JP2019098501A - 表面被覆切削工具 - Google Patents

Abstract

【課題】硬質被覆層の耐剥離性にすぐれた表面被覆切削工具を提供する。【解決手段】工具基体の表面に、０．５〜５０ｎｍのＡ層とＢ層の交互ナノ積層からなる上部層と、Ｃ層とＤ層の交互ナノ積層からなる下部層が形成され、Ａ層は（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ層、Ｂ層は（Ｔｉ１−ｙＡｌｙ）Ｎ層、Ｃ層は（Ｔｉ１−α−γＡｌαＭγ）Ｎ層（但し、Ｍは、Ｃｏ及び／又はＮｉ）、Ｄ層は（Ｔｉ１−β−γＡｌβＭγ）Ｎ層（但し、Ｍは、Ｃｏ及び／又はＮｉ）であり、好ましくは、硬質被覆層表面近傍の上部層の結晶粒の平均粒径ＤＡＢ（ｎｍ）と工具基体表面近傍の下部層の結晶粒の平均粒径ＤＣＤ（ｎｍ）は、４×ＤＣＤ＜ＤＡＢの関係を満足する表面被覆切削工具。【選択図】図１

Description

本発明は、硬質被覆層がすぐれた耐剥離性を有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基サーメット等を工具基体とし、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、母材の表面に、層厚０．０４〜０．２μｍのＴｉＮ層（Ａ層）とＡｌＮ層(Ｂ層)を交互に１０層以上積層して全体の層厚が０．５〜８μｍである被覆層を設けた切削工具用表面被覆超硬部材が提案されている。
そして、この被覆層によれば、ＴｉＮ（Ａ層）が被覆層の硬度を高めながら母材との密着性を改善し、一方ＡｌＮ（Ｂ層）が被覆層の耐欠損性を向上させ且つＴｉＮの結晶粒を微細なものにするなど、各ＴｉＮ層（Ａ層）とＡｌＮ層（Ｂ層）が相乗的に作用することによって、全体として優れた耐摩耗性、耐溶着性及び耐欠損性を兼ね備えた被覆工具が得られるとされている。

また、特許文献２には、切削工具の硬質被覆層に適した超薄膜積層体として、Ｔｉ、ＡｌおよびＮによって構成されるＴｉ_ｘＡｌ_１−ｘＮおよびＴｉ_ｙＡｌ_１−ｙＮ（０≦ｘ＜０．５、０．５＜ｙ≦１）で表される２種類の化合物からなるＡ層、Ｂ層を交互に繰り返し積層し、その繰り返しの積層周期λを０．５ｎｍ〜２０ｎｍとし、全体の膜厚を０．５μｍ〜１０μｍとしたＡ層とＢ層の交互積層構造からなる超薄膜積層体が提案されている。
そして、この超薄膜積層体は、高硬度と耐酸化性とを同時に併せ持つため、基材強度を維持したままで優れた耐摩耗性を有し、特に高速切削や高硬度材料の切削用途において、切削寿命を大きく延長させることができるとされている。

特許第２８６１１１３号公報 特開平７−９７６７９号公報

前記従来技術で提案されている積層構造からなる硬質被覆層を有する被覆工具は、鋼や鋳鉄の通常の切削条件ではすぐれた硬さ、耐熱性を備えるとともにすぐれた耐摩耗性を発揮するが、これを、切れ刃に断続的な高負荷が作用する断続切削加工に供した場合には、工具基体と硬質被覆層、あるいは、硬質被覆層の各層間での付着強度が低いために、剥離等の異常損傷が発生し易く、そのため、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ができないという問題点があった。
そこで、切れ刃に断続的な高負荷が作用する断続切削加工条件下であっても、長期にわたって安定した耐摩耗性を発揮するような被覆工具が求められている。

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。

前記従来技術に示されるように、工具基体表面に、成分系の異なる層あるいは同一成分系で組成の異なる層を交互に被覆し、交互積層構造の硬質被覆層を形成すると、切削加工時の切れ刃に作用する負荷によって、工具基体と硬質被覆層の界面、あるいは、交互積層を構成する薄層間でクラックが発生しても、積層界面方向へのクラック分散効果により、ある程度、剥離、チッピング、欠損等の異常損傷の発生を改善することができる。
しかし、断続切削加工のような断続的・衝撃的高負荷が切れ刃に作用する切削加工条件においては、上記交互積層構造のみでは、十分に満足できる耐剥離性、耐チッピング性、耐欠損性が発揮されるとはいえない。

