよび工具基体δの表面に、ＣＶＤ装置を用い、表４、表５に示される形成条件Ａ〜Ｋ、すなわち、ＮＨ３とＨ２からなるガス群Ａと、ＴｉＣｌ４、ＡｌＣｌ３、ＭｅＣｌｘ、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ＮＨ３：２．０〜６．０％、Ｈ２：６５〜７５％、ガス群ＢとしてＡｌＣｌ３：０．５０〜０．９０％、ＴｉＣｌ４：０．２０〜０．３０％、ＭｅＣｌｘ：０．１０〜０．２０％、Ｎ２：３〜１２％、Ａｌ（ＣＨ３）３：０．００〜０．１０％、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６．０〜９．０秒、１周期当たりのガス供給時間０．１５〜０．２５秒、ガス群Ａとガス群Ｂの位相差０．１０〜０．２０秒とし、また、Ｎ２、ＡｌＣｌ３、Ａｌ（ＣＨ３）３の供給比Ｎ２／（ＡｌＣｌ３＋Ａｌ（ＣＨ３）３）を３．０〜２４．０として、所定時間、熱ＣＶＤ法による蒸着形成を行った。
前記の条件でＴｉＡｌＭｅＣＮ層を形成することにより、表１３に示す平均層厚、Ａｌの平均含有割合ｘ、Ｍｅの平均含有割合ｙ、Ｃの平均含有割合ｚ、Ｃｌの平均含有割合ｓを有する本発明被覆工具１７〜３２を製造した。
なお、本発明被覆工具２０〜２９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上部層を形成した。
前記の条件でＴｉＡｌＭｅＣＮ層を形成することにより、表１３に示す平均層厚、Ａｌの平均含有割合ｘ、Ｍｅの平均含有割合ｙ、Ｃの平均含有割合ｚ、Ｃｌの平均含有割合ｓを有する本発明被覆工具１７〜３２を製造した。
なお、本発明被覆工具２０〜２９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上部層を形成した。
また、比較の目的で、同じく工具基体α〜γおよび工具基体δの表面に、ＣＶＤ装置を用い、表４および表５に示される形成条件Ａ’〜Ｊ’、かつ表１４に示される平均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１７〜３２を製造した。
なお、本発明被覆工具２０〜２９と同様に、比較被覆工具２０〜２９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／または上部層を形成した。
なお、本発明被覆工具２０〜２９と同様に、比較被覆工具２０〜２９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／または上部層を形成した。
本発明被覆工具１７〜３２、比較被覆工具１７〜３２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に示される平均層厚を示した。
また、前記本発明被覆工具１７〜３２、比較被覆工具１７〜３２のＴｉＡｌＭｅＣＮ層、ＴｉＡｌＣＮ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、ｘ、ｙ、ｚ、ｓ、ｄ（１１１）、ｄ（２００）、Ａ（１１１）、Ａ（２００）、ΔＡ、結晶粒の平均粒子幅Ｗおよび平均アスペクト比Ａを求めた。
表１３および表１４に、その結果を示す。
表１３および表１４に、その結果を示す。
次に、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１７〜３２、比較被覆工具１７〜３２について、以下に示す、炭素鋼・鋳鉄の湿式高速高送り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・Ｓ３５Ｃの長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：３００ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．５ ｍｍ、
送り：０．５ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５ 分、
（通常の送りは０．２５ｍｍ／ｒｅｖ）、
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：２８０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．５ ｍｍ、
送り：０．５ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５ 分、
（通常の送りは０．２５ｍｍ／ｒｅｖ）、
表１５に、前記切削試験の結果を示す。
切削条件１：
被削材：ＪＩＳ・Ｓ３５Ｃの長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：３００ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．５ ｍｍ、
送り：０．５ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５ 分、
（通常の送りは０．２５ｍｍ／ｒｅｖ）、
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：２８０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．５ ｍｍ、