本発明者らは、交互積層構造からなる硬質被覆層において、相対的にＡｌ量の少ないＡ層と相対的にＡｌ量の多いＢ層とのナノメートルオーダーの交互積層を構成することにより、Ｂ層内に発生する内部応力の緩和を図ることができるため、硬質被覆層全体としての硬度、耐摩耗性の低下を招くことなく、Ａ層とＢ層間の密着性を高め、耐剥離性を向上させ得ることを見出した。
さらに、上記の作用に加えて、工具基体表面近傍に位置するＡ層及びＢ層については、各層の成分として、Ｃｏ及びＮｉのうちの少なくとも一種を含有する層組成とすることにより、工具基体表面近傍に位置するＡ層及びＢ層における結晶粒の微細化を図り、Ａ層及びＢ層の靱性を高めることができるため、硬質被覆層と工具基体間の密着性が向上し、耐剥離性が向上することを見出した。
したがって、上記の硬質被覆層を備える本発明の被覆工具は、切れ刃に断続的・衝撃的な高負荷が作用する断続切削加工条件下でも、耐剥離性、耐チッピング性、耐欠損性等の耐異常損傷性を格段に向上させ得ることを見出したのである。

本発明は、前記の研究結果に基づいてなされたものであって、
「（１）ＷＣ超硬合金またはＴｉＣＮ基サーメットからなる工具基体の表面に、０．５〜１０μｍの平均層厚の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、交互積層構造からなる上部層と交互積層構造からなる下部層を含み、
（ｂ）前記交互積層構造からなる上部層は、一層平均層厚がそれぞれ０．５〜５０ｎｍのＡ層とＢ層が交互に積層され、
前記Ａ層は、
組成式：（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）Ｎ（但し、ｘは原子比で、０．５０＜ｘ＜０．７５）を満足するＴｉとＡｌの窒化物層であり、
前記Ｂ層は、
組成式：（Ｔｉ_１−ｙＡｌ_ｙ）Ｎ（但し、ｙは原子比で、０．５０＜ｙ＜０．９５かつｘ＜ｙ）を満足するＴｉとＡｌの窒化物層であり、
（ｃ）前記交互積層構造からなる下部層は、一層平均層厚がそれぞれ０．５〜５０ｎｍのＣ層とＤ層が交互に積層され、下部層の合計平均層厚は２００〜３５０ｎｍであり、
前記Ｃ層は、
組成式：（Ｔｉ_{１−α−γ}Ａｌ_αＭ_γ）Ｎ（但し、Ｍは、ＣｏまたはＮｉのいずれか一種または二種であって、α、γは原子比で、０．５０＜α＜０．７５、０．００５≦γ≦０．１０）を満足するＴｉとＡｌとＭの窒化物層であり、
前記Ｄ層は、
組成式：（Ｔｉ_{１−β−γ}Ａｌ_βＭ_γ）Ｎ（但し、Ｍは、ＣｏまたはＮｉのいずれか一種または二種であって、β、γは原子比で、０．５０＜β＜０．９５、０．００５≦γ≦０．１０かつα<β）を満足するＴｉとＡｌとＭの窒化物層であることを特徴とする表面被覆切削工具。
（２）前記硬質被覆層には、六方晶構造のＡｌＮ相が５面積％以下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）前記上部層の表面から上部層の内部へ２００ｎｍまでの深さ領域において測定したＴｉとＡｌの窒化物結晶粒の平均粒径（ｎｍ）をＤ_ＡＢとし、また、工具基体表面と下部層との界面から下部層の内部へ２００ｎｍまでの深さ領域において測定したＴｉとＡｌとＭの窒化物結晶粒の平均粒径（ｎｍ）をＤ_ＣＤとした場合、４×Ｄ_ＣＤ＜Ｄ_ＡＢの関係を満足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。」
に特徴を有するものである。

ここで、本発明の被覆工具について、より詳しく説明する。

図１の模式図に示すように、本発明被覆工具は、工具基体表面に、上部層と下部層とを含む硬質被覆層が被覆形成されており、該上部層と下部層は、いずれも、ナノメートルオーダーの層厚の交互積層構造からなる。
前記上部層は、Ａ層とＢ層が交互にナノ積層された層構造を有し、また、下部層は、Ｃ層とＤ層が交互にナノ積層された層構造を有する。
硬質被覆層の層厚は、長期にわたる耐摩耗性の維持・確保、また、耐異常損傷性の低減という観点から、０．５〜１０μｍの平均層厚とすることが望ましい。
また、本発明の硬質被覆層は、前記上部層と下部層ばかりでなく、硬質被覆層の最表面層として、耐摩耗性や密着力に優れる他の窒化物層もしくは炭窒化物層をさらに形成することを妨げるものではない。好ましい最表面層としては、例えばＴｉＮ層、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）層、ＴｉＳｉＮ層、ＴｉＳｉ（Ｃ，Ｎ）層、ＡｌＴｉ（Ｃ，Ｎ）層、ＡｌＣｒＮ層、ＡｌＣｒ（Ｃ，Ｎ）層などを挙げることができる。

上部層：
上部層は、相対的にＡｌ含有割合が少ないＡ層と、相対的にＡｌ含有割合が多いＢ層の交互ナノ積層からなる。
より具体的にいうと、Ａ層は、組成式：（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）Ｎ（但し、ｘは原子比で、０．５０＜ｘ＜０．７５）を満足する０．５〜５０ｎｍの一層平均層厚を有するＴｉとＡｌの窒化物（以下、「低Ａｌ−ＴｉＡｌＮ」という場合がある）層からなる。
また、Ｂ層は、組成式：（Ｔｉ_１−ｙＡｌ_ｙ）Ｎ（但し、ｙは原子比で、０．５０＜ｘ＜０．９５）を満足する０．５〜５０ｎｍの一層平均層厚を有するＴｉとＡｌの窒化物（以下、「高Ａｌ−ＴｉＡｌＮ」という場合がある）層からなる。
ここで、Ａ層におけるＡｌの含有割合ｘと、Ｂ層におけるＡｌの含有割合ｙは、ｘ＜ｙの関係を満足することが必要である。

Ａ層におけるＡｌの含有割合ｘおよびＢ層におけるＡｌの含有割合ｙを、それぞれ０．５０より大きくしているのは、ｘあるいはｙが０．５０以下になるとＡ層およびＢ層ともに硬さが十分でなくなるため、ステンレス鋼、鋳鉄等の高速切削、高速断続切削に供した場合には、耐摩耗性が低下傾向を示すためである。
一方、Ｂ層のＡｌの含有割合ｙが０．９５を超えると、硬さを確保する上で重要なＮａＣｌ型の面心立方構造(以下、単に、「面心立方構造」という)を維持するのが難しく、硬さに劣る六方晶構造のＡｌＮ結晶粒が生成するようになるため、硬さが低下し、耐摩耗性が低下することから、Ｂ層のＡｌの含有割合ｘは、０．５０＜ｘ＜０．９５と定めた。
また、Ａ層は、Ｂ層に比して、相対的にＡｌの含有割合ｘを０．７５未満と少なくし、さらに、ｘ＜ｙとしているが、これは、Ａ層で、Ｂ層に比して相対的にＴｉの含有割合を高めることによって靱性を高めるためであるが、このようなＡ層と、Ｔｉ含有割合が少なく硬度の高いＢ層を交互にナノ積層することによって、Ａ層とＢ層との界面での応力緩和が図られ、切削加工時の高熱・高負荷によって上部層に熱亀裂が発生した場合でも、この熱亀裂の工具基体方向への伝播・進展が抑制されるため、硬質被覆層全体としての耐剥離性、耐チッピング性、耐欠損性が高められる。
なお、前記Ａ層及びＢ層、さらに、後記するＣ層およびＤ層は、必ずしも面心立方構造の結晶粒のみによって構成されているわけではなく、六方晶構造のＡｌＮ相が微量生成する場合がある。
これは、硬質被覆層をＸ線回折した際に、六方晶構造のＡｌＮに対応する回折ピークが検出されることからも明らかである。
しかし、六方晶構造のＡｌＮ相の存在割合が５面積％を超えない限り、硬質被覆層全体としての硬度の低下、耐摩耗性の低下に大きな影響を与えることはないから、硬質被覆層中に、六方晶構造のＡｌＮ相が５面積％以下存在することは許容される。

本発明では、上部層のナノ積層を構成するＡ層、Ｂ層、また、後記する下部層のナノ積層を構成するＣ層、Ｄ層の一層平均層厚を０．５〜５０ｎｍとしているが、これは、それぞれの層の一層平均層厚が０．５ｎｍ未満であると、格子不整合によるひずみが増大し、自壊し易くなり、一方、一層平均層厚が５０ｎｍを超えると、クラックの分散効果、進展抑制効果が十分に得られなくなるという理由による。
なお、本発明におけるＡ層、Ｂ層、また、後記するＣ層、Ｄ層では、金属成分と非金属成分の比(即ち、（Ｔｉ＋Ａｌ）：Ｎ、あるいは、（Ｔｉ＋Ａｌ＋Ｎｉ＋Ｃｏ）：Ｎ)を表現上１：１で記載しているが、上記の比は、化学量論比である１：１には限定されず、例えば、１：０．５〜１：１．２の範囲内であれば、１：１の場合と同一の結晶構造が維持され、同様な効果を得ることができる。