送り：０．５ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５ 分、
（通常の送りは０．２５ｍｍ／ｒｅｖ）、
表１５に、前記切削試験の結果を示す。
＜実施例３＞
原料粉末として、いずれも０．１〜３μｍ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１６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ＳＯＭＴ１２０４１６ＰＤＥＲのインサート形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体Ｐ〜Ｒをそれぞれ製造した。
原料粉末として、いずれも０．１〜３μｍ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１６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ＳＯＭＴ１２０４１６ＰＤＥＲのインサート形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体Ｐ〜Ｒをそれぞれ製造した。
次に、これらの工具基体Ｐ〜Ｒの表面に、ＣＶＤ装置を用い、表４、表５に示される形成条件Ａ〜Ｋ、すなわち、ＮＨ３とＨ２からなるガス群Ａと、ＴｉＣｌ４、ＡｌＣｌ３、ＭｅＣｌｘ、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ＮＨ３：２．０〜６．０％、Ｈ２：６５〜７５％、ガス群ＢとしてＡｌＣｌ３：０．５０〜０．９０％、ＴｉＣｌ４：０．２０〜０．３０％、ＭｅＣｌｘ：０．１０〜０．２０％、Ｎ２：３〜１２％、Ａｌ（ＣＨ３）３：０．００〜０．１０％、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６．０〜９．０秒、１周期当たりのガス供給時間０．１５〜０．２５秒、ガス群Ａとガス群Ｂの位相差０．１０〜０．２０秒とし、また、Ｎ２、ＡｌＣｌ３、Ａｌ（ＣＨ３）３の供給比Ｎ２／（ＡｌＣｌ３＋Ａｌ（ＣＨ３）３）を３．０〜２４．０として、所定時間、熱ＣＶＤ法による蒸着形成を行った。
前記の条件でＴｉＡｌＭｅＣＮ層を形成することにより、表１８に示す平均層厚、Ａｌの平均含有割合ｘ、Ｍｅの平均含有割合ｙ、Ｃの平均含有割合ｚ、Ｃｌの平均含有割合ｓを有する本発明被覆工具３３〜４０を製造した。
なお、本発明被覆工具３５〜３８については、表３に示される形成条件で、表１７に示される下部層および上部層を形成した。
前記の条件でＴｉＡｌＭｅＣＮ層を形成することにより、表１８に示す平均層厚、Ａｌの平均含有割合ｘ、Ｍｅの平均含有割合ｙ、Ｃの平均含有割合ｚ、Ｃｌの平均含有割合ｓを有する本発明被覆工具３３〜４０を製造した。
なお、本発明被覆工具３５〜３８については、表３に示される形成条件で、表１７に示される下部層および上部層を形成した。
また、比較の目的で、同じく工具基体Ｐ〜Ｒの表面に、ＣＶＤ装置を用い、表４および表５に示される形成条件Ａ’〜Ｈ’、かつ表１９に示される平均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１９に示される比較被覆工具３３〜４０を製造した。
なお、本発明被覆工具３５〜３８と同様に、比較被覆工具３５〜３８については、表３に示される形成条件で、表１７に示される下部層および／または上部層を形成した。
なお、本発明被覆工具３５〜３８と同様に、比較被覆工具３５〜３８については、表３に示される形成条件で、表１７に示される下部層および／または上部層を形成した。
本発明被覆工具３３〜４０、比較被覆工具３３〜４０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に示される平均層厚を示した。
また、前記本発明被覆工具３３〜４０、比較被覆工具３３〜４０のＴｉＡｌＭｅＣＮ層、ＴｉＡｌＣＮ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、ｘ、ｙ、ｚ、ｓ、ｄ（１１１）、ｄ（２００）、Ａ（１１１）、Ａ（２００）、ΔＡ、結晶粒の平均粒子幅Ｗおよび平均アスペクト比Ａを求めた。
表１８および表１９に、その結果を示す。
表１８および表１９に、その結果を示す。
次に、前記各種の被覆工具をいずれもカッタ径５０ｍｍ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３３〜４０、比較被覆工具３３〜４０について、以下に示す、合金鋼の高速高送り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。
工具基体：ＷＣ基超硬合金
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・ＳＣＭ４３５幅３５ｍｍ、長さ２００ｍｍのブロック材、
回転速度：１５９２ ｍｉｎ−１、
切削速度：２５０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．０ ｍｍ、
一刃送り量：１．０ ｍｍ／刃、
（通常の一刃送り量は０．５ｍｍ／刃）
切削時間：５分、