下部層：
下部層は、相対的にＡｌ含有割合が少ない前記Ａ層のような低Ａｌ−ＴｉＡｌＮ層において、層構成成分としてさらにＣｏ及びＮｉの一種または二種が含有されたＣ層と、相対的にＡｌ含有割合が多い前記Ｂ層のような高Ａｌ−ＴｉＡｌＮ層において、層構成成分としてさらにＣｏ及びＮｉの一種または二種が含有されたＤ層の交互ナノ積層からなる。
より具体的にいうと、Ｃ層は、組成式：（Ｔｉ_{１−α−γ}Ａｌ_αＭ_γ）Ｎ（但し、Ｍは、ＣｏまたはＮｉのいずれか一種または二種であって、α、γは原子比で、０．５０＜α＜０．７５、０．００５＜γ＜０．１０）を満足するＴｉとＡｌとＭの窒化物（以下、「低Ａｌ−ＴｉＡｌＣｏＮｉＮ」という場合がある）層からなる。
また、Ｄ層は、組成式：（Ｔｉ_{１−β−γ}Ａｌ_βＭ_γ）Ｎ（但し、Ｍは、ＣｏまたはＮｉのいずれか一種または二種であって、β、γは原子比で、０．５０＜β＜０．９５、０．００５≦γ≦０．１０）を満足するＴｉとＡｌとＭの窒化物（以下、「高Ａｌ−ＴｉＡｌＣｏＮｉＮ」という場合がある）層からなる。
さらに、Ｃ層におけるＡｌの含有割合αと、Ｄ層におけるＡｌの含有割合βは、α＜βの関係を満足することが必要である。

前記Ｃ層におけるＡｌの含有割合αおよび前記Ｄ層におけるＡｌの含有割合βを、それぞれ
０．５０より大きくしているのは、前記Ａ層、Ｂ層の場合と同様に、αあるいはβが０．５０以下になるとＣ層およびＤ層共に硬さが十分でなくなるため、ステンレス鋼、鋳鉄等の高速切削、高速断続切削に供した場合には、耐摩耗性が低下傾向を示すためである。
また、Ｄ層のＡｌの含有割合βを０．５０＜β＜０．９５と定めた理由は、前記Ｂ層の場合と同様、Ｄ層の硬さの低下を防止し、耐摩耗性を維持するためである。
Ｃ層は、Ｄ層に比して、相対的にＡｌの含有割合ｘを０．７５未満と少なくし、Ｔｉの含有割合を高めることによって靱性を高めた層であるが、前記Ａ層の場合と同様に、Ｔｉ含有割合が少なく硬度の高いＤ層を交互にナノ積層することによって、Ｃ層とＤ層との界面での応力緩和を図るとともに、切削加工時の高熱・高負荷によって下部層内に熱亀裂が発生した場合でも、この熱亀裂の工具基体方向への伝播・進展を抑制し、硬質被覆層全体としての耐剥離性、耐チッピング性、耐欠損性向上させるためである。

本発明のＣ層、Ｄ層は、層構成成分ＭとしてＣｏ及びＮｉの一種または二種を含有している点で、前記Ａ層、Ｂ層とはその成分系が異なっている。
本発明のＣ層、Ｄ層において、層構成成分ＭとしてＣｏ、Ｎｉを含有させる理由の一つは、本発明の被覆工具の工具基体であるＷＣ基超硬合金あるいはＴｉＣＮ基サーメットにおいては、そのバインダー成分としてＣｏ及び／又はＮｉを含有していることによる。
つまり、工具基体表面近傍のＣ層、Ｄ層が、工具基体のバインダー成分と同じ成分を含有していることによって、工具基体表面と下部層との間における密着性を向上させることができる。
さらに、工具基体表面近傍のＣ層、Ｄ層がＣｏ、Ｎｉを含有することによって、工具基体表面から硬質被覆層内部へ２００ｎｍまでの深さ領域に存在するＣ層、Ｄ層の結晶粒の大きさを微細化することができ、その結果、Ｃ層、Ｄ層の靱性を向上させることができる。
具体的にいえば、工具基体表面と下部層との界面から下部層内部へ２００ｎｍまでの深さ領域に存在するＣ層、Ｄ層を構成する結晶粒の平均粒径をＤ_ＣＤとし、一方、上部層表面から上部層内部へ２００ｎｍまでの深さ領域に存在するＡ層、Ｂ層を構成する結晶粒の平均粒径をＤ_ＡＢとした時、４×Ｄ_ＣＤ＜Ｄ_ＡＢの関係を満足するようにＣ層、Ｄ層の結晶粒が微細化されている場合に、Ｃ層、Ｄ層の靱性向上が図られる。
より具体的には、Ｄ_ＡＢは２０〜２００ｎｍであって、Ｄ_ＣＤは、４〜５０ｎｍであり、かつ、４×Ｄ_ＣＤ＜Ｄ_ＡＢを満足することが望ましい。
なお、４×Ｄ_ＣＤ≧Ｄ_ＡＢとなった場合には、Ｃ層、Ｄ層を構成する結晶粒の粗大化により、工具基体との密着性低下、Ｃ層、Ｄ層の靱性低下により、剥離、チッピング、欠損等の異常損傷が発生しやすくなる。

そして、前記の工具基体表面と硬質被覆層との界面での密着性向上効果およびＣ層、Ｄ層の靱性向上効果が相俟って、本発明の被覆工具は、切れ刃に断続的・衝撃的な高負荷が作用する断続切削条件に供した場合でも、すぐれた耐剥離性、耐チッピング性、耐欠損性を発揮する。
ただ、Ｍ成分としてＣ層、Ｄ層に含有されるＮｉ、Ｃｏの含有割合γが０．００５未満ではＭ成分添加による効果を期待することはできず、一方、γが０．１０を超えると、被膜硬度が維持できなくなり、容易に塑性変形を起こし、膜破壊を起こすことから、Ｎｉ、Ｃｏの含有割合γは、０．００５≦γ≦０．１０とする。
なお、Ｃ層、Ｄ層について、その一層平均層厚は０．５〜５０ｎｍとするが、これは、Ａ層、Ｂ層について述べたと同様な理由による。
また、Ｃ層、Ｄ層からなる下部層膜厚が２００ｎｍより小さい場合、密着性向上効果が不十分であり、一方、３５０ｎｍよりも大きい場合、膜内に塑性変形が生じて、膜破壊が起こることから、下部層の膜厚を２００〜３５０ｎｍとする。

本発明の上部層を構成するＡ層、Ｂ層、また、下部層を構成するＣ層、Ｄ層の各層の組成、一層平均層厚及び平均粒径については、走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ：ＳＥＭ）、透過型電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＴＥＭ）、エネルギー分散型Ｘ線分光法（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＥＤＳ）、オージェ電子分光法（Ａｕｇｅｒ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＡＥＳ）を用いた断面測定により、測定することができる。
また、Ａ層、Ｂ層、Ｃ層、Ｄ層がそれぞれ明確な層を形成してナノ積層を構成していることはＸＲＤやＴＥＭの電子線回折図形から確認できる。
六方晶構造のＡｌＮ相の同定法及び含有割合についてはＳＥＭ、後方散乱電子回折（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ：ＥＢＳＤ）及びＴＥＭにより測定することが出来る。

本発明の被覆工具は、硬質被覆層として、Ａ層とＢ層の交互積層構造からなる上部層と、Ｃ層とＤ層の交互積層構造からなる下部層を含み、Ａ層は、低Ａｌ−ＴｉＡｌＮ層であり、Ｂ層は、高Ａｌ−ＴｉＡｌＮ層であるから、Ａ層とＢ層のナノ積層で上部層を構成することにより、熱亀裂の伝播・進展が抑制されるため、硬質被覆層全体としての耐剥離性、耐チッピング性、耐欠損性が高められる。
また、Ｃ層は、Ｃｏ、Ｎｉを含有する低Ａｌ−ＴｉＡｌＣｏＮｉＮ層であり、Ｄ層は、Ｃｏ、Ｎｉを含有する高Ａｌ−ＴｉＡｌＣｏＮｉＮ層であるから、前記熱亀裂の伝播・進展抑制効果に加え、工具基体と硬質被覆層との界面における密着性を高め、剥離、チッピング、欠損等の耐異常損傷性を向上させる。
さらに、工具基体表面と下部層の界面から下部層の内部２００ｎｍまでの深さ領域におけるＣ層、Ｄ層の結晶粒の微細化により、Ｃ層、Ｄ層の靱性を高めることができ、より一段と耐異常損傷性を向上させることができる。
よって、本発明の被覆工具は、切れ刃に断続的・衝撃的な高負荷が作用する断続切削加工条件下でも、すぐれた耐剥離性をそなえるとともに、すぐれた耐チッピング性、耐欠損性を示し、長期の使用にわたって、すぐれた切削性能を発揮する。