表２０に、その結果を示す。
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・ＳＣＭ４３５幅３５ｍｍ、長さ２００ｍｍのブロック材、
回転速度：１５９２ ｍｉｎ−１、
切削速度：２５０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．０ ｍｍ、
一刃送り量：１．０ ｍｍ／刃、
（通常の一刃送り量は０．５ｍｍ／刃）
切削時間：５分、
表２０に、その結果を示す。
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、ＴｉＡｌＭｅＣＮ層の立方晶の結晶粒が所定のＡｌ含有割合、Ｍｅ含有割合、Ｃ含有割合、Ｃｌ含有割合を有し、かつ、０．００７Å≦ΔＡ≦０．０５０Åを満足する格子歪が形成されていることから高硬度であり、その結果、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高送り断続切削加工に用いた場合でも、チッピング、欠損の発生もなく、長期の使用にわたって優れた耐摩耗性を発揮する。
これに対して、ＴｉＡｌＭｅＣＮ層およびＴｉＡｌＣＮ層を構成する立方晶の結晶粒において、所定のＡｌ含有割合、Ｍｅ含有割合、Ｃ含有割合、Ｃｌ含有割合、０．００７Å≦ΔＡ≦０．０５０Åを満足する格子歪が形成されていない比較被覆工具は、高速高送り断続切削加工において、チッピング等の異常損傷の発生、あるいは、摩耗進行により、短時間で寿命に至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、合金鋼の高速高送り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、長期の使用にわたって優れた切削性能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に満足する対応ができるものである。
Claims (5)
- 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、硬質被覆層が設けられ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１．０〜２０．０μｍのＴｉ、ＡｌおよびＭｅ（但し、Ｍｅは、Ｚｒ、Ｖ、Ｃｒの少なくとも一つである）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を、
組成式：（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）
で表した場合、ＡｌのＴｉ、ＡｌおよびＭｅの合量に占める含有割合ｘ、ＭｅのＴｉ、ＡｌおよびＭｅの合量に占める含有割合ｙ、並びに、ＣのＣとＮの合量に占める含有割合ｚ（但し、ｘ、ｙおよびｚはいずれも原子比）は、それぞれ、０．６０≦ｘ＜０．９５、０．００５≦ｙ≦０．１００、０．６０＜ｘ＋ｙ≦０．９５、０．００００≦ｚ≦０．００５０を満足し、
（ｂ）前記複合窒化物または複合炭窒化物を構成する原子の合量に占めるＣｌの平均含有割合ｓ（但し、ｓは原子比）が、０．０００１≦ｓ≦０．００４０を満足し、
（ｃ）前記複合窒化物または複合炭窒化物層について、Ｘ線回折装置を用いて測定した、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結晶粒の（１１１）面および（２００）面のＸ線回折スペクトルから、それぞれの面間隔ｄ（１１１）およびｄ（２００）の値を算出し、算出されたｄ（１１１）およびｄ（２００）の値から、
Ａ（１１１）＝３１／２ｄ（１１１）、
Ａ（２００）＝２ｄ（２００）
で定義されるＡ（１１１）およびＡ（２００）を算出し、Ａ（１１１）とＡ（２００）の差の絶対値ΔＡ＝｜Ａ（１１１）−Ａ（２００）｜を求めた場合、
ΔＡが、０．００７Å〜０．０５０Åを満足することを特徴とする表面被覆切削工具。 - 前記Ｍｅとして、ＳｉまたはＢの少なくとも一つをさらに含むことを特徴とする請求項１に記載の表面被覆切削工具。
- 前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、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平均粒子幅Ｗが０．１０〜２．００μｍ、平均アスペクト比Ａが２．０〜１０．０である柱状組織を有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。
- 前記工具基体と前記Ｔｉ、ＡｌおよびＭｅ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、０．１〜２０．０μｍ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１〜３のいずれか1項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１．０〜２５．０μｍの合計平均層厚で存在することを特徴とする請求項１〜４のいずれか1項に記載の表面被覆切削工具。
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