本発明被覆工具の硬質被覆層の断面概略模式図を示す。 被覆工具の硬質被覆層を蒸着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であり（ａ）は正面図、（ｂ）は側面図を示す。

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。

工具基体の作製：：
原料粉末として、いずれも０．５〜５μｍの平均粒径を有する、Ｃｏ粉末、ＶＣ粉末、Ｃｒ_３Ｃ_２粉末、ＴｉＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＷＣ粉末を用意し、これら原料粉末を、表７に示される配合組成に配合し、さらにワックスを加えてボールミルで７２時間湿式混合し、減圧乾燥した後、１００ＭＰａの圧力でプレス成形し、これらの圧粉成形体を焼結し、所定寸法となるように加工して、ＩＳＯ規格ＳＥＥＮ１２０３ＡＦＴＮ１のインサート形状をもったＷＣ基超硬合金工具基体Ａ１〜Ａ３を製造した。

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、Ｍｏ_２Ｃ粉末、ＺｒＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＷＣ粉末、Ｃｏ粉末及びＮｉ粉末を用意し、これら原料粉末を、表２で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型し、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Ｂ１、Ｂ２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Ａ１〜Ａ３、Ｂ１〜Ｂ２に対して、図２に示すＡＩＰ装置（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。
ＡＩＰ装置には、図２に示すように、Ａ層形成用低Ａｌ−ＴｉＡｌ合金ターゲット（カソード電極（蒸発源））、Ｂ層形成用高Ａｌ−ＴｉＡｌ合金ターゲット（カソード電極（蒸発源））、Ｃ層形成用低Ａｌ−ＴｉＡｌＣｏＮｉ合金ターゲット（カソード電極（蒸発源））、Ｄ層形成用高Ａｌ−ＴｉＡｌＣｏＮｉ合金ターゲット（カソード電極（蒸発源））を配備する。
なお、前記各ターゲット（カソード電極（蒸発源））としては、目標とする各層の組成に応じたターゲット（カソード電極（蒸発源））を配備する。
（ａ）工具基体１〜３を、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、ＡＩＰ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。
（ｂ）まず、装置内を排気して１０^−２Ｐａ以下の真空に保持しながら、ヒーターで装置内を５００℃に加熱した後、０．５〜２．０ＰａのＡｒガス雰囲気に設定し、前記回転テーブル上で自転しながら回転する工具基体に−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する。
（ｃ）次いで、まず、Ｃ層とＤ層のナノ積層からなる下部層を次のようにして形成した。
まず、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２〜１０Ｐａの範囲内の所定の反応雰囲気とすると共に、同じく表３に示す装置内温度に維持し、また、同じく表３に示す回転テーブルの回転数に制御し、回転テーブル上で自転しながら回転する工具基体に表３に示す−２５〜−１００Ｖの範囲内の所定の直流バイアス電圧を印加し、かつ、Ｃ層形成用カソード電極（蒸発源）とアノード電極との間に表３に示す６０〜２００Ａの範囲内の所定の電流を流してアーク放電を発生させると同時に、Ｄ層形成用カソード電極（蒸発源）とアノード電極との間に同じく表３に示す６０〜２００Ａの範囲内の所定の電流を流してアーク放電を発生させ、工具基体Ａ１〜Ａ３、Ｂ１〜Ｂ２の表面に、それぞれ表５に示される目標組成、一層目標平均層厚のＣ層とＤ層のナノ積層からなる下部層を蒸着形成した。
（ｄ）次いで、前記下部層の上に、Ａ層とＢ層のナノ積層からなる上部層を形成した。
まず、装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して表３に示す２〜１０Ｐａの範囲内の所定の反応雰囲気とすると共に、同じく表３に示す装置内温度に維持し、また、同じく表３に示す回転テーブルの回転数に制御し、回転テーブル上で自転しながら回転する工具基体に表３に示す−２５〜−１００Ｖの範囲内の所定の直流バイアス電圧を印加し、かつ、Ａ層形成用カソード電極（蒸発源）とアノード電極との間に表３に示す６０〜２００Ａの範囲内の所定の電流を流してアーク放電を発生させると同時に、Ｂ層形成用カソード電極（蒸発源）とアノード電極との間に同じく表３に示す６０〜２００Ａの範囲内の所定の電流を流してアーク放電を発生させ、工具基体Ａ１〜Ａ３、Ｂ１〜Ｂ２の表面に、それぞれ表５に示される目標組成、一層目標平均層厚のＡ層とＢ層のナノ積層からなる上部層を蒸着形成した。
前記工程（ａ）〜（ｄ）により、工具基体表面に、硬質被覆層として、Ｃ層とＤ層のナノ積層からなる下部層およびＡ層とＢ層のナノ積層からなる上部層を形成することにより、表５に示す本発明被覆工具(「本発明工具」という)１〜１０を作製した。

比較のため、工具基体Ａ１〜Ａ３、Ｂ１〜Ｂ２に対して、表４に示す条件で、同じく表４に示す各層を蒸着形成することで、Ａ層とＢ層の交互積層構造からなる比較例被覆工具、Ｃ層とＤ層の交互積層構造からなる比較例被覆工等、表６に示す種々の比較例被覆工具(「比較例工具」という)１〜１０を作製した。
なお、比較例工具１〜１０については、硬質被覆層として、本発明と同様なＡ層〜Ｄ層が被覆されているわけではないが、対比をわかりやすくするために、比較例工具１〜１０で被覆されている硬質被覆層についても、Ａ層、Ｂ層・・等と称した。
また、比較例工具１、８、９については、Ｃ層、Ｄ層が存在せず、比較例工具６についてもＢ層、Ｄ層は存在しない。

上記で作製した本発明工具１〜１０および比較例工具１〜１０について、硬質被覆層の縦断面を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）、エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）を用いた断面測定により、Ａ層、Ｂ層、Ｃ層、Ｄ層の組成、一層層厚を複数箇所で測定し、これを平均することにより、平均組成、一層平均層厚を算出した。
また、工具基体表面と下部層の界面から下部層の内部へ２００ｎｍまでの深さ領域に存在するＣ層、Ｄ層を構成する結晶粒の平均粒径Ｄ_ＣＤ、また、上部層表面から上部層の内部へ２００ｎｍまでの深さ領域に存在するＡ層、Ｂ層を構成する結晶粒の平均粒径Ｄ_ＡＢについても、ＳＥＭを用いて、幅１μｍ、高さ２００ｎｍの範囲で観察した際に各結晶粒の最も長い長さを長軸とし、前記長軸と直行する方向の最大長さを結晶粒径として、観察範囲で測定した結晶粒径の平均値を平均粒径として求めた。
測定したＤ_ＣＤ、Ｄ_ＡＢから、４×Ｄ_ＣＤ＜Ｄ_ＡＢの関係を満足するか否か判定した。
さらに、ＳＥＭ、ＴＥＭにより、硬質被覆層中に六方晶構造のＡｌＮが存在するか否かを確認するとともに、六方晶構造のＡｌＮの存在割合を測定した。
表５、表６に、上記で測定した値等を示す。

次いで、本発明工具１〜６および比較例工具１〜６について、ＳＥ４４５Ｒ０５０６Ｅのカッタを用いて、以下の切削条件Ａ及び切削条件Ｂで単刃の高速正面フライス切削加工試験を実施した。
≪切削条件Ａ≫
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０の幅６０ｍｍ×長さ４００ｍｍのブロック材
切削速度：３００ ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：２．０ｍｍ、
送り：０．２５ ｍｍ／ｔｏｏｔｈ、
の高速連続切削条件(通常の切削速度は、１５０〜２５０ ｍ／ｍｉｎ．)で切削試験を行い、切削長５．０ｍまで切削し、逃げ面摩耗幅を測定し、刃先の損耗状態を観察した。
表７にその結果を示す。
≪切削条件Ｂ≫
被削材：ＪＩＳ・ＦＣＤ６００の幅６０ｍｍ×長さ２５０ｍｍのブロック材
切削速度：３５０ ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１．８ ｍｍ、
送り：０．３５ ｍｍ／刃、
の高速断続切削条件(通常の切削速度は、１５０〜２５０ｍ／ｍｉｎ．)で、切削長２．０ｍまで切削し、逃げ面摩耗幅を測定し、刃先の損耗状態を観察した。
表８にその結果を示す。

また、本発明工具７〜１０および比較例工具７〜１０について、ＳＥ４４５Ｒ０５０６Ｅのカッタを用いて、以下の切削条件Ｃで単刃の正面フライス切削加工試験を実施した。
≪切削条件Ｃ≫
被削材：ＪＩＳ・ＳＵＳ３０４の幅６０ｍｍ×長さ２００ｍｍのブロック材
切削速度：１５０ ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：２．５ｍｍ、
送り：０．３０ ｍｍ／ｔｏｏｔｈ、
の連続切削条件で切削試験を行い、切削長２．０ｍまで切削し、逃げ面摩耗幅を測定し、刃先の損耗状態を観察した。
表９にその結果を示す。

表７、表８の結果によれば、本発明工具１〜６では、剥離発生がなく、しかも、表７の逃げ面摩耗幅の平均は約０．１６ｍｍ、表８の逃げ面摩耗幅の平均は約０．２０ｍｍであるのに対して、比較例工具１〜６は逃げ面摩耗が進行し、また、剥離、チッピング、欠損等の異常損傷の発生により短時間で寿命となった。
また、表９の結果によれば、本発明工具７〜１０では、剥離発生がないばかりか、逃げ面摩耗幅の平均は約０．１４ｍｍであるのに対して、比較例工具７〜１０は逃げ面摩耗が進行し、また、剥離、欠損等の異常損傷の発生により短時間で寿命となった。
この結果から、本発明工具は、比較例工具に比して、耐剥離性ばかりか、耐チッピング性、耐欠損性、耐摩耗性のいずれにも優れていることが分かる。

本発明の表面被覆切削工具は、各種被削材の通常の切削条件での切削加工は勿論のこと、高熱発生を伴い、しかも、切刃に高負荷が作用するステンレス鋼、鋳鉄などの高速連続切削加工、高速断続切削加工においても、すぐれた耐剥離性、耐チッピング性、耐欠損性および耐摩耗性を発揮し、長期に亘ってすぐれた切削性能を示すものであるから、切削加工装置の高性能化、並びに切削加工の省力化および省エネ化、さらに低コスト化に十分満足に対応できるものである。

Claims (3)

1. ＷＣ超硬合金またはＴｉＣＮ基サーメットからなる工具基体の表面に、０．５〜１０μｍの平均層厚の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、交互積層構造からなる上部層と交互積層構造からなる下部層を含み、
   （ｂ）前記交互積層構造からなる上部層は、一層平均層厚がそれぞれ０．５〜５０ｎｍのＡ層とＢ層が交互に積層され、
   前記Ａ層は、
   組成式：（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）Ｎ（但し、ｘは原子比で、０．５０＜ｘ＜０．７５）を満足するＴｉとＡｌの窒化物層であり、
   前記Ｂ層は、
   組成式：（Ｔｉ_１−ｙＡｌ_ｙ）Ｎ（但し、ｙは原子比で、０．５０＜ｙ＜０．９５かつｘ＜ｙ）を満足するＴｉとＡｌの窒化物層であり、
   （ｃ）前記交互積層構造からなる下部層は、一層平均層厚がそれぞれ０．５〜５０ｎｍのＣ層とＤ層が交互に積層され、下部層の合計平均層厚は２００〜３５０ｎｍであり、
   前記Ｃ層は、
   組成式：（Ｔｉ_{１−α−γ}Ａｌ_αＭ_γ）Ｎ（但し、Ｍは、ＣｏまたはＮｉのいずれか一種または二種であって、α、γは原子比で、０．５０＜α＜０．７５、０．００５≦γ≦０．１０）を満足するＴｉとＡｌとＭの窒化物層であり、
   前記Ｄ層は、
   組成式：（Ｔｉ_{１−β−γ}Ａｌ_βＭ_γ）Ｎ（但し、Ｍは、ＣｏまたはＮｉのいずれか一種または二種であって、β、γは原子比で、０．５０＜β＜０．９５、０．００５≦γ≦０．１０かつα<β）を満足するＴｉとＡｌとＭの窒化物層であることを特徴とする表面被覆切削工具。
2. 前記硬質被覆層には、六方晶構造のＡｌＮ相が５面積％以下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. 前記上部層の表面から上部層の内部へ２００ｎｍまでの深さ領域において測定したＴｉとＡｌの窒化物結晶粒の平均粒径（ｎｍ）をＤ_ＡＢとし、また、工具基体表面と下部層との界面から下部層の内部へ２００ｎｍまでの深さ領域において測定したＴｉとＡｌとＭの窒化物結晶粒の平均粒径（ｎｍ）をＤ_ＣＤとした場合、４×Ｄ_ＣＤ＜Ｄ_ＡＢの関係を満足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